JPWO2004092602A1

JPWO2004092602A1 - Sliding member

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Publication number: JPWO2004092602A1
Application number: JP2005505486A
Authority: JP
Inventors: 聡高柳; 藤田　正仁; 正仁藤田; 柴山　隆之; 隆之柴山
Original assignee: Daido Metal Co Ltd
Current assignee: Daido Metal Co Ltd
Priority date: 2003-04-17
Filing date: 2004-04-16
Publication date: 2006-07-06
Anticipated expiration: 2024-04-16
Also published as: DE112004000651B4; DE112004000651T5; GB0521504D0; WO2004092602A1; GB2415753A; GB2415753B; JP4589229B2

Abstract

本発明は、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、特に耐疲労性の向上を図る。オーバレイ（摺動層）４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構成とする。オーバレイ４は、スパッタリングにて形成する。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優れる。アモルファスカーボンは、高硬度であるため耐摩耗性および耐疲労性の向上に寄与し、摩擦係数も低いため非焼付性の向上にも寄与する。さらに、アモルファスカーボンを添加することにより、素地の結晶が微細化し、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。The present invention particularly aims to improve fatigue resistance in a material in which any one of Sn, Pb, Bi, In, and Al or an alloy based on the metal is used as the base material of the sliding layer. The overlay (sliding layer) 4 has a structure in which any one of Sn, Pb, Bi, In, and Al or an alloy based on the metal is used as a base material, and amorphous carbon is added to the base material. The overlay 4 is formed by sputtering. Sn, Pb, Bi, and In are excellent in non-seizure property because of low adhesion to a mating material such as Fe. Amorphous carbon has a high hardness and thus contributes to the improvement of wear resistance and fatigue resistance, and since it has a low friction coefficient, it also contributes to the improvement of anti-seizure property. Furthermore, by adding amorphous carbon, the crystals of the matrix are made finer, the mechanical strength is increased, and the wear resistance and fatigue resistance can be further improved.

Description

この発明は、基材上に摺動層を備えた摺動部材に関する。 The present invention relates to a sliding member having a sliding layer on a base material.

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、特開昭５３−１４６１４号公報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。
この問題を解消するために、例えば、特開２００１−２４７９９５号公報では、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、特開平７−２５２６９３号公報にみられるように、ＳｎまたはＳｎベースの合金中に硬質粒子（例えばＳｉＣ、Ｓｉ_３Ｎ_４）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。2. Description of the Related Art Conventionally, a sliding member, for example, a sliding bearing for an engine in an automobile, has a structure in which a sliding layer (overlay) is provided on a base material.
The use of a Sn base coating as the sliding layer is widely known as disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 53-14614. Further, it is well known to form an overlay film using a base material of a soft metal such as a Pb base film in addition to the Sn base film.
In addition to Sn and Pb, soft metals such as In and Bi have excellent anti-seizure property due to their low adhesion to the mating material such as Fe. Has been used.
However, since these metals are soft, their fatigue resistance is poor, and it is often impossible to use them in a high surface pressure engine.
In order to solve this problem, for example, in Japanese Patent Laid-Open No. 2001-247995, it is possible to improve the hardness and mechanical strength of a Sn-based substrate such as Cu on a Sn-based substrate. It has been proposed to add many possible metals to form an overlay coating. However, Sn and Cu easily form hard and brittle compounds, and the heat generated during the operation of the engine facilitates the growth of such compounds. Such a hard and brittle compound easily damages the mating material and reduces the non-seizure property. Further, a compound that has grown large is likely to fall off, and fatigue fracture is likely to occur from the dropout portion, resulting in a decrease in fatigue resistance.
In order to improve the wear resistance and fatigue resistance of the sliding layer, hard particles (eg, SiC, Si ₃ N ₄ ) are added to Sn or a Sn-based alloy as disclosed in JP-A-7-252693. In some cases, it was added by the composite plating technique. However, the hard particles added by the composite plating technique have a large particle size of 0.1 μm to several μm, and since they are wet-plated, it is difficult to uniformly disperse the hard particles in the plating solution, and the hard particles are not easily dispersed in the overlay coating. Frequent variations in the distribution of hard particles occurred. In such a sliding layer, large hard particles or hard particles that have become large lumps are likely to damage the mating material, and the non-seizure property decreases.
On the other hand, sliding bearings used in diesel engines under high load require fatigue resistance. In order to meet this demand, an Al-based coating has been often used as a sliding layer of sliding bearings for diesel engines. Specifically, this Al-based coating is made of an Al-Sn alloy, Al supports the load, and soft Sn bears the conformability and non-seizure property.
Therefore, in the sliding layer of this Al-Sn alloy, increasing the Sn content can improve the non-seizure property. However, when soft Sn increases, the hardness of the sliding layer decreases, which causes a problem that fatigue resistance decreases. Under these circumstances, in the conventional Al-Sn alloy sliding layer, Sn is usually added up to 20% by mass, but the anti-seizure property is not satisfactory.
The present invention has been made in view of the above circumstances, and an object thereof is to use a metal of any one of Sn, Pb, Bi, In, and Al or an alloy based on the metal for a sliding layer. Fatigue resistance can be improved in the base material, and especially, in the case where the Al-Sn alloy base material is used as the sliding layer, the non-seizure property can be improved without impairing the fatigue resistance. It is to provide a sliding member provided with a sliding layer capable of

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。According to the present invention, a sliding layer is provided on a base material, and the sliding layer is based on a metal of any one of Sn, Pb, Bi, In and Al or an alloy based on the metal. It is characterized in that amorphous carbon is added to.
The sliding layer can be formed by a dry plating method such as a sputtering method, an ion plating method, or a CVD method.
Among the metals used for the base material of the sliding layer, Sn, Pb, Bi, and In, excluding Al, are very excellent in non-seizure property because of their low adhesion to the mating material such as Fe.
When Al is used for the base material of the sliding layer, it can be made excellent in non-seizure property by alloying it with another soft metal, for example, Sn. Even if the amount of Sn added is increased, the addition of amorphous carbon makes Al and Sn finer and has higher strength. For this reason, there is no problem that the fatigue resistance is lowered, and a sliding layer having both excellent fatigue resistance and non-seizure resistance can be obtained.
Since amorphous carbon has a high hardness, it enhances mechanical strength and contributes to improvement of wear resistance and fatigue resistance. Further, since the friction coefficient is low, it also contributes to the improvement of anti-seizure property. Moreover, the addition of amorphous carbon makes the crystallites of the base material of the sliding layer finer. Along with this, the mechanical strength of the sliding layer increases, and wear resistance and fatigue resistance can be further improved.
Here, the crystallite is a unit that is the basis of the particles in the sliding layer and the base material containing the particles. The miniaturization of the crystallites is the miniaturization of the base material. Further, as described later, crystallites can be confirmed by X-ray diffraction analysis, and particles can be confirmed by texture observation with a scanning electron microscope.
Diamond-like carbon (hereinafter referred to as DLC) is particularly preferable as the amorphous carbon. Note that the DLC in this specification includes not only amorphous DLC but also those having fine crystals.
In this case, it is preferable that the crystallite diameter of the base material measured by X-ray diffraction analysis is 100 nm or less. By refining the crystals of the base material of the sliding layer to this extent, the mechanical strength increases as described above, and the wear resistance and fatigue resistance can be further improved.
One or more metals selected from Sn, Pb, Bi, Al, In, Cu, Sb, Ag, and Cd can be added to the base material of the sliding layer. In this case, Sn, Pb, Bi, In, and Al are metals that can also serve as the base material on the base side, and have a function of improving anti-seizure property, conformability, and corrosion resistance. Further, Cu, Sb, Ag and Cd have a function of increasing the mechanical strength and hardness of the sliding layer.
When the added metal is one or more of Sn, Pb, Bi, In and Al, the content of each added metal is 20% by mass or less, and the total content of the added metals is It is preferably 30% by mass or less. However, when the base material is Sn or Al, the case where the added metal is Al or Sn is excluded. If the content of each of these additional metals exceeds 20 mass %, or if the total content of these added metals exceeds 30 mass %, the melting point of the sliding layer tends to decrease significantly and the anti-seizure property tends to decrease.
When the added metal is one or more of Cu, Sb, Ag, and Cd, the content of each added metal is 5% by mass or less, and the total content of the added metals is It is preferably 10% by mass or less. These added metals easily form a hard and brittle compound with the base material of the sliding layer. Therefore, if the content of each of these additional metals exceeds 5% by mass, or if the total content of these added metals exceeds 10% by mass, the compound becomes large, and it is easy to fall off, from which fatigue fracture, There is a tendency that wear progresses and fatigue resistance and wear resistance decrease.
When Al is used for the base material of the sliding layer, it is preferably an alloy with Sn, the content of which is 20 to 80 mass% of Al and 20 to 80 mass% of Sn. Amorphous carbon is added to the base material. In this Al-Sn alloy, even if the Sn content is increased, the addition of amorphous carbon makes the Al and Sn crystals finer and increases the mechanical strength, so that there is no fear of causing deterioration in wear resistance. A sliding layer having excellent wear resistance and anti-seizure property can be obtained.
At least one metal selected from Si, Cu, Sb, In, and Ag can be added to the alloy of Al and Sn forming the sliding layer. In can improve non-seizure property, conformability, and corrosion resistance. Cu, Sb, and Ag enhance the mechanical strength and hardness of the sliding layer. Since Si is a hard element, it increases the hardness of the sliding layer and improves fatigue resistance. In addition, Si functions as a hard material and has a function of scraping off the metal adhered to the mating material, and thus improves the non-seizure property. It is preferable that these Si, Cu, Sb, In, and Ag are independently 5% by mass or less, and the total content of the added metals is 10% by mass or less.
When the content of each of In and Ag exceeds 5% by mass, or the total content thereof exceeds 10% by mass, the melting point of the sliding layer is significantly lowered, and the anti-seizure property tends to be deteriorated. Cu, Sb, and Ag form a hard and brittle compound with Al and Sn, and when the content of each of these additive metals exceeds 5 mass% or the total content thereof exceeds 10 mass%, Since the compound becomes large, it tends to fall off, and fatigue and wear tend to progress. Further, Si is difficult to form a compound with Al or Sn, and if it is contained in a large amount, Si tends to fall off from the sliding layer.
The Al-Sn alloy is refined by adding amorphous carbon. The degree of miniaturization is preferably 1 μm or less in terms of particle size of Al or Sn. When the particle diameter is 1 μm or less, the effect of improving the fatigue resistance and anti-seizure property is further enhanced.
The particle diameter is more preferably 0.05 μm or less. If the crystal is refined as the particle diameter becomes 0.05 μm or less, the fatigue resistance can be further improved.
The crystallite size can be 30 nm. When the crystallite diameter is as fine as this, more excellent fatigue resistance can be obtained.
Here, the mechanism of crystallite miniaturization by adding amorphous carbon will be described. Amorphous carbon hinders the growth of crystallites, resulting in finer crystallites.
When the substrate is a single metal such as Sn, the refinement of crystallites due to the addition of amorphous carbon can be confirmed by X-ray diffraction analysis, but the difference in the presence or absence of amorphous carbon can be confirmed by observing the cross-sectional structure with a scanning electron microscope. Can not.
When an amorphous carbon is added to an Al—Sn alloy to form an overlay, the amorphous carbon also hinders the growth of crystallites of Al and Sn, and the crystallites of Al and Sn are miniaturized. This can be confirmed by X-ray diffraction analysis as in the above. Further, when the cross-sectional structure is observed when amorphous carbon is not added, Al and Sn can be observed as respective phases, and when the contents of Al and Sn are different, the smaller one can be observed as particles. However, when amorphous carbon is added, the crystallites of Al and Sn become finer, and as a result, it becomes extremely difficult to catch the particles of Al or Sn by observing the cross-sectional structure with a scanning electron microscope.
Content of amorphous carbon in the sliding layer formed by using any one of the above Sn, Pb, Bi, In, and Al or an alloy based on the metal as a base, and adding amorphous carbon to the base Is preferably 0.1 to 8 mass %. When the content of amorphous carbon is 0.1% by mass or more, the crystals of the base material are sufficiently miniaturized and the hardness is increased. When the content is 8% by mass or less, the hardness is appropriately high, the foreign matter embeddability is not impaired, and excellent anti-seizure property can be maintained.
Further, the thickness of the sliding layer is preferably 30 μm or less. When the thickness is 30 μm or less, it is effective in reducing the internal stress of the sliding layer and is preferable in terms of fatigue resistance.

図１は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
図２はオーバレイの結晶子を示す模式的な断面図
図３は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
図４は疲労試験条件を示す図
図５は半価幅を説明するための図
図６は比較例１のＸ線回折分析の測定データを示す図
図７は実施例２のＸ線回折分析の測定データを示す図
図８は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
図９は焼付試験条件を示す図
図１０は実施例１２の走査電子顕微鏡による組織観察の模式図
図１１は比較例３の走査電子顕微鏡による組織観察の模式図FIG. 1 is a schematic cross-sectional view of a slide bearing according to an embodiment of the present invention. FIG. 2 is a schematic cross-sectional view showing a crystallite of an overlay. FIG. FIG. 4 shows the results. FIG. 4 shows the fatigue test conditions. FIG. 5 shows the half-value width. FIG. 6 shows the measurement data of the X-ray diffraction analysis of Comparative Example 1. FIG. 7 shows the X of Example 2. FIG. 8 shows the measurement data of the line diffraction analysis. FIG. 8 shows the composition of the overlay used in the experiment showing the effect of the present invention and the experimental result in another embodiment. FIG. 9 shows the seizure test condition. Schematic diagram of the tissue observation by the scanning electron microscope of Example 12 FIG. 11 is a schematic diagram of the tissue observation by the scanning electron microscope of Comparative Example 3

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（ＣＨ_４）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。In order to describe the present invention in more detail, it will be described with reference to the accompanying drawings.
1 to 7 show an embodiment of the present invention. First, FIG. 1 schematically shows a cross section of a sliding bearing as a sliding member. This slide bearing 1 comprises a back metal 2 made of steel, a bearing alloy layer 3 provided on the upper surface of the back metal 2 in the figure, and an overlay 4 as a sliding layer provided on the upper surface of the bearing alloy layer 3 in the figure. It has a three-layer structure with. In this case, the backing metal 2 and the bearing alloy layer 3 form a base material 5, and the overlay 4 is provided on the base material 5. As the bearing alloy layer 3, an aluminum alloy or a copper alloy is generally used. The overlay 4 is formed to have a thickness of 30 μm or less.
FIG. 3 shows the compositions of Examples 1 to 10 of the present invention and Comparative Example 1 for the overlay 4. 3, in Examples 1 to 3 and 7, Sn out of Sn, Pb, Bi, In, and Al was used for the base material of the overlay 4, and amorphous carbon (C) was added thereto. In Examples 4 and 8, an Sn-based Sn-Cu alloy was used as the base material, and amorphous carbon (C) was added to this. In Examples 5 and 9, a Pb-based Pb-Sn-Cu alloy and a Pb-Sn-In alloy were used, and amorphous carbon (C) was added to this alloy. In Examples 6 and 10, Bi and Al were used as the base material, and the amorphous carbon (C) was added thereto.
In Comparative Example 1, Sn was used alone, and no amorphous carbon (C) was added.
Here, Examples 1 to 10 of the present invention and Comparative Example 1 were formed using a magnetron sputtering apparatus.
Next, of Examples 1 to 10, a method of forming the overlay 4 of Example 2 will be specifically described. The film forming methods of Examples 1, 3 to 10 and Comparative Example 1 are the same as the film forming method of Example 2. First, the base material 5 is set in the base material mounting portion of the above apparatus, and each target of Sn, which is a raw material of the overlay base, and graphite (Gr), which is a raw material of amorphous carbon, is set in a predetermined ratio in the target of the above apparatus. Attach to the attachment part.
Next, the inside of the chamber of the above apparatus is evacuated to 1.0×10 ⁻⁶ Torr, and then Ar gas is supplied into the chamber so that the pressure in the chamber becomes 2.0×10 ⁻³ Torr. adjust.
Then, in order to clean the surface of the base material 5 with Ar, a bias voltage of 1000 V is applied, Ar plasma is generated between the base material 5 and the target, and reverse sputtering is performed for 15 minutes.
Next, a voltage is applied so that a current of 2 to 5 A flows to the Sn target and a current of 4 to 7 A flows to the Gr target, respectively.
Then, Sn atoms are sputtered from the target of Sn by collision of Ar ions, and a film is formed on the surface of the base material 5. Further, carbon atoms are sputtered from the target of Gr by collision of Ar ions and added as amorphous carbon in the overlay. As a result, the overlay 4 in which the amorphous carbon is uniformly dispersed is formed in the Sn matrix.
In the above-described manufacturing method, by supplying methane (CH ₄ ) gas into the chamber without using a Gr target, DLC, which is amorphous carbon containing hydrogen atoms, can be added to the Sn matrix. .. In that case, after performing reverse sputtering, Ar gas and methane gas are supplied as gas in the apparatus, and the flow rate ratio of methane gas to the total gas flow rate is set to 20 to 50%.
Then, Sn atoms are sputtered by Ar ions from the Sn target to form a film on the surface of the base material 5. Further, methane gas is decomposed in plasma and added to the Sn matrix as DLC composed of C atoms and H atoms.
FIG. 2 schematically shows a cross-sectional view of the overlay of Example 2 formed as described above. In FIG. 2, reference numeral 6 indicates Sn crystallite, and reference numeral 8 indicates DLC. In FIG. 2, it can be seen that the crystallite diameter of the Sn matrix is 100 nm or less.
Next, a method for measuring the crystallite size (crystallite diameter) of the overlay will be described. Here, X-ray diffraction analysis is performed using an X-ray diffraction analyzer, the half-value width of the peak corresponding to a certain crystal plane is determined, and the result is applied to the Scherrer's equation (equation (1)) to determine the crystallite size. Ask. The full width at half maximum is a 2θ range under which the intensity is higher than 1p/2 when the maximum intensity of the peak is 1p, as shown in FIG.
B=Kλ/t·cos θ (1)
However, B: spread of diffraction line due to crystallite size
K: form factor
λ: wavelength of X-ray used for measurement
t: crystallite size
θ: Bragg angle of diffraction line When obtaining the half-value width, the obtained peak is separated into a Kα1 peak and a Kα2 peak.
FIG. 6 corresponds to Comparative Example 1, and is an example of obtaining the crystallite size by obtaining the full width at half maximum from the peak of the (312) plane of the overlay of Sn alone. The half-value width measured and calculated from the Kα1 peak obtained from the peak of the (312) plane was 0.070°. As a result, the crystallite size was 150 nm.
On the other hand, FIG. 7 corresponds to Example 2 (an example in which 2% by mass of amorphous carbon is added to the Sn substrate), and the half-value width is obtained from the peak of the (312) plane of the overlay to obtain the crystal. This is an example of obtaining the child size. The half width measured and calculated from the Kα1 peak obtained from the (312) plane peak was 0.307°. As a result, the crystallite size was 34 nm.
In addition, as a result of performing the same measurement for Examples 1 and 3 to 10 other than Example 2, the diameter of the crystallite of the base material is 100 nm or less, and especially the crystallite of Al which is the base material of Example 10 The diameter was 30 nm or less.
In order to confirm the effect of the present invention, a fatigue test was conducted on Examples 1 to 10 and Comparative Example 1 described above. The test conditions are shown in FIG. In this case, in the fatigue test, the maximum surface pressure that does not cause fatigue was obtained by increasing the surface pressure by 5 MPa. The test results are shown in FIG. 3 above. Note that FIG. 3 also shows the measurement results of the Vickers hardness of the overlay (sliding layer).
In FIG. 3, consider the test results. First, Comparative Example 1 is a case where the overlay is Sn alone, and in this case, it is found that the Vickers hardness is low and the fatigue resistance is poor. On the other hand, in all of Examples 1 to 10, the Vickers hardness was hardened to 20 or more, and the fatigue resistance was superior to that of Comparative Example 1.
Next, Examples 1 to 10 will be examined in more detail. In Examples 1 to 3 and 7, not only are they excellent in fatigue resistance, but Example 1 is relatively low in hardness and foreign matter embeddability is particularly excellent, and Examples 2 and 3 are the maximum surface that does not fatigue. The pressure is 120 MPa or more, and the fatigue resistance is particularly excellent. From these results, the content of amorphous carbon (C) is preferably 0.1 to 8.0 mass%, more preferably 0.5 to 6 mass%.
A comparison will be made between Example 2 and Example 4. Although the amorphous carbon (C) content is the same, in Example 4, Cu is added, and the fatigue resistance is higher than in Example 2 in which Cu is not added. It is considered that this is because the addition of Cu improves the mechanical strength and hardness of the sliding layer and increases the fatigue resistance.
A comparison will be made between Example 4 and Example 8. Although the content of amorphous carbon (C) is the same, in Example 4, the Cu content is 2% by mass, and the fatigue resistance is higher than that in Example 8 in which the Cu content exceeds 5% by mass. Has improved.
In Example 9, Pb is used as a base material, and amorphous carbon, Sn, and In are added thereto. In Example 10, Al was used as a base material and amorphous carbon was added to it. Also in this case, the fatigue resistance is excellent as in the other examples.
From the above results, in Examples 1 to 10 of the present invention, a metal of any one of Sn, Pb, Bi, In, and Al or an alloy based on the metal was used as an overlay base, It can be seen that a sliding member having excellent fatigue resistance can be provided.
8 to 11 show another embodiment of the present invention. This embodiment is intended for the base material of the overlay 4 shown in FIG. 1 made of an Al—Sn alloy. FIG. 8 shows the compositions of Examples 11 to 22 of the present invention and Comparative Examples 2 and 3. In FIG. 8, Examples 11 to 16 are obtained by adding amorphous carbon to an Al-based Al-Sn alloy, and Examples 17 to 20 are obtained by adding amorphous carbon to a Sn-based Al-Sn alloy. It was done. Further, Example 21 is one in which Si and amorphous carbon are added to an Al-based Al-Sn alloy, and Example 22 is that in which Cu and amorphous carbon are added to an Al-based Al-Sn alloy. It is a thing.
Further, in Comparative Examples 2 and 3, the base material is an Al-based Al—Sn alloy and no amorphous carbon is added.
The overlay 4 of Examples 11 to 22 and Comparative Examples 2 and 3 was formed by the same method as that of Example 2 described above. In this case, each target metal of Sn and Al or an Al—Sn alloy alloyed by casting in advance can be used as a target during sputtering.
After film formation, the cross sections of the overlays of Example 12 and Comparative Example 3 were observed with a scanning electron microscope. The scanning electron microscope used has a magnification of 3000.
FIG. 10 is a schematic view of the cross section of the overlay of Example 12 observed with a scanning electron microscope, and FIG. 11 is a schematic view of the cross section of the overlay of Comparative Example 3 observed with a scanning electron microscope.
As is clear from FIG. 11, in Comparative Example 3 in which amorphous carbon is not added, Sn particles can be captured in Al by a scanning electron microscope, and some Sn particles have small particle diameters, but in general, The size is 1 μm or more.
On the other hand, in Example 12 in which amorphous carbon was added, Al and Sn particles were not visible as shown in FIG. This is because the particles of Al and Sn were too small to be captured by the scanning electron microscope used, and the same observation result was obtained when no particles were present in the overlay. By the way, when the crystallite size of the overlay of the sample of Example 12 was measured by X-ray diffraction analysis, the crystallite size of Al was 18 nm and the crystallite size of Sn was 15 nm.
A fatigue test and a seizure test were carried out for Examples 11 to 22 and Comparative Examples 2 and 3, and the results are shown in FIG. Fatigue test conditions are the same as in FIG. The baking test conditions are shown in FIG. In this case, in the seizure test, the surface pressure was increased by 5 Pa after the running-in operation, and the maximum surface pressure without seizure was obtained. Note that FIG. 8 also shows the measurement results of the overlay Vickers hardness.
In FIG. 8, the test results are examined. In Comparative Examples 2 and 3 in which amorphous carbon is not added, Examples 11 to 22 in which amorphous carbon is added show that the crystallites of the metal forming the overlay are The fineness increases the hardness and improves the fatigue resistance.
When the amorphous carbon is DLC, since DLC is a substance having a small friction coefficient, it can be understood from the comparison between Example 11 and Comparative Example 2 that the Sn content is the same. improves.
On the other hand, as understood from Comparative Examples 2 and 3, when the Sn content is increased in the Al-Sn alloy, the hardness of the overlay is lowered and the fatigue resistance is lowered. However, as can be understood from the comparison between Example 12 and Comparative Example 3, when amorphous carbon is added, the hardness of the overlay increases due to the refinement of the crystallites, so even if the Sn content is increased. , With high fatigue resistance.
As is clear from Examples 12, 14 and 16, the anti-seizure property improves as the amount of Sn added increases. Regarding the improvement of the non-seizure property with the increase of the Sn content, the following two reasons are considered.
Lubricating oil plays a very important role in sliding. The lubricating oil exists between the two sliding members, and seizure does not occur when an oil film is formed. Therefore, the overlay of the slide bearing is preferably made of a material that easily forms an oil film. The wettability with the lubricating oil, which is a parameter indicating the ease of forming an oil film, is higher in Sn than in Al. Therefore, the larger the amount of Sn contained in the overlay, the higher the non-seizure property. This is the first reason.
The second reason is as follows. When oil runs out between two sliding members, frictional heat is generated. Friction heat is only locally generated when the oil film starts to partially break, but when the area ratio where the oil film breaks is large, the friction heat increases and the adhesion reaction occurs between the two members, causing burning. Attach. However, if Sn, which is a low-melting point metal, exists in the overlay, Sn locally melts at the time when the oil film starts to partially break. Since the latent heat at that time absorbs the frictional heat, the frictional heat is not accumulated and, as a result, seizure is prevented.
When the Sn content is increased in this way, the non-seizure property is improved. Moreover, since the addition of amorphous carbon improves the fatigue resistance due to the refinement of crystallites, it is possible to improve the anti-seizure property while improving the fatigue resistance.
The improvement in fatigue resistance and non-seizure property due to the increase in Sn content when the amorphous carbon is added is not limited to the Al-Sn alloy based on Al, and as shown in Examples 17 to 20, Sn Also in the Al-Sn alloy based on, by similarly increasing the Sn content, it is possible to improve the non-seizure property while maintaining excellent fatigue resistance.
Further, as can be understood from the comparison between Examples 21 and 22 and Example 14, fatigue resistance can be improved by containing Si and Cu, and particularly when Si is contained, The non-seizure property can also be improved.
The present invention is not limited to the above-mentioned embodiments, and the following modifications are possible.
In the plain bearing 1, the overlay 4 is directly provided on the upper surface of the bearing alloy layer 3, but an intermediate layer of Ni-Cr, Ti or the like is provided on the upper surface of the bearing alloy layer 3, and the overlay 4 is provided on the upper surface of the intermediate layer. It may be provided. Further, the overlay 4 may be directly provided on the upper surface of the backing metal 2. Furthermore, a familiar layer of a soft metal such as pure Sn or a resin such as PAI may be provided on the upper surface of the overlay 4.
In may be used as the base material of the overlay 4. The additive metal for increasing the mechanical strength and hardness of the overlay 4 is not limited to Cu, and may be any of Sb, Ag, and Cd, or two or more of them may be used.

以上のように、本発明にかかる摺動部材は、軸受合金上にオーバレイと称される厚さ３０μｍ以下の摺動層を形成したすべり軸受として有用である。 As described above, the sliding member according to the present invention is useful as a sliding bearing in which a sliding layer having a thickness of 30 μm or less called overlay is formed on a bearing alloy.

Claims

A sliding layer is provided on a base material, and the sliding layer is based on a metal of any one of Sn, Pb, Bi, In, and Al or an alloy based on the metal, and amorphous carbon is added to the base. A sliding member characterized by being added.

The sliding member according to claim 1,
The crystallite diameter of the base material is 100 nm or less.

The sliding member according to claim 1,
One or more metals selected from Sn, Pb, Bi, In, Al, Cu, Sb, Ag, and Cd are added to the base material.

The sliding member according to claim 2,
One or more metals selected from Sn, Pb, Bi, In, Al, Cu, Sb, Ag, and Cd are added to the base material.

The sliding member according to claim 3,
When the additive metal is one or more of Sn, Pb, Bi, In and Al, the content of each additive metal is 20% by mass or less, and the total content of the additive metals is It is characterized by being 30 mass% or less.

The sliding member according to claim 4,
When the additive metal is one or more of Sn, Pb, Bi, In and Al, the content of each additive metal is 20% by mass or less, and the total content of the additive metals is It is characterized by being 30 mass% or less.

The sliding member according to any one of claims 3 to 6,
When the additive metal is one or more of Cu, Sb, Ag, and Cd, the content of each additive metal is 5 mass% or less, and the total content of the additive metals is 10 mass. % Or less.

The sliding member according to claim 1,
The base material of the sliding layer is an alloy of Al and Sn in which Al is 20 to 80 mass% and Sn is 20 to 80 mass %, and amorphous carbon is added to the base material of the Al-Sn alloy. And

The sliding member according to claim 8,
It is characterized in that at least one metal selected from Si, Cu, Sb, In and Ag is added to the alloy of Al and Sn forming the base material.

The sliding member according to claim 9,
The content of Si, Cu, Sb, In and Ag is 5% by mass or less alone, and 10% by mass or less in total.

The sliding member according to any one of claims 8 to 10,
The particle diameter of Al or Sn in the matrix is 1 μm or less.

The sliding member according to any one of claims 8 to 10,
The particle diameter of Al or Sn in the substrate is 0.05 μm or less.

The sliding member according to claim 8,
The crystallite diameter of the base material is 30 nm or less.

The sliding member according to claim 11,
The crystallite diameter of the base material is 30 nm or less.

The sliding member according to claim 12,
The crystallite diameter of the base material is 30 nm or less.

The sliding member according to any one of claims 1 to 6 and 8 to 10,
The content of the amorphous carbon is 0.1 to 8% by mass.

The sliding member according to claim 7,
The content of the amorphous carbon is 0.1 to 8% by mass.

The sliding member according to claim 11,
The content of the amorphous carbon is 0.1 to 8% by mass.

The sliding member according to claim 12,
The content of the amorphous carbon is 0.1 to 8% by mass.

The sliding member according to claim 13,
The content of the amorphous carbon is 0.1 to 8% by mass.

The sliding member according to claim 14,
The content of the amorphous carbon is 0.1 to 8% by mass.

The sliding member according to claim 15,
The content of the amorphous carbon is 0.1 to 8% by mass.

The sliding member according to any one of claims 1 to 6 and 8 to 10,
The thickness of the sliding layer is 30 μm or less.

The sliding member according to claim 7,
The thickness of the sliding layer is 30 μm or less.

The sliding member according to claim 11,
The thickness of the sliding layer is 30 μm or less.

The sliding member according to claim 12,
The thickness of the sliding layer is 30 μm or less.

The sliding member according to claim 13,
The thickness of the sliding layer is 30 μm or less.

The sliding member according to claim 14,
The thickness of the sliding layer is 30 μm or less.

The sliding member according to claim 15,
The thickness of the sliding layer is 30 μm or less.

The sliding member according to claim 16,
The thickness of the sliding layer is 30 μm or less.

The sliding member according to claim 17,
The thickness of the sliding layer is 30 μm or less.

The sliding member according to claim 18,
The thickness of the sliding layer is 30 μm or less.

The sliding member according to claim 19,
The thickness of the sliding layer is 30 μm or less.

The sliding member according to claim 20,
The thickness of the sliding layer is 30 μm or less.

The sliding member according to claim 21,
The thickness of the sliding layer is 30 μm or less.

The sliding member according to claim 22,
The thickness of the sliding layer is 30 μm or less.