KR20110097653A

KR20110097653A - 구리계 슬라이딩 재료

Info

Publication number: KR20110097653A
Application number: KR1020110014978A
Authority: KR
Inventors: 다쿠오 이마이; 고지 즈시; 겐타로 츠지모토
Original assignee: 다이도 메탈 고교 가부시키가이샤
Priority date: 2010-02-23
Filing date: 2011-02-21
Publication date: 2011-08-31
Also published as: JP2011174118A; GB201103070D0; GB2478069B; GB2478069A; DE102011012086B4; US8871354B2; KR101292253B1; JP5058276B2; US20110206939A1; DE102011012086A1

Abstract

스틸 백-금속층(1) 및 Cu 합금층(2)을 포함하는 구리계 슬라이딩 재료가 제공된다. 상기 Cu 합금층(2)은, 질량백분율(mass%)로, 10 ~ 30%의 Bi, 0.5 ~ 5%의 무기화합물(5), 및 Cu 및 불가피한 불순물인 밸런스를 함유한다. 상기 Cu 합금층(2)은 0.5 ~ 5%의 Sn 및/또는 0.1 ~ 10%의 총량으로 Ni, Fe, P 및 Ag로부터 선택된 적어도 한 원소를 추가로 함유할 수도 있다. 상기 무기화합물(5)은 평균입자크기가 1 ~ 5㎛이고, Bi의 비중에 대하여 70 ~ 130%의 비중을 가진다. Bi 상(3)은 평균입자크기가 2 ~ 15㎛로 Cu 합금층(2)에 형성되고, 상기 Bi 상(3)은 상기 Cu 합금층(2)에서 분산되며, 등방성이다.

Description

구리계 슬라이딩 재료{COPPER-BASED SLIDING MATERIAL}

본 발명은 내피로성(fatigue resistance)이 우수한 구리계 슬라이딩 재료에 관한 것으로, 특히 내연기관에 사용되는 슬라이딩베어링재료에 적합한 구리계 슬라이딩 재료에 관한 것이다.

종래에는, 내연기관용 슬라이딩베어링에 사용하기 위한 구리계 슬라이딩 재료가 대체로 연속 소결 공정에 의해 제조되어 왔다. 상기 연속 소결 공정에 있어서는, Cu 합금 분말이 스틸 스트립(steel strip) 상으로 연속 산란된 다음, 일렬로 소결 및 롤링된다. 슬라이딩베어링용 구리계 슬라이딩 재료는 최근의 환경적인 규제를 충족시키기 위하여 납(Pb) 성분이 없어야 하므로, Pb 대신에 비스무스(Bi)를 함유하는 소결된 Cu 합금이 제안되어 왔다(예컨대, JP-B2-3421724, JP-A-2005-200703, JP-A-04-28836 및 JP-A-05-263166 참조).

내연기관의 크랭크샤프트는 보다 고속으로 회전되는 경향이 있다. 이에 따라, 슬라이딩베어링은 보다 높은 내용착성(seizure resistance)이 요구되어 왔다. 상기 Bi를 함유하는 소결된 Cu 합금이 슬라이딩베어링용 구리계 슬라이딩 재료로 사용되는 경우, 상기 소결된 Cu 합금은, 높은 내용착성을 얻기 위하여 10 mass% 보다 적지 않은 양으로 Bi를 함유하는 것이 바람직하다.

나아가, 최근의 내연기관은 경량화되고 있다. 따라서, 엔진블럭 및 커넥팅로드의 중량이 저감되고 있어, 원통형 슬라이딩베어링을 지지하기 위한 베어링하우징의 견고성이 저하되어 왔다. 이러한 베어링하우징은 내연기관의 운전 시에 탄성적으로 변형된다. 상기 베어링하우징에 고정된 슬라이딩베어링은 크랭크샤프트로부터 슬라이딩베어링의 슬라이딩면에 수직방향으로 인가되는 동적 하중(dynamic load)을 겪게 된다. 또한, 인장 및 압축 응력이 베어링에 대하여 원주 방향으로 반복해서 인가된다. 이러한 이유로, 슬라이딩베어링은 원주 방향으로도 고강도가 요구된다.

JP-B2-3421724 및 JP-A-2005-200703은, Bi를 함유하는 Cu 합금이 연속 소결 공정으로 소결되는 것을 개시하고 있다. 하지만, 소결된 Cu 합금이 고강도를 가지는 지의 여부는 Bi 함유량에 크게 좌우된다. 보다 구체적으로는, 도 7A 및 A'에 도시된 바와 같이, Cu 합금 분말(4)이 스틸 스트립 상으로 산란된 경우, Cu 합금분말층(2)에는 수많은 공간들이 존재한다. 그 후 예비소결단계에서 온도가 상승하면, 도 7B 및 B'에 도시된 바와 같이, Bi가 270℃ 정도에서 액상(3')으로 용융된 다음, Cu 합금분말입자(4)로부터 상기 분말입자(4)들 사이의 공간으로 유출된다. 이 때, Cu 합금분말입자(4)들은 충분히 소결되지 않고, 또한 충분히 결합되지 않는다. 그러므로, Cu 분말입자(4)들 간의 공간 내의 Bi가, 도 7C에 도시된 바와 같이, Cu 합금분말입자(4)들의 표면을 따라 스프레딩된다. 그 결과, Cu 합금층(2)에서의 Bi 상(3)이, 도 6에 도시된 바와 같이, 조악(coarse)하게 된다. 이는 Bi가 10 mass% 보다 적지 않은 양으로 Cu 합금층(2)에 함유되는 경우에 현저하다. Bi 상(3)은 Cu 상에서 고형-용질(solid-solute)이 거의 드물기 때문에, 상기 Cu 합금층(2)에 홀로 존재하게 된다. 나아가, Bi 상(3)은 Cu 상보다 현저하게 낮은 강도를 가진다. 동적 하중이 베어링에 인가되므로, 조악한 Bi 상(3) 또는 Bi 상(3)과 Cu 상 간의 그레인(grain) 경계로부터 크랙이 조성되기 쉬워, 상기 Cu 합금층(2)의 피로 붕괴(fatigue breakdown)를 초래할 가능성도 있다.

다른 한편으로, JP-A-04-28836은, Bi-함유 Cu 합금분말이 기계적 합금 공정에 의해 생성되어 비교적 저온(400 ~ 800℃, 보다 바람직하게는, 400 ~ 700℃)에서 소결되는 경우에, Bi 상이 미세한 구리계 슬라이딩 재료가 취득가능하다는 것을 개시하고 있다. 하지만, 연속 소결 공정에서 800℃ 보다 높지 않은 온도로 소결이 행하여지는 경우에는, 스틸 백(steel back)-금속 및 Cu 합금층이 충분히 결합될 수 없다. 그 결과, 내피로성이 저하되게 된다. 다른 한편으로, 800℃를 넘는 온도로 소결이 행하여지면, Cu 합금층 및 스틸 백-금속이 충분히 결합될 지라도, Cu 합금분말이 과도하게 소결된다. 따라서, JP-A-05-263166에 기재된 바와 같이, Cu 합금층 내의 Bi 상이 조악해진다.

본 발명은 상술된 상황의 관점에서 고안되었다. 본 발명의 목적은, 연속 소결 공정에 의해 생성된 Cu 합금층 내의 Bi 상의 조악성을 억제하고, 내피로성이 우수한 구리계 슬라이딩 재료를 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 일 형태에 따르면, 스틸 백-금속층 및 Cu 합금층을 포함하여 이루어지는 구리계 슬라이딩 재료가 제공된다. 상기 Cu 합금층은, 10 ~ 30 mass%의 Bi; 0.5 ~ 5 mass%의 무기화합물; 선택적으로 0.5 ~ 5 mass%의 Sn; 선택적으로 0.1 ~ 10 mass%의 총량으로 Ni, Fe, P 및 Ag로 이루어진 그룹으로부터 선택된 적어도 한 원소; 및 Cu 및 불가피한 불순물인 밸런스(balance)로 구성된다. 상기 무기화합물은 그 평균입자크기가 1 ~ 5㎛이고, Bi의 비중에 대하여 70 ~ 130%의 비중을 가진다. Bi 상은 Cu 합금층에 형성되고, 그 평균입자크기가 2 ~ 15㎛이며, 상기 Bi 상은 상기 Cu 합금층에서 분산되고, 상기 Bi 상은 등방성이다.

상기 무기화합물은 상기 Bi의 비중에 대하여 90 ~ 110%의 비중을 가지는 것이 바람직하다.

상기 무기화합물은 금속의 카바이드(carbide), 니트라이드(nitride) 또는 실리사이드(silicide)인 것이 바람직하다.

본 발명에 따르면, 연속 소결 공정에 의해 생성된 Cu 합금층에서의 Bi 상의 조악성을 억제할 수 있고, 내피로성이 우수한 구리계 슬라이딩 재료를 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른, 무기화합물을 함유하는 Cu 합금층의 구조를 도시한 개략도;
도 2A는 무기화합물을 함유하는 Cu 합금층을 생성하는 단계에서 Bi 상의 조악성 메커니즘을 설명하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 분말산란단계를 도시한 개략도;
도 2B는 무기화합물을 함유하는 Cu 합금층을 생성하는 단계에서 Bi 상의 조악성 메커니즘을 설명하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 300~700℃에서의 예비소결단계를 도시한 개략도;
도 2C는 무기화합물을 함유하는 Cu 합금층을 생성하는 단계에서 Bi 상의 조악성 메커니즘을 설명하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 800℃에서의 예비소결단계를 도시한 개략도;
도 2D는 도 2A에 표시된 정방형 영역의 확대개략도;
도 2A'는 도 2A의 확대개략도;
도 2B'는 도 2B의 확대개략도;
도 3은 비교실시예에 따른, Cu 합금분말의 표면 상의 비중이 가벼운 무기화합물의 상태를 도시한 단면도;
도 4는 비교실시예에 따른, Cu 합금분말의 표면 상의 비중이 무거운 무기화합물의 상태를 도시한 단면도;
도 5A는 슬라이딩베어링 절반의 평면도;
도 5B는 도 5A의 슬라이딩베어링 절반의 원주 방향으로의 단면도;
도 5C는 Cu 합금층 내의 Bi 상의 등방성 (x/y)을 설명하기 위한 그리고 도 5B의 정방형으로 표시된 확대도;
도 6은 종래 기술에 따른, 무기화합물이 없는 Cu 합금층의 구조를 도시한 개략도;
도 7A는 무기화합물이 없는 Cu 합금층을 생성하는 단계에서 Bi 상의 조악성을 설명하기 위한 종래 기술에 따른 분말산란단계를 도시한 개략도;
도 7B는 무기화합물이 없는 Cu 합금층을 생성하는 단계에서 Bi 상의 조악성을 설명하기 위한 종래 기술에 따른 300~700℃에서의 예비소결단계를 도시한 개략도;
도 7C는 무기화합물이 없는 Cu 합금층을 생성하는 단계에서 Bi 상의 조악성을 설명하기 위한 종래 기술에 따른 800℃에서의 예비소결단계를 도시한 개략도;
도 7D는 도 7A에 표시된 정방형 영역의 확대개략도;
도 7A'는 도 7A의 확대개략도; 및
도 7B'는 도 7B의 확대개략도이다.

본 발명에 따른 구리계 슬라이딩 재료는, Cu 합금층이 10 내지 30 mass%의 Bi를 함유하므로 슬라이딩 특성이 우수하다. Bi 함유량이 10 mass% 보다 적으면, 우수한 내용착성이 얻어질 수 없다. 다른 한편으로, Bi 함유량이 30 mass%를 넘으면, Cu 합금층의 강도가 저하된다.

상기 Cu 합금층은 그 평균입자크기가 1 내지 5 ㎛인 무기화합물을 함유하는데, 이는 Cu 합금층 내의 Bi 상의 조악성을 억제하는 효과를 낼 수 있다. 그 이유는 다음과 같이 생각된다. 도 2A'의 확대도에 도시된 바와 같이, 본 발명의 범위 내에 있는 무기화합물(5)의 입자크기보다 큰 사이즈를 갖는 Bi 상(3)은 분무(atomizing) 공정에 의해 생성되는 Cu 합금분말(4)의 표면 상에 존재하게 된다. 상기 분말의 생성 단계들은 Cu 합금분말과 무기화합물을 혼합하는 단계를 포함한다. 1 내지 5 ㎛의 미세한 무기화합물(5)은 혼합 단계 시에 연성 Bi 상(3)에 매입된다. 나아가, 도 2A 및 2A'에 도시된 바와 같이, Cu 합금분말(4)이 상술된 바와 같이 스틸 스트립 상으로 산란되는 경우에 상기 Cu 합금분말층(2)에는 수많은 공간들이 존재하게 된다. 무기화합물(5)이 상기 Cu 합금분말입자(4)의 표면 상에서 Bi 상(3)에 매입되지 않는다면, 예비소결단계에서 온도가 상승될 때, Bi가 270℃ 정도에서 액상(3')으로 용융된 다음, Cu 합금분말입자(4)로부터 상기 입자(4)들 사이의 공간 안으로 유출된다. 이 때, Cu 합금분말입자(4)들은 충분히 소결되지 못하고, 충분히 결합되지도 못한다. 그러므로, Bi가 상기 공간들 안으로 유출되어, 상기 Cu 합금분말입자(4)들의 표면을 따라 스프레딩된다. 그 결과, Cu 합금층(2) 내의 Bi 상(3)이 조악해진다. 하지만, 상기 Cu 합금분말입자(4)의 표면 상에서 Bi 상(3)에 무기화합물(5)이 매입되는 경우에는, 도 2B 및 2B'에 도시된 바와 같이, Cu 합금분말입자(4)가 충분히 소결되는 온도까지, 상기 Cu 합금분말입자(4)에서 Bi 액상(3')이 유지될 수 있다. 그 결과, Bi 액상(3')이 더이상 도 2C에 도시된 바와 같이 스프레딩되지 않고, 그 후에 롤링 및 소결이 반복되어, 도 1에 도시된 바와 같이, Bi 상(3)들이 그 안에서 미세하게 분산되는 Cu 합금층(2)을 취득하게 된다.

이 때, 무기화합물(5)의 평균입자크기가 5 ㎛를 넘는 경우에는, Cu 합금분말입자(4)의 표면에 있는 Bi 상(3)에 무기화합물(5)을 매입하는 것이 곤란하게 되어, 그 결과 Bi 상(3)의 크기가 저감될 수 없게 된다. 나아가, 무기화합물(5)의 평균입자크기는, 미세한 Bi 상(3)을 형성하는 관점에서 볼 때, 보다 작을수록 더욱 바람직하다. 하지만, 1 ㎛ 보다 작은 무기화합물(5)은 고가이어서, 구리계 슬라이딩 재료의 가격을 증가시킬 것이다.

나아가, Cu 합금층(2)에 함유된 무기화합물(5)은 Bi의 비중에 대하여 70 내지 130%의 비중을 가지는데, 이는 Cu 합금층(2)에서 Bi 상(3)을 미세하게 분산시키는 효과를 낸다. 그 이유는 다음과 같다고 본다. 소결 단계에서, Cu 합금분말입자(4) 내의 Bi는 액상으로 용융된다. 상술된 바와 같이, Bi 액상은 무기화합물(5)과 함께 존재한다. 이 경우, 그 비중이 Bi의 비중에 근접한 무기화합물(5)이 선택된다면, 상기 무기화합물(5)이 응집(aggregation)없이 액상 Bi에서 분산된다. 그 결과, 액상 Bi가 Cu 합금분말입자(4)에 유지될 수 있게 된다. 상기 메커니즘을 통하여, Cu 합금층(2) 내의 Bi의 크기가 저감될 수 있게 된다. 이러한 방식으로, 우수한 내피로성을 얻을 수 있게 된다.

나아가, 무기화합물(5)은 카바이드, 니트라이드, 실리사이드 및 보라이드(boride)를 포함할 수도 있다. 상기 카바이드는 NbC, Mo₂C, WC-TiC 및 WC-TiC-TaC를 포함할 수도 있다. 상기 니트라이드는 ZrN, Mo₂N 및 NbN을 포함할 수도 있다. 상기 실리사이드는 TaSi₂ 및 WSi₂를 포함할 수도 있다. 상기 보라이드는 MoB 및 TaB₂ 등을 포함할 수도 있다.

무기화합물(5)의 비중이 Bi의 비중에 대하여 70% 보다 적으면, 상기 무기화합물(5)은, 도 3에 도시된 바와 같이, Bi 액상의 상부에 응집된다. 다른 한편으로, 무기화합물(5)의 비중이 Bi의 비중에 대하여 130%를 넘으면, 상기 무기화합물(5)은, 도 4에 도시된 바와 같이, 액상 Bi로부터 유출되어, 상기 Cu 합금층(2)의 하부에 응집된다. 그 결과, Cu 합금층(2) 내의 Bi 상(3)의 조악성을 억제하는 효과가 적게 되고, 내피로성이 저하된다.

나아가, 상기 무기화합물(5)은, Cu 합금층(2) 내의 무기화합물(5)의 양과 Bi 상(3)의 양 사이의 밸런스를 개선하기 위하여, 0.5 내지 5 mass%의 범위 내에서 Cu 합금층(2)에 함유된다. 그러므로, Cu 합금층(2) 내의 Bi 상(3)의 조악성을 억제하는 효과가 얻어진다. 더욱 바람직하게는, Bi/무기화합물의 함유량비가 4 내지 10일 수도 있어, Bi 상(3)의 조악성이 더욱 현저하게 억제될 수 있게 된다.

이 경우, 무기화합물(5)의 함유량이 0.5 mass% 보다 적으면, Bi 상(3)의 조악성을 억제하는 효과가 작게 되고, 우수한 내피로성이 성취될 수 없게 된다. 다른 한편으로, 무기화합물(5)의 함유량이 5 mass%를 넘으면, 상기 무기화합물(5)은 Cu 합금층(2)에서 국부적으로 응집되어, 내피로성이 저하된다.

상기로부터, 그 평균입자크기가 2 내지 15 ㎛인 미세한 Bi 상(3)은, 10 mass% 보다 적지 않은 Bi가 Cu 합금층(2)에 함유되어 있으면서 분산되어, 우수한 내피로성을 얻게 된다.

Bi 상(3)의 평균입자크기는 작을수록 바람직한 것으로 추정된다. 실험에 의하면, Bi 상(3)의 평균입자크기가 2 ㎛ 보다 작지 않은 경우에 우수한 내피로성이 취득가능한 것으로 확인되었다. 나아가, Bi 상(3)의 평균입자크기가 15 ㎛ 보다 크면, 내피로성이 저하된다.

Cu 합금층(2)에서의 Bi 상(3)이 등방성이면, 내피로성이 개선된다. 본 발명에서는, 등방성이 다음과 같이 정의된다. Y축은 베어링 합금(Cu 합금층(2))의 두께 방향을 따라 취해지고, X축은 상기 두께 방향에 수직인 방향을 따라 취해진다. Bi 상(3)은 x/y의 평균값이 1 내지 2인 경우에 등방성으로 정의되는데, 여기서는 도 5C에 도시된 바와 같이, Bi 상의 X축 방향으로의 평균 길이는 x로서 정의되고, 그 Y축 방향으로의 평균 길이는 y로 정의된다.

상술된 바와 같이, Bi는 소결 단계에서 액상으로 용융된다. 액상 Bi는 Cu 합금분말입자(4)가 충분히 소결되기 전에 Cu 합금분말입자(4)의 표면을 따라 유출된다. 상기 액상 Bi는 공간들을 통하여 Cu 합금층(2)의 하부를 향해 그 중량만큼 유동한 후에, 액상 Bi가 서로 합쳐져 유동한다. 결과적으로, Cu 합금층(2)에서의 Bi 상(3)은 Y축 방향으로 가늘고 긴 형상을 형성하기 쉽다. 하지만, 무기화합물(5)은 Cu 합금분말입자(4)의 표면에 있는 Bi 상(3)에 매입되므로, 액상 Bi는 상기 메커니즘에 의하여, 상기 Cu 합금분말입자(4)가 충분히 소결될 때까지 Cu 합금분말입자(4)에 유지될 수 있게 된다. 따라서, 액상 Bi가 Cu 합금층의 하부를 향해 유동하지 못하고, 상기 Cu 합금층(2) 내의 Bi 상(3)은 등방성이다. Bi 상(3)이 등방성이므로, Bi 상(3)으로부터 크랙이 조성되는 것을 억제할 수 있게 되어, 내피로성이 개선되게 된다. 나아가, 1 내지 2의 범위 내에서 등방성이 결정되므로, Bi 상(3)의 길이 방향은, 반복되는 인장 및 압축 하중이 베어링의 원주 방향으로 인가되는 방향과 일치한다. 따라서, 상기 베어링의 원주 방향으로의 우수한 내피로성이 얻어질 수 있게 된다.

Bi 상(3)의 x/y의 평균이 1 보다 작으면, 상기 Bi 상(3)의 길이방향 축선의 방향은, 반복되는 인장 및 압축 하중이 인가되는 베어링의 원주 방향에 수직이 된다. 따라서, 베어링의 원주 방향으로의 내피로성이 저하된다. 나아가, Bi 상(3)의 x/y의 평균이 2 보다 크면, 하중이 수직방향으로 인가될 때에 상기 Bi 상(3)으로부터 크랙이 조성되기 쉽다. 그 결과, 내피로성이 저하된다.

나아가, 구리계 슬라이딩 재료의 Cu 합금층(2)에 함유된 무기화합물(5)은 Bi의 비중에 대하여 90 내지 110%의 비중을 가질 수도 있다. 이에 따라, 상기 Cu 합금층(2)에서 Bi 상(3)을 미세하게 분산하는 효과를 더욱 현저하게 얻게 된다. 이는 무기화합물(5)이 더욱 균일하게 액상 Bi에서 분산되어, 상기 Cu 합금분말에서 액상 Bi를 유지하는 효과가 개선될 수 있기 때문인 것으로 추정된다.

상기 무기화합물(5)은 카바이드, 니트라이드 및 실리사이드를 포함할 수도 있다. 상기 카바이드는 Mo₂C 및 WC-TiC-TaC를 포함할 수도 있다. 상기 니트라이드는 Mo₂N을 포함할 수도 있다. 상기 실리사이드는 TaSi₂ 및 WSi₂ 등을 포함할 수도 있다.

나아가, 상기 Cu 합금층은, Cu 합금층(2)의 고강도를 얻기 위하여 0.5 내지 5 mass%의 Sn을 함유할 수도 있다. Cu 합금층이 0.5 mass% 보다 적은 Sn을 함유한다면, 상기 Cu 합금층(2)의 강도를 높이는 효과가 불충분하게 된다. 5 mass% 보다 많은 Sn이 Cu 합금층(2)에 추가된다면, 상기 Cu 합금층(2)에서의 Bi 상(3)은 조악해진다. Sn을 함유하는 Cu 합금분말이 소결되면, Cu-Sn 액상이 부분적으로 Cu 합금분말입자(4)의 표면 상에 생성된다. 하지만, 5 mass% 보다 많은 Sn이 함유된다면, Cu-Sn 액상의 양이 과도하게 많아져, Cu-Sn 액상이 Cu 합금분말입자(4)의 표면 상으로 유동한다. 결과적으로, Cu 합금분말입자(4)의 표면 상에 있는 Bi 상(3)에 매입된 무기화합물(5)이 Cu-Sn 액상과 함께 플러싱(flush out)된다. 그러므로, Cu 합금층(2)에서의 Bi 상(3)의 조악성을 억제하는 효과가 저하된다.

나아가, 상기 Cu 합금층(2)은, 고강도를 얻기 위하여, 0.1 내지 10 mass%의 총량으로 Ni, Fe, P 및 Ag로 이루어진 그룹으로부터 선택된 적어도 한 원소를 함유할 수도 있다. 원소(들)의 총량이 0.1 mass% 보다 적으면, Cu 합금층(2)의 강도를 높이는 효과가 불충분하게 된다. 나아가, 원소(들)의 총량이 10 mass%를 넘으면, Cu 합금층이 부서지기 쉬워, 내피로성이 저하된다.

예시들

본 발명의 일 실시예에 따른 Bi-함유 Cu 합금의 예시 1 ~ 18, 및 비교예 21 ~ 30은 Bi 상의 평균입자크기로 측정되고, 베어링의 피로도 테스트를 행하였다. 표 1은 예시 1 ~ 18 및 비교예 21 ~ 30의 조성을 보여준다. 예시 1 ~ 18에 대해서는, Cu 합금분말이 분무 공정에 의해 생성되었고, 일반적인 믹서를 이용하여 무기화합물과 혼합되었다. 이러한 방식으로, 표 1의 조성비를 충족시키기 위하여 Cu 합금분말의 표면에 있는 Bi 상에 무기화합물이 매입되었다. 이어서, 분말 혼합물이 스틸 스트립 상으로 산란되었고, 소결 및 롤링 공정을 반복하여 슬라이딩 재료를 생성하였다. 상기 소결은 850℃의 온도로 행하여졌다. 상기 슬라이딩 재료는 반원통형 형상으로 성형되어 슬라이딩 재료를 생성하였다.

비교예 21 및 22에 있어서는, 표 1에 도시된 조성비를 만족하도록 기계적 합금 공정에 의해 Cu 합금분말이 생성되었다. 상기 생성된 분말은 스틸 스트립 상에서 산란되고, 소결 및 롤링을 반복적으로 행하여, 슬라이딩 재료를 생성하였다. 상기 소결은 비교예 21에서는 700℃의 온도로 행하였고, 비교예 22에서는 850℃의 온도로 행하였다. 상기 슬라이딩 재료는 반원통형 형상으로 가공되어 슬라이딩 베어링을 생성하였다.

비교예 23 ~ 26 및 28 ~ 30에 있어서, 슬라이딩베어링은 표 1에 도시된 조성비를 만족하도록 상기 예시들과 동일한 방식으로 생성되었다. 비교예 27에 있어서는, 표 1에 도시된 조성비를 만족하도록 분무 공정에 의해 Cu 합금분말이 생성되었고, 상기 예시들과 동일한 방식으로 슬라이딩베어링이 생성되었다.

다음으로, 상기 생성된 슬라이딩베어링은, 전자현미경을 이용하여 200배의 배율로 원주 방향으로의 베어링의 단면의 조성 이미지를 촬영하여 Bi 상의 평균입자크기를 취득하도록 측정되었다. 구체적으로는, 상기 Bi 상의 평균입자크기는, 일반적인 이미지분석법(Planetron사가 제조한 분석 소프트웨어 Image-ProPlus (Version4.5))으로 개별적인 Bi 상의 면적을 측정하고, 상기 면적을 개별적인 Bi 상이 각각 구형을 성형한다고 가정하는 평균 직경으로 변환하여 취득되었다. 나아가, Bi 상의 등방성 인덱스는, 다음과 같은 동일 분석 소프트웨어를 이용하여 상기 조성 이미지로부터 취득되었다. 상기 베어링의 원주 방향으로의 단면의 두께 방향은 Y축으로 취해지는 반면, 상기 Y축에 수직인 방향이 X축으로 취해진다. Y축을 따르는 각 Bi 상의 길이 y 및 X축을 따르는 길이 x가 측정되어, 평균 길이 y에 대한 평균 길이 x의 비 x/y가 계산되었다.

표 2는 베어링의 피로도 테스트의 테스트 조건을 보여준다. 예시 1 ~ 18 및 비교예 21 ~ 30은, 원주 방향으로의 반복적인 인장 응력과 압축 응력 및 상기 베어링의 슬라이딩면 상에서 수직방향으로 동적 하중을 인가하는 조건에서 베어링 테스터에 의해 피로도 테스트를 행하였다.

예시 1 ~ 18은 모두 비교예 21 ~ 30에 대하여 보다 높은 내피로성을 나타내었다. 무기화합물의 추가로 인하여, 액상 Bi는 Cu 합금분말입자가 소결 단계에서 충분히 소결될 때까지 상기 Cu 합금분말입자에 남아 있어, 상술된 바와 같이, Cu 합금분말입자의 표면을 따라 Cu 합금층의 하부를 향해 Bi가 그 중량만큼 유동하는 것을 방지하게 된다. 그 결과, 상기 Cu 합금층의 Bi 상의 평균입자크기가 미세해지고, 상기 Bi 상이 등방성이 된다.

예시 12 ~ 14는, 예시 1, 10 및 11에 비해 평균입자크기가 더욱 미세한 Bi 상을 Cu 합금층에 가지는데, 그 이유는 무기화합물의 비중이 Bi의 비중에 더욱 근접하는 한편, Cu 합금의 함유량과 무기화합물의 양이 동일하기 때문이다. 이에 따라, 내피로성이 개선된다.

예시 15 ~ 17은, Bi 상의 평균입자크기 및 등방성 인덱스가 예시 1의 것과 거의 동일하면서 Sn을 Cu 합금층에 추가함으로써, 예시 1에 비해 강도 및 내피로성이 보다 높은 Cu 합금층을 가진다. 하지만, 예시 17로부터는, 상술된 메커니즘에 의해 Cu 합금층에 추가된 5 mass%의 Sn이 Bi 상의 평균입자크기를 증가시키고, 등방성 인덱스를 저하시킨다는 것을 확인하였다. 그 결과로부터, 5 mass%의 Sn 함유량이 최대인 것으로 추정된다.

예시 18은, Bi 상의 평균입자크기 및 등방성 인덱스가 예시 1의 것과 거의 동일하면서 Ni, Fe, Ag 및 P를 Cu 합금층에 추가함으로써, 예시 1에 비해 강도 및 내피로성이 보다 높은 Cu 합금층을 가진다.

비교예 21은, Bi 상의 평균입자크기가 작을 지라도 예시 1에 비해 내피로성이 불량하다. 이는 Cu 합금층과 스틸 스트립 간의 결합 강도가 700℃의 낮은 소결 온도로 인하여 충분하지 않기 때문이다. 또한, 비교예 21의 Bi가 플레이크(flake) 형태이고 등방성이 아니며 상기 플레이크-형태의 Bi 상은 그 종축이 슬라이딩면에 평행하도록 배치되므로, 수직방향의 하중에 대항하는 충분한 강도를 취득할 수 없기 때문이다. 비교예 22는 Bi 상의 평균입자크기가 19.67 ㎛로, 예시 1에 비해 크다. 이는 소결 온도가 850℃로 높고, Cu 합금분말입자가 과도하게 소결되어, Bi 상 처리의 사이즈를 저감시키는 기계적 합금 분말의 효과가 발휘되지 않게 되기 때문이다.

비교예 23은 평균입자크기가 큰 무기화합물을 포함하므로, 분말 혼합 단계 시 Cu 합금분말입자의 표면에 있는 Bi 상에 무기화합물이 덜 매입된다. 따라서, Cu 합금분말입자가 충분히 소결될 때까지, 상기 Cu 합금분말입자의 표면에 있는 Bi 액상을 유지하는 효과가 추후의 소결 단계에서 충분히 얻어질 수 없게 된다. 이 때, 액상 Bi는 Cu 합금분말입자들 사이의 공간들을 따라 그 중량만큼 상기 Cu 합금층의 하부를 향해 유동한다. Bi는 서로 합쳐져 유동하므로, Cu 합금층에서의 Bi 상이 조악해지고, Y축 방향으로 가늘고 긴 형상을 가지며 등방성이 아니다. 그 결과, 내피로성이 저하된다.

비교예 24에서는 대량의 Bi가 함유되므로, Bi 상은 그 평균입자크기가 크고 등방성이 아니다. 그 결과, 내피로성이 저하된다.

비교예 25에서는 무기화합물의 양이 충분하지 않으므로, Cu 합금층에서의 Bi 상의 조악성을 억제하는 효과가 불충분하고, Bi 상이 조악해진다. 그 결과, 내피로성이 저하된다.

비교예 26에서는 대량의 무기화합물이 함유되므로, 상기 무기화합물은 Cu 합금층에서 국부적으로 응집된다. 그 결과, Cu 합금층에서의 Bi 상의 입자크기가 작고 Bi 상이 등방성일 지라도 내피로성이 저하된다.

비교예 27에서는 무기화합물이 함유되지 않으므로, 액상 Bi가 소결 단계에서 Cu 합금분말입자에 유지될 수 없다. 그 결과, Cu 합금분말입자가 충분히 소결되기 전에, 상기 Cu 합금분말입자의 표면으로부터 액상 Bi가 유출된다. 이 때, 액상 Bi는 Cu 합금분말입자들 사이의 공간들을 따라 그 중량만큼 Cu 합금층의 하부를 향해 유동된 다음, Bi가 서로 합쳐져 유동된다. 결과적으로, Cu 합금층에서의 Bi 상이 조악해지고, 그 형상이 Y축 방향을 따라 세장형이며, 등방성이 아니다. 그 결과, 내피로성이 저하된다.

비교예 28에서는, Bi에 비해 비중이 적은 무기화합물이 함유된다. 비교예 29에서는, Bi에 비해 비중이 큰 무기화합물이 함유된다. 그러므로, Cu 합금층에서의 Bi 상의 조악성을 억제하는 효과가 불충분하게 되어, Bi 상이 조악해진다. 그 결과, 내피로성이 저하된다.

비교예 30에서는 Cu 상의 강도를 높이기 위하여, 본 발명의 범위보다 약간 큰 평균입자크기를 갖는 무기화합물이 사용되고, Sn이 추가로 함유된다. 그러므로, 혼합 단계에서 Cu 합금분말입자의 표면에 있는 Bi 상에 무기화합물이 덜 매입되고, 상기 Cu 합금분말입자에서의 액상 Bi를 유지하는 효과가 추후의 소결 단계에서 불충분해진다. 나아가, Sn이 함유되므로, 대량의 Cu-Sn 액상이 생성되어, Cu 합금분말이 유동하기 쉽다. 그 결과, Cu 합금분말입자가 충분히 소결되기 전, 상기 Cu 합금분말입자의 표면으로부터 액상 Bi가 유출된다. 이 때, 상기 액상 Bi는, Cu 합금분말입자들 사이의 공간들을 따라 그 중량만큼 Cu 합금층의 하부를 향해 유동한 다음, Bi가 서로 합쳐져 유동한다. 결과적으로, Cu 합금층의 Bi 상이 조악해진다. 그 형상은 Y축 방향을 따라 세장형이고, 등방성이 아니다. 그 결과, 내피로성이 저하된다.

본 발명의 실시예들에 따른 구리계 슬라이딩 재료는 내연기관에 사용되는 슬라이딩베어링용으로 제한되는 것은 아니며, 각종 산업상 기계들에서 사용하기 위한 슬라이딩베어링용 재료에 적용가능하다. 나아가, 본 발명의 실시예들에 따른 구리계 슬라이딩 재료는 또한 Cu 합금층 상의 중첩층을 구비한 다층화된 베어링으로 사용될 수도 있다.

Claims

스틸 백(steel back)-금속층 및 Cu 합금층을 포함하여 이루어지는 구리계 슬라이딩 재료에 있어서,
상기 Cu 합금층은, 질량백분율(mass%)로,
10 ~ 30%의 Bi,
0.5 ~ 5%의 무기화합물, 및
Cu 및 불가피한 불순물인 밸런스(balance)로 이루어지며,
상기 무기화합물은 그 평균입자크기가 1 ~ 5㎛이고, Bi의 비중에 대하여 70 ~ 130%의 비중을 가지며,
Bi 상은 그 평균입자크기가 2 ~ 15㎛로 Cu 합금층에 형성되고, 상기 Bi 상은 상기 Cu 합금층에서 분산되며, 등방성인 구리계 슬라이딩 재료.
제1항에 있어서,
상기 무기화합물은 상기 Bi의 비중에 대하여 90 ~ 110%의 비중을 가지는 구리계 슬라이딩 재료.
제1항에 있어서,
상기 무기화합물은 금속의 카바이드, 니트라이드 또는 실리사이드인 구리계 슬라이딩 재료.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 Cu 합금층은 0.5 ~ 5 mass%의 Sn을 추가로 함유하는 구리계 슬라이딩 재료.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 Cu 합금층은, 0.1 ~ 10 mass%의 총량으로 Ni, Fe, P 및 Ag로 이루어진 그룹으로부터 선택된 적어도 한 원소를 추가로 함유하는 구리계 슬라이딩 재료.
제4항에 있어서,
상기 Cu 합금층은, 0.1 ~ 10 mass%의 총량으로 Ni, Fe, P 및 Ag로 이루어진 그룹으로부터 선택된 적어도 한 원소를 추가로 함유하는 구리계 슬라이딩 재료.