JP2007270893A - 摺動部材 - Google Patents

Abstract

【課題】基材上にＳｎ基合金の表面層を被着してなる摺動部材において、表面層中のＳｎを含む化合物が緻密で且つ表面層中に均一に分散し、しかも、表面層中に有機物形態のＣが含有されない摺動部材を提供する。
【解決手段】半円筒状のすべり軸受を治具に固定する。コールドスプレー装置のガンからＳｎ基合金を作動ガス流によってすべり軸受の軸受合金層（基材）２の表面に衝突させ、軸受合金層２上にＳｎ基合金の表面層７を被着する。このようにして形成した表面層は、５μｍ以下のＳｎを含む化合物を分散して含有し、且つ有機物形態のＣを含まない。
【選択図】図３

Description

本発明はＳｎ基合金からなる表面層を設けた摺動部材に関する。

摺動部材、例えば内燃機関などに用いられるすべり軸受にあっては、なじみ性および異物埋収性を向上させて非焼付性を高めるために、軸受合金層上にオーバレイと称される表面層を被着している。表面層は、純Ｓｎ、純Ｐｂ、Ｓｎ基合金、Ｐｂ基合金などが用いられる。特に、Ｓｎ基合金は、ＳｎがＳｂやＣｕなどと、硬質の化合物を形成するので、耐疲労性が向上するといった理由から良く用いられている。

Ｓｎ基合金からなる表面層を軸受合金層上に被着させる方法として、鋳造法、溶射法、湿式の電気めっき法（以下、単にめっき法；例えば特許文献１参照）が広く知られている。
鋳造法は、軸受合金層の表面に溶融したＳｎ基合金を付着させてＳｎ基合金表面層を形成するものである。しかしながら、鋳造法で形成したＳｎ基合金表面層では、その冷却速度の関係などから、結晶粒が大きくなる傾向がある。このため、Ｓｎを含む化合物（以下、単にＳｎ化合物）の結晶粒も大きくなってＳｎマトリックス中での分布が不均一になり、Ｓｎ化合物の少ない部分では強度が低くなり、耐疲労性が低下する。

溶射法は、軸受合金層の表面にＳｎ基合金粉末を溶射によって付着させてＳｎ基合金表面層を形成するものである。即ち、軸受合金層の表面に溶融状態のＳｎ基合金粉末を衝突させて、Ｓｎ基合金からなる皮膜を形成する。その際、Ｓｎ基合金粉末は溶融状態のために軟らかいので、衝突時のエネルギーが小さい。そのため、溶射皮膜はＳｎ基合金粉末が積層されたような形態にはなるが、それらの間に隙間が必然的にできる。これが気孔となり、結果的に表面層中に気孔が多く含まれるようになる。このため、表面層のマトリックスを形成するＳｎ基合金の延性が低くなり、耐疲労性の低下をきたす。

これに対し、めっき法は、軸受合金層の表面にＳｎ基合金をめっきによって被着させるものであるため、Ｓｎ基合金表面層中のＳｎ化合物も微細で、気孔も非常に少なくなる。
特開平５−１１７７９０号公報

めっき法により形成したＳｎ基合金表面層では、Ｓｎ化合物が緻密に分散し、しかも、気孔も少ない。しかし、めっき法により形成したＳｎ基合金表面層であっても、ある種の用途に使用される場合、未だ耐疲労性が十分でなく、更なる耐疲労性の向上が要望されている。
本発明は上記の事情に鑑みてなされたもので、その目的は、基材上にＳｎ基合金の表面層を被着してなる摺動部材において、耐疲労性の更なる向上を図ることができる摺動部材を提供することにある。

本発明者は、めっき法によるＳｎ基合金表面層の耐疲労性が不十分であることについて、鋭意実験を行い、次のような結論を得た。
めっき法によりＳｎ基合金表面層を形成する場合、そのめっき浴には、分散剤（有機物添加剤）が添加される。分散剤は、表面層組織の緻密化、表面粗さの平滑化、めっき浴中のＳｎイオンなどの酸化防止、析出電位の異なる金属を合金析出（同時に析出）させて合金めっき化するなどを目的に用いられている。

有機物の分散剤を添加しためっき浴を用いてＳｎ基合金表面層を形成すると、そのＳｎ基合金表面層中に有機物形態のＣが混入する。前記特許文献１では、この混入Ｃを適当量に抑えると、Ｓｎの拡散を抑制できるとしている。
しかしながら、本願発明者の実験によると、Ｓｎ基合金表面層中に析出した有機物形態のＣは、非金属の介在物となって表面層の破壊の起点となり、表面層の耐疲労性に悪影響を及ぼす。しかも、有機物形態のＣは、Ｓｎ基合金表面層と軸受合金層との間にも析出して表面層の接着力を弱め、耐疲労性を低くさせる。

一方、Ｓｎ基合金表面層の耐疲労性を高めるには、表面層中の気孔を少なくし、しかも、Ｓｎ基合金表面層中に存在するＳｎ化合物が微細で、表面層中に均一に存在することが必要である。前述したように、めっき法は、気孔が少なく、微細なＳｎ化合物が均一に分散した表面層を得ることができる点で優れているが、しかし、有機物形態のＣが析出して耐疲労性に悪影響を及ぼすので、本発明者は、めっき法によらずとも、気孔が少なく、微細なＳｎ化合物が均一に分散する成膜法を開拓することに努めた。

本発明者は、従来の表面層形成方法である鋳造法、溶射法、めっき法とは異なるコールドスプレー法を用いてＳｎ基合金表面層を形成した。そして、このコールドスプレー法によって、気孔が少なく、微細なＳｎ化合物が均一に分散する表面層を得た。しかも、このＳｎ基合金表面層は、めっき法によるものとは異なり、有機物形態のＣを含んでおらず、耐疲労性に優れるという結果を得た。本発明は、このような本発明者の鋭意研究の結果に基づいてなされたものである。

（１）本発明が対象とする摺動部材の基本構造
本発明は、基材の全体をＳｎ基合金表面層で覆う軟層被覆タイプの摺動部材（請求項１）と、相手材が接する表面層を、軸受合金の表面層部とＳｎ基合金の表面層部とを交互に並べた硬軟層並列タイプの摺動部材（請求項３）を対象とする。

＜軟層被覆タイプの摺動部材について＞
軟層被覆タイプの摺動部材では、Ｓｎ基合金表面を被着する基材を、軸受合金層とすることができる（請求項２）。
例えば、ラジアル軸受用の摺動部材（すべり軸受）は、図２（ｃ）に示す裏金層１上に軸受合金層２を被着したバイメタル３を円筒状、或いは半円筒状に形成して用いられる。そして、軸受合金層２がＣｕ基軸受合金からなる摺動部材については、図２（ａ）に示すように、基材としての軸受合金層２上に例えばＮｉのめっき層からなる中間層４を形成し、この中間層４上にＳｎ基合金の表面層５を被着する。また、軸受合金層２がＡｌ基軸受合金からなる摺動部材については、図２（ｂ）に示すように、基材としての軸受合金層２上に直接Ｓｎ基合金の表面層５を被着する。

軸受合金層２がＣｕ基軸受合金からなる図２（ａ）の摺動部材において、中間層４は、Ｓｎ基合金の表面層５中のＳｎが軸受合金層２中へ拡散することを防止する機能を持つ。なお、軸受合金層２がＡｌ基軸受合金からなる図２（ｂ）の摺動部材においても、軸受合金層２とＳｎ基合金の表面層５との間に、接着性の向上を目的としてＮｉなどのめっき層からなる中間層を形成しても良い。

一方、摺動部材には、スラスト軸受用として用いられるものがある。このスラスト軸受用の摺動部材は、平板状というだけで、その基本構造は、上述のラジアル軸受用と同様で、軸受合金層２上に直接、或いは中間層４を介してＳｎ基合金の表面層５を被着して構成される。

また、裏金層がなく、軸受合金層だけの摺動部材に対しては、その軸受合金層（基材）上に直接、或いは中間層を介してＳｎ基合金の表面層を被着したりすることができる。
更に、軸受合金層がなく、裏金層相当部分だけの摺動部材に対しては、その裏金層相当部分を基材として、その上に直接、或いは中間層を介してＳｎ基合金の表面層を被着したりすることもできる。

基材を軸受合金層として、その上にＳｎ基合金の表面層を被着する場合、その軸受合金層は、前述した通り、Ａｌ基軸受合金とＣｕ基軸受合金が考えられるが、他の軸受合金であっても良い。
Ａｌ基軸受合金には、Ａｌ−Ｓｎ、Ａｌ−Ｐｂ、Ａｌ−Ｂｉ、Ａｌ−Ｓｎ−Ｐｂ、Ａｌ−Ｓｎ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｓｎ−Ｃｕ、Ａｌ−Ｓｎ−Ｃｕ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｐｂ−Ｚｎ、Ａｌ−Ｐｂ−Ｚｎ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｓｎ−ＳｉＣなどがある。Ｃｕ基軸受合金には、Ｃｕ−Ｐｂ、Ｃｕ−Ｐｂ−Ｓｎ、Ｃｕ−Ｐｂ−Ｓｉ、Ｃｕ−Ｂｉ、Ｃｕ−Ｂｉ−Ｓｎ、Ｃｕ−Ｂｉ−Ｓｉ、Ｃｕ−Ｐｂ−Ｚｎ、Ｃｕ−Ｂｉ−Ｚｎ、Ｃｕ−Ｐｂ−Ａｌ_２Ｏ_３などがある。

＜硬軟層並列タイプの摺動部材について＞
硬軟層並列タイプの摺動部材は、例えば図３に示すように、表面層１４（相手材が接する摺動表面を有した層）をＢ−Ｂ線に沿って上から見た場合、軸受合金の表面層部（硬質表面層部）６とＳｎ基合金の表面層部（軟質表面層部）７とが交互に存在している。
例えば、図２（ｃ）に示すバイメタル３から硬軟層並列タイプの摺動部材を製造するには、図３（ｂ）に示すように、軸受合金層２の表層部分に凹部８を形成し、この凹部８内にＳｎ基合金を充填する。これにより凹部８の形成から除かれた軸受合金層２の表層部分が軸受合金表面層部６となり、凹部８内のＳｎ基合金がＳｎ基合金表面層部７となる。
なお、本発明は、Ｓｎ基合金表面層部７を軸受合金層（基材）２上に設けるものに限らない。同一の基材上に軸受合金表面層部とＳｎ基合金表面層部とを並べて被着した構造の摺動部材であっても良い。

この硬軟層並列タイプの摺動部材の場合、軸受合金表面層部６は、Ａｌ基軸受合金が好ましい。一般に、Ｃｕ基軸受合金では、凹部８の内面にＮｉめっき層を施してＳｎ基合金表面層部７中のＳｎが軸受合金表面層部６へ拡散することを防止する必要がある。摺動表面において、軸受合金表面層部６とＳｎ基合金表面層部７との境界にＮｉめっき層が露出し、その露出率によっては、Ｎｉが相手材に凝着して非焼付性を低下させることもあり得る。
なお、軸受合金表面層部６とＳｎ基合金表面層部７とが並ぶ形態は、両層部６，７が縦横の両方向に交互に並ぶ形態の他、縦横方向のうち一方の方向にだけ交互に並ぶ形態としても良い。
硬軟層並列タイプの摺動部材では、軸受合金表面層部とＳｎ基合金表面層部とが相手材に接するので、軸受合金表面層部によって高い耐摩耗性および耐疲労性が得られ、Ｓｎ基合金表面層部によって良好なるなじみ性および異物埋収性が得られる。
（２）Ｓｎ基合金表面層について
本発明の特徴は、基材を覆うＳｎ基合金表面層、或いは軸受合金表面層部と並んで設けられるＳｎ基合金表面層部が、５μｍ以下のＳｎを含む化合物を分散して含有し、且つ有機物形態のＣを含まないことを特徴としている。

＜Ｓｎ基合金＞
表面層を構成するＳｎ基合金は、軟質であるから、なじみ性および異物埋収性にすぐれる。
この異物埋収性をより向上させるために、Ｓｎ基合金に、軟質金属であるＢｉ、Ｐｂの一方、或いは両方を添加することができる（請求項７）。

＜Ｓｎ基合金中のＳｎ化合物＞
図１に示すように、Ｓｎ基合金の表面層５を構成する軟質なＳｎ基合金マトリックス９中には、微細なＳｎ化合物１０が分散している。そして、このＳｎ化合物１０は金属間化合物であり、硬質であるから、軟質なＳｎ基合金マトリックス９の機械強度を高め、荷重を分散して受ける。このため、Ｓｎ基合金の表面層５の耐摩耗性、耐疲労性が向上する。しかも、Ｓｎ化合物は、Ｓｎ基合金マトリックス９と化学的に結合し、容易に脱落しないので、当該Ｓｎ基合金表面層は、優れたなじみ性及び異物埋収性を有しながら良好なる耐摩耗性、耐疲労性を長期にわたり維持する。このＳｎ化合物の大きさは、５μｍ以下とする。５μｍを超えるＳｎ化合物では、耐摩耗性、耐疲労性の向上効果がない。

このＳｎ化合物の生成のために、Ｓｎ基合金には、Ｓｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉから選択された１種以上金属を含ませることができる（請求項８）。これらＳｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉの金属は、上記のＢｉ、Ｐｂと共に、総量で３０質量％以下であることが好ましい。

表面層を構成するＳｎ基合金がＳｂとＣｕを含むＳｎ−Ｓｂ−Ｃｕ合金の場合、Ｓｎ化合物は、Ｃｕ_６Ｓｎ_５、Ｃｕ_３Ｓｎ、ＳｎＳｂ、Ｓｎ_２Ｓｂ、Ｓｎ_３Ｓｂ_４、Ｓｎ_３Ｓｂ_２、Ｓｎ_４Ｓｂ_５である。
表面層を構成するＳｎ基合金がＳｂとＣｕとＮｉを含むＳｎ−Ｓｂ−Ｃｕ−Ｎｉ合金の場合、Ｓｎ化合物は、Ｃｕ_６Ｓｎ_５、Ｃｕ_３Ｓｎ、ＳｎＳｂ、Ｓｎ_２Ｓｂ、Ｓｎ_３Ｓｂ_４、Ｓｎ_３Ｓｂ_２、Ｓｎ_４Ｓｂ_５、Ｎｉ_３Ｓｎ、Ｎｉ_３Ｓｎ_２、Ｎｉ_３Ｓｎ_４である。
表面層を構成するＳｎ基合金がＣｕとＮｉを含むＳｎ−Ｃｕ−Ｎｉ合金の場合、Ｓｎ化合物は、Ｃｕ_６Ｓｎ_５、Ｃｕ_３Ｓｎ、Ｎｉ_３Ｓｎ、Ｎｉ_３Ｓｎ_２、Ｎｉ_３Ｓｎ_４である。
表面層を構成するＳｎ基合金がＣｕとＰｂを含むＳｎ−Ｃｕ−Ｐｂ合金の場合、Ｓｎ化合物は、Ｃｕ_６Ｓｎ_５、Ｃｕ_３Ｓｎである。

表面層を構成するＳｎ基合金がＣｕを含むＳｎ−Ｃｕ合金の場合、Ｓｎ化合物は、Ｃｕ_６Ｓｎ_５、Ｃｕ_３Ｓｎである。
表面層を構成するＳｎ基合金がＡｇを含むＳｎ−Ａｇ合金の場合、Ｓｎ化合物は、Ａｇ_３Ｓｎである。
表面層を構成するＳｎ基合金がＮｉを含むＳｎ−Ｎｉ合金の場合、Ｓｎ化合物は、Ｎｉ_３Ｓｎ、Ｎｉ_３Ｓｎ_２、Ｎｉ_３Ｓｎ_４である。

＜有機物形態のＣ＞
本発明のＳｎ基合金表面層は、有機物形態のＣを含有しない。有機物形態のＣを含む表面層では、そのＣが非金属の介在物となるため、破壊の起点となったり、基材との間に有機物形態のＣが析出してＳｎ基合金表面層の接着性を低下させるが、そのようなＣを含まない本発明の表面層は、耐疲労性に優れたものとなる。

（３）コールドスプレー法
一般に、金属粉末を高速度の作動ガス流により基材に衝突させて基材上に金属層を形成する方法をコールドスプレー法という。上述のようなＳｎ基合金表面層は、コールドスプレー法、つまりＳｎ基合金粉末（この粉末中にはＳｎ化合物が存在する。）を高速度の作動ガス流により基材に衝突させて形成することが好ましい（請求項４）。

コールドスプレー法に用いるＳｎ基合金粉末は、５μｍ以下の微細なＳｎ化合物を含有する例えば１５μｍ程度の大きさのものを使用することが好ましい。このＳｎ基合金粉末を高速度の作動ガス流により基材に衝突させると、Ｓｎ基合金粉末は、基材中に入り込むと共に、その基材に入り込んだＳｎ基合金粉末の上にＳｎ基合金粉末が積層されてゆき、表面層として成膜される。基材中に入り込んだＳｎ基合金粉末は、基材表面を粗くし、基材との接触面積を増加させて接着性を向上させる。このため、このコールドスプレー法を用いると、接着性の向上を目的とした中間層を設けなくても良いという利点もある。

（４）表面層の気孔率
コールドスプレー法により形成したＳｎ基合金表面層は、組織が緻密であり、気孔率が低い。気孔率が高いと、表面層の延性が低くなり、耐疲労性が低下する。表面層の延性を低下させずに、良好なる耐疲労性を維持するためには、気孔率を０．２％以下とすることが好ましい（請求項５）。ここで、気孔率とは、ある断面を想定したとき、その断面積に占める気孔の面積の割合を言う。なお、コールドスプレー法において、気孔率を制御するには、作動ガスの速度を制御してやれば良い。気孔率を小さくするには、作動ガスの速度を速くしてやれば良い。

（５）表面層の硬度
表面層を構成するＳｎ基合金の硬さは、Ｈｖ４０以下が好ましい（請求項６）。
表面層がなじみ性および異物埋収性を良好に発揮するためには、その表面層を構成するＳｎ基合金は軟質であることが好ましい。非焼付性にも有利である。

本発明の効果を確認するために、試料を作成し、この試料に焼付試験および疲労試験を実施した。作成した試料は、下の表１および表２に示す実施例品１〜１３および比較例品１〜９である。焼付試験および疲労試験の条件は、下の表３および表４にそれぞれ示した。

なお、疲労試験は、疲労試験後の亀裂発生の面積割合が５％以下の最大試験面圧を、疲労しない最大面圧とした。また、焼付試験は、ならし運転後、試験面圧を５ＭＰａずつ上げてゆき、試料背面の温度が２００℃を超えるか、トルク変動によって相手軸を回転させる軸駆動用ベルトがスリップしたときの試験面圧を焼付かない最大面圧とした。

実施例品１〜１３、比較例品１〜９は、全て裏金層上に軸受合金としてＡｌ基軸受合金を被着したバイメタルから製作した。表１および表２において、表面層の組成は、元素記号の前に付した数値がそれぞれの元素の成分量で、Ｓｎは残部を占めている。表面層の表面形状の欄に合金層と表面層との混在が「無」と表示された試料は、軸受合金層上を全てＳｎ基合金表面層で被覆している場合を示し（表１の試料は全て無）、「有」と表示された試料は、摺動表面に軸受合金表面層と、Ｓｎ基合金表面層とが交互に存在する形態の試料を示し（表２の試料は全て有）ている。

表面層をコールドスプレー法によって形成する場合に使用するコールドスプレー装置は、粉末供給装置、ガス加熱装置、先細末広がり状のノズル（ラバルノズル）からなるガンを備えている。粉末供給装置からガンに粉末を供給すると共に、ガンから作動ガスを高速度で噴出させることにより、粉末を基材に勢い良く衝突させる。この場合、作動ガスをガス加熱装置によって加熱することで、ガンから噴き出る作動ガスの速度を高くすることができる。この加熱装置による加熱は、高くし過ぎると、金属粒子が溶融したりするため、５００℃以下の温度とする。通常は、２００〜４００℃で行い、ここでは３００℃で行った。また、作動ガス圧は、通常は０．４〜４ＭＰａで行い、ここでは気孔率を制御するために１．０〜２．０ＭＰａで行った。作動ガス圧を制御して作動ガス速度を制御する。なお、基材に対するガンの移動速度は、２０〜１００ｍｍ／ｓｅｃとした。このコールドスプレー装置のガンから勢い良く噴き出された金属粉末は、基材に衝突して基材中に入り込むと共に、その基材に入り込んだ粉末上に粉末が積層されてゆくことで成膜される。

次に試料の製造方法を説明する。
各試料の製造に使用するバイメタルは、例えば、４質量％のＺｎ、１質量％のＳｉ、残部ＡｌからなるＡｌ基軸受合金を鋳造および圧延してＡｌ合金板を製造し、このＡｌ合金板を鋼板上に重ね、圧下率４０％以上でロール圧延することによって圧延圧接して製造した。このバイメタルを所定寸法に切断して半円筒状に加工し、試料素材を得た。この試料素材は、外側が鋼板（裏金層）、内側がＡｌ合金板（軸受合金層）となる。

＜実施例品１〜７、比較例品５＞
試料素材を脱脂した後、この試料素材を治具に固定し、その内側にコールドスプレー装置のガンを差し入れ、ガンと治具を移動させて軸受合金層上にＳｎ基合金粉末によって表面層を成膜した。このときの成膜厚さは１００μｍとし、その後、表面加工を行って表面層を厚さ２０μｍに仕上げ、実施例品１〜７、比較例品５を得た。

＜実施例品８〜１３、比較例品９＞
バイメタルを所定寸法に切断して半円筒状に加工し、図４（ａ）に示すように、軸受合金層２の表面に、８０μｍ深さの凹部８（本実施例品および以下の比較例品では周方向に略平行な溝）を間欠的に形成し、試料素材を得た。そして、試料素材を脱脂し、上述したと同様にしてコールドスプレー装置により試料素材の軸受合金層２上にＳｎ基合金からなる皮膜１１を形成し（図４（ｂ）参照）、その後、試料素材の内面を凹部８の深さ（凹部８内の皮膜１１の厚さ）が２０μｍとなるまで表面加工し、内周面に軸受合金表面層部６と、Ｓｎ基合金表面層部７とが交互に存在する実施例品８〜１３、比較例品９を得た（図４（ｃ）参照）。

＜比較例品１＞
脱脂した半円筒状の試料素材の軸受合金層上に、Ｓｎ基合金を鋳込んでＳｎ基合金表面層を形成し、そのＳｎ基合金表面層を厚さ２０μｍとなるまで表面加工し、比較例品１を得た。

＜比較例品２＞
半円筒状の試料素材を脱脂した後、試料素材を治具に固定し、その内側に溶射装置のガンを差し入れ、ガンと治具を移動させて軸受合金層上にＳｎ基合金からなる表面層を成膜した。このときの成膜厚さは１００μｍとし、その後、表面加工を行って表面層を厚さ２０μｍに仕上げ、比較例品２を得た。

＜比較例品３，４＞
半円筒状の試料素材を脱脂した後、軸受合金層の表面に厚さ２０μｍのＳｎ基合金めっきを施して表面層とし、比較例品３を得た。また、半円筒状の試料素材を脱脂した後、軸受合金層の表面に厚さ３μｍのＮｉからなる中間層をめっきし、次いでＮｉの中間層上に厚さ２０μｍのＳｎ基合金をめっきしてＳｎ基合金の表面層とし、比較例品４を得た。

＜比較例品６＞
バイメタルを所定寸法に切断して半円筒状に加工し、図４（ａ）に示すように、軸受合金層２の表面に、深さ８０μｍの凹部８を間欠的に形成し、試料素材を得た。そして、試料素材を脱脂した後、前述の溶射装置によって図４（ｂ）に示すように試料素材の軸受合金層２上にＳｎ基合金からなる厚さ１００μｍの皮膜１１を形成し、その後、試料素材の内面を凹部８の深さが２０μｍとなるまで表面加工し、図４（ｃ）に示すように軸受合金表面層部６とＳｎ基合金表面層部７とが交互に存在する比較例品６を得た。

＜比較例品７＞
バイメタルを所定寸法に切断して半円筒状に加工し、図４（ａ）に示すように、軸受合金層２の表面に、深さ８０μｍの凹部８を間欠的に形成し、試料素材を得た。この試料素材を脱脂した後、軸受合金層の表面にめっきによって厚さ１００μｍのＳｎ基合金を被着し、図４（ｂ）に示すように試料素材の軸受合金層２上にＳｎ基合金からなる厚さ１００μｍの皮膜１１を形成し、その後、試料素材の内面を凹部８の深さが２０μｍとなるまで表面加工し、図４（ｃ）に示すように内周面に軸受合金表面層部６とＳｎ基合金表面層部７とが交互に存在する比較例品７を得た。

＜比較例品８＞
バイメタルを所定寸法に切断して半円筒状に加工し、図５（ａ）に示すように、軸受合金層２の表面に、深さ８０μｍの凹部８を間欠的に形成し、試料素材を得た。この試料素材を脱脂した後、図５（ｂ）に示すように軸受合金層２の表面に厚さ３μｍのＮｉからなる中間層１２をめっきし、次いでＮｉの中間層１２上にＳｎ基合金をめっきして図５（ｃ）に示すように試料素材の軸受合金層２上に厚さ１００μｍの皮膜１３を形成し、その後、試料素材の内面を凹部８の深さが２０μｍとなるまで表面加工し、内周面に軸受合金表面層部６とＳｎ基合金表面層部７とが交互に存在する比較例品８を得た。この比較例品８では、摺動表面において、Ｓｎ基合金表面層部７を取り巻くようにしてＮｉめっきの中間層１２が露出している。

以上のようにして得た実施例品１〜１３、比較例品１〜９について、Ｓｎ基表面層の気孔率、硬さ、有機物形態のＣの含有の有無を測定し、表１、表２に示した。
次に焼付試験と疲労試験の結果について考察する。
まず、比較例品１〜９は、十分な耐疲労性を得られなかったという試験結果を呈しているが、コールドスプレー法で製造した実施例品１〜１３は、耐疲労性のみならず非焼付性をも優れている。このことは、実施例品１〜１３のＳｎ基合金表面層が優れたなじみ性および優れた異物埋収性を呈することによって良好なる非焼付性が得られると共に、Ｓｎ基合金表面層中に分散しているＳｎ化合物の荷重分散効果によって良好なる耐疲労性を呈するからと考えられる。

以下に具体的に比較してみると、実施例品３と比較例品１，２，４とは、表面層の組成は同じで、その製法が異なっており、コールドスプレー法による実施例品３は、鋳造法による比較例品１、溶射法による比較例品２、めっき法による比較例品４のいずれに比べても、非焼付性および耐疲労性共に優れている。特に、めっき法による比較例品４では、表面層中に有機物形態のＣを含んでいるので、組織が緻密な割には耐疲労性が低かった。
実施例品３，４と比較例品５とは、表面層のＳｎ化合物の大きさが異なる。つまり、実施例品３，４では、Ｓｎ化合物の大きさが４μｍ、２μｍであるが、比較例品５では、Ｓｎ化合物が８μｍと大きい。このため、実施例品３，４は、比較例品５に比べ、非焼付性、耐疲労性共に優れている。

実施例品２，３，６は、それぞれＳｎ基表面層の硬度が異なる。これら実施例品２，３，６の実験結果を見ると、Ｈｖ２８、Ｈｖ２４の実施例品３，６は、Ｈｖ５５の実施例品２に比べて非焼付性、耐疲労性共に向上している。このことから、Ｓｎ基表面層の硬さは、非焼付性および耐疲労性に影響を及ぼすことが理解される。本発明者の他の実験によれば、Ｓｎ基表面層の硬さがＨｖ４０以下、特に３０以下であると、非焼付性、耐疲労性に極めて有利であることが分かった。
実施例品１，３〜５は、それぞれＳｎ基表面層の気孔率が異なる。これら実施例品１，３〜５の実験結果からすると、気孔率が０．１０％、０．１０％、０．０５％の実施例品３〜５は、気孔率０．３０％の実施例品１に比べて耐疲労性が高い。このことから、気孔率は耐疲労性に影響を与えることが理解される。本発明者の他の実験によれば、気孔率が０．２％以下、特に０．１％以下であると、耐疲労性に極めて有利であることが分かった。

本発明のＳｎ基合金表面層の組織を示す図 本発明の摺動部材の例を示す断面図 本発明の摺動部材の例を示し、（ａ）は表面の平面図、（ｂ）は（ａ）のＢ−Ｂ線に沿う断面図 摺動表面に軸受合金表面層部とＳｎ基合金表面層部とが交互に存在する摺動部材の製造過程を示す断面図 摺動表面に軸受合金表面層部とＳｎ基合金表面層部とが交互に存在する比較例品のＳｎ基合金表面層部をめっきで形成する場合の製造過程を示す断面図

符号の説明

図面中、１は裏金層、２は軸受合金層、３はバイメタル、４は中間層、５は表面層、６は軸受合金表面層部、７はＳｎ基合金表面層部、９はＳｎ基合金マトリックス、１０はＳｎ化合物、１２はＮｉめっきの中間層を示す。

Claims (8)

1. 基材上に、相手材が接するＳｎ基合金の表面層を被着した摺動部材において、
   前記表面層を構成するＳｎ基合金は、５μｍ以下のＳｎを含む化合物を分散して含有し、且つ有機物形態のＣを含まないことを特徴とする摺動部材。
2. 前記表面層を被着する前記基材は、軸受合金層であることを特徴とする請求項１記載の摺動部材。
3. 相手材が接する表面層を、軸受合金の表面層部とＳｎ基合金の表面層部とを交互に並べて構成し、
   前記表面層を構成するＳｎ基合金は、５μｍ以下のＳｎを含む化合物を分散して含有し、且つ有機物形態のＣを含まないことを特徴とする摺動部材。
4. 前記Ｓｎ基合金の表面層は、コールドスプレー法により形成されたものであることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の摺動部材。
5. 前記Ｓｎ基合金の表面層は、気孔率が０．２％以下であることを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の摺動部材。
6. 前記Ｓｎ基合金の表面層は、硬さがＨｖ４０以下であることを特徴とする請求項１ないし５のいずれかに記載の摺動部材。
7. 前記表面層を構成するＳｎ基合金は、Ｂｉおよび／またはＰｂを含んでいることを特徴とする請求項１ないし６のいずれかに記載の摺動部材。
8. 前記表面層を構成するＳｎ基合金は、Ｓｂ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉから選択された１種以上を含んでいることを特徴とする請求項１ないし７のいずれかに記載の摺動部材。

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