JP4454812B2

JP4454812B2 - Copper-based slide bearing material and internal combustion engine slide bearing

Info

Publication number: JP4454812B2
Application number: JP2000252274A
Authority: JP
Inventors: 貴志冨川; 恒哉都築
Original assignee: Taiho Kogyo Co Ltd
Current assignee: Taiho Kogyo Co Ltd
Priority date: 2000-08-23
Filing date: 2000-08-23
Publication date: 2010-04-21
Anticipated expiration: 2020-08-23
Also published as: JP2002060869A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明はＣｕ−Ａｇ系銅合金すべり軸受に関するものであり、さらに詳しく述べるならばAgを固溶したCu固溶体を基本組織とするＣｕ−Ａｇ系銅合金すべり軸受に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
本出願人の特開平９―１２５１７６号公報によると、Ag:０．１〜２％、Sn:１〜１０％を含有し、Ag及びSnをCuマトリックスに固溶させることにより耐焼付性を改良したすべり軸受材料が開示されている。この公報の説明によると、Cu-Sn-Ag系銅合金では，固溶限はSnが約２％、Agが約０．２％であり、２％Agは固溶限を超えているが、二次相がほとんど検出されない実質的固溶状態に属する可能性があると説明されている。また、焼結材中にAg及びSnを固溶させる方法としては焼結後５０℃／分以上の冷却速度で急冷する方法が挙げられている。
【０００３】
特開平９−２４９９２４号公報には、Ａｇ及びＳｎをＣｕマトリックスに固溶させた銅合金すべり軸受材料の表面に形成されるこれらの元素の濃縮層が良好な摺動特性を呈するので、通常表面に施されるＰｂ系オーバレイの厚さを初期なじみに必要な程度に抑えることができると述べられている。また、Ａｇの固溶量上限は２％であると述べられており、実施例には２．１％Ａｇの組成が示されている。また、特開平１０−６０５６１号公報には、Ａｇ及びＳｎをＣｕマトリックスに固溶させた銅合金すべり軸受材料の表面に形成されるこれら元素の化合物などが耐焼付性を向上させると述べられている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
上述のように、Cu中に固溶したAｇを摺動特性の向上に利用することが従来提案されているが、Ag量が２％を超えるとその析出傾向が現れ、摺動特性が劣化していたので、前掲特開平９−１２５１７６号公報のAg含有量上限は約２％であった。本発明は、Ag固溶量をさらに多くできると、前掲３件の公報で開示された摺動特性がさらに改良できるとの着想に基いている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明は、銅合金を鋼裏金に焼結・成層してなる銅系すべり軸受材料において、質量百分率で、Ａｇ：３％以上４％以下、Ｓｎ：１〜１０％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からなり、前記焼結層の少なくとも表面側で前記Ａｇ及びＳｎがＣｕマトリックス中に完全もしくは実質的に固溶した状態であることを特徴とする耐焼付性に優れた銅系すべり軸受材料を提供する。
【０００６】
従来より多いAgを完全もしくは実質的固溶状態とすることにより、耐焼付性、耐食性及び寿命を改善することができる。ここで、実質的固溶状態とはAgの二次相、すなわちAgからなるもしくはAg−Snなどの金属間化合物などがほとんど検出されない状態であり、具体的にはAgなどのX線写真を画像解析装置により観察し、任意の観察視野（１０００倍）における二次相の面積が５％以下の組織状態である。
【０００７】
図１に示すＡｇ−Ｃｕ二元系状態図によると、(イ)αＣｕ中の最大Ａｇ固溶量は７７９℃で４．９原子％（約１０質量％）である；(ロ)銅合金の焼結温度である約８８０℃ではＡｇ固溶量はこの値より減少している；また(ハ)焼結温度ではαＣｕとＣｕ−Ａｇ液相が共存する。アトマイズＣｕ−Ａｇ粉末粒子中にはＡｇが強制固溶されている。この粉末が溶質Ａｇが少ないαＣｕとＣｕ−Ａｇ液相が共存する状態にさらされると、ＡｇはαＣｕから追い出されてＣｕ−Ａｇ液相に移行する。この結果αＣｕ中の固溶Ａｇ量は少なくなり、Ｃｕ−Ａｇ液相は後続の冷却段階ではＣｕとＡｇに分解する傾向が生じるので、Ｃｕ中の固溶Ａｇ量はさらに少なくなる。一方、Ｃｕ−Ｓｎ二元系状態図では、αＣｕ中の最大Ａｇ固溶量は約６００℃で約１０原子％（約１８質量％）であり、また前述の（ロ）、（ハ）と同様な現象がある。但し、（ニ）αＣｕ中でのＳｎの固溶量（室温）は状態図より多くなり易いことが知られている。このような二元系状態図から導かれる知見をＣｕ−Ｓｎ−Ａｇ三元系合金に敷衍すると、銅中のＡｇ及びＳｎ固溶量を多くするためには、Ａｇ、Ｓｎ最大固溶域から焼結温度への昇温はできるだけ急速に行い、焼結温度での保持時間をできるだけ短時間で行い、その後急冷を行うことが必要になる。このような焼結法を行うと３％以上４％以下のＡｇ及び１０％までのＳｎを室温で固溶させることができる。
【０００８】
前掲特開平９−１２５１７６号公報で説明された方法（電気炉での焼結）により製造したCu-5%Sn-3%Ag合金の焼付荷重は約５．４ｋNであり、一方同じ組成の合金を高周波誘導加熱法（後述の第１方法）で製造し、前掲公報と同じ試験法で試験した焼付荷重は７．２ｋNであり、多量のAg過飽和固溶により著しい耐焼付性向上が実現されることが確認された。
【０００９】
なお、耐焼付性の試験は前掲公報と同じ以下の方法で行った。
試験機：ピンオンディスク試験法
すべり速度：１５ｍ/ｓ
荷重付加方法：荷重漸増（ステップ式）５００N/１０min
潤滑油：10W-30
潤滑油温度：室温
相手軸：S55C焼入れ（Hv５５０〜６５０）、粗さ：０．５〜０．８μmRz
【００１０】
さらに、本発明に係る銅系すべり軸受材料は、質量百分率で、さらに０．５％以下のＰを含有することができる。Ｐは脱酸剤として湯流れを改良し、アトマイズ粉末の形状を良好にする。しかし、Ｐ含有量が０．５％を超えると銅合金が硬くかつ脆くなる。好ましいＰ含有量は０．０５〜０．１５％である。また、本発明に係る銅系すべり軸受材料は、質量百分率でさらに、総量で１０％以下のＮｉ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｂｉ、Ｚｎ、Ｃｒからなる少なくとも１種の元素を含有することができる。また、これらの元素は前掲特開平９−２４９９２４号公報及び特開平１０−６０５６１号公報で公知である。これらの元素は第２相を実質的に形成しないで、Ｃｕマトリックス中に完全もしくは実質的に固溶した状態であることが好ましい。
【００１１】
添加元素を多量に過飽和に固溶する方法として、溶融Cu-Ag合金をメルトクエンチ(melt quench)法などにより超急冷する手段は実現性がある。しかしこのような手段では、得られる合金の寸法や形状が非常に狭く制限されるので、工業的に各種部品として使用することができない。一方裏金に焼結層を積層する方法では、すべり軸受、接点材など各種部品として使用できる素材を得ることができるので産業上の利用性が大である。
【００１２】
本発明に係るCu-Ag系銅合金を含む内燃機関用すべり軸受は、少なくとも相手軸側の最表面及びその極近傍内面が完全もしくは実質的固溶状態を満たすことを特徴とするものである。極近傍とはすべり軸受が、場合により被着されることがあるオーバレイが摩滅した後、軸受寿命内で摩滅することが予定される深さであり、現在の設計基準では例えば３０万ｋｍの走行距離で５０μm程度である。最表面及びこの深さが耐焼付性や摩耗に直接影響するので、上述のように限定される。ところで、高周波誘導加熱などの裏金側から加熱する方法では、裏金側から焼結層に急速に伝熱され，図２に示すような温度勾配を生じる。図中、１は裏金であり、３は銅合金粉末である。高周波電源を遮断しガス冷却を併用すると、同様な温度勾配が保たれつつ、焼結層の表面側で大きな降温が起こる。このような状況では、相手軸側に対応する被処理銅合金の表面側は添加元素の加熱温度での溶け込みは不足し、冷却中の析出は起こり難い傾向がある。そこで、完全もしくは実質的固溶状態を得るためには加熱時間を十分にとる必要がある。冷却過程で、表面側銅合金粉末３ａが十分に低温に冷却されても、裏金側銅合金粉末３ｂがＡｇ析出温度域に留まっていることがある。この場合、後者の粉末３ｂの冷却速度は前者の粉末３ａよりも相対的に遅いから、粉末３ｂ内でＡｇが析出する。
本発明に係る完全もしくは実質的固溶組織を有する銅合金は裏金側から急速加熱する方法により製造することができる。続いて、高周波誘導加熱により完全もしくは実質的固溶組織を形成する方法について説明する。
【００１３】
バイメタル状すべり軸受合金の高周波誘導加熱の方式として、大別して、（１）ソレノイドコイル式誘導加熱による前段（鋼のキュリー点近傍までの温度、以下同じ）加熱、トランスバースコイル式誘導加熱による後段（前段より高い温度、以下同じ）加熱、（２）ソレノイドコイル式誘導加熱による前段加熱、トランスバースコイルとソレノイドコイル併用後段加熱、（３）トランスバースコイル式誘導加熱による前段・後段の一貫加熱、（４）トランスバースコイルとソレノイドコイルを併用した前段・後段の一貫加熱の四方式を提供する。また、（２）の方式の実施態様としてトランスバースコイルによる加熱は裏金の両側縁に限定する方式も提供する。
【００１４】
即ち、第１の方式によるバイメタル状軸受合金の高周波焼結方法は、少なくとも実質的に鋼からなる裏金と該裏金に接合された軸受合金焼結層とを含んでなるバイメタル状軸受合金を製造する方法において、前記軸受合金焼結層の組成を有する粉末を前記裏金に積層し、前記裏金及びこの上に積層された軸受合金粉末を、還元性もしくは不活性雰囲気中で、裏金の鋼のキュリー点近傍まではソレノイドコイル式高周波誘導加熱により加熱し、続いてトランスバースコイル式高周波誘導加熱により焼結温度まで加熱を行うことを特徴とし（以下「第１方法」と言う）、第２の方式によるバイメタル状軸受合金の高周波焼結方法は、少なくとも実質的に鋼からなる裏金と該裏金に接合された軸受合金焼結層とを含んでなるバイメタル状軸受合金を製造するに際して、前記軸受合金焼結層の組成を有する粉末を前記裏金に積層し、前記軸受合金粉末及び前記裏金を還元性もしくは不活性雰囲気中で、ソレノイドコイル式高周波誘導加熱により該裏金の鋼のキュリー点近傍まで加熱し、続いて還元性もしくは不活性雰囲気中で、焼結温度までソレノイドコイル式高周波誘導加熱と、例えば裏金両側縁のためのトランスバースコイル式高周波誘導加熱を併用することを特徴とし（以下「第２方法」と言う）、第３の方式によるバイメタル状軸受合金の高周波焼結方法は、少なくとも実質的に鋼からなる裏金と該裏金に接合された軸受合金焼結層とを含んでなるバイメタル状軸受合金を製造するに際して、前記軸受合金焼結層の組成を有する粉末を前記裏金に積層し、還元性もしくは不活性雰囲気中で、裏金の鋼のキュリー点近傍まで及びさらに焼結温度までをトランスバースコイル式高周波誘導加熱による加熱を行うことを特徴とし（以下「第３方法」と言う）、第４の方式によるバイメタル状軸受合金の高周波焼結方法は、少なくとも実質的に鋼からなる裏金と該裏金に接合された軸受合金焼結層とを含んでなるバイメタル状軸受合金を製造するに際して、前記軸受合金焼結層の組成を有する粉末を前記裏金に積層し、前記軸受合金粉末及び前記裏金を、還元性もしくは不活性雰囲気中で、裏金の鋼のキュリー点近傍まで及びさらに焼結温度までを、ソレノイドコイル式高周波誘導加熱とトランスバースコイル式高周波誘導加熱を併用して加熱することを特徴とする（以下「第４方法」と言う）。
【００１５】
裏金は焼結合金の支持体である他に高周波誘導加熱されて銅合金への熱伝達媒体になるものである。この裏金の厚さは０．３〜６ｍｍの範囲のものを使用することが好ましい。ここで、厚さが０．３ｍｍ未満では構造部品としての強度が低くなり、一方６ｍｍを超えると高周波誘導加熱による裏金の昇温が不十分になり、その結果焼結も不十分になるのでこの上限以下が好ましい。また裏金の幅は銅合金の用途により決められる。裏金鋼板は通常低炭素鋼の冷間圧延鋼板であるが、必要により粗面化処理、酸洗、アルカリ脱脂、スキンパス圧下、Ｎｉめっき、異種材料とのクラッドによる複合化などの処理を施こしたり、微量元素添加による高強度化などを行ってもよい。裏金の長さは特に制限がないが、すべり軸受の分野で一般に使用される長尺材を使用して、焼結後必要長さに切断することが好ましい。
【００１６】
裏金上に銅合金の組成を有する粉末の層を作ることによりワークを調製する。この方法としては、従来から行われているように粉末をホッパーから落下させる散布法によることができる。
【００１７】
次に,トランスバース式高周波誘導加熱(transverse flux heating)について説明する。従来技術で採用されていたソレノイドコイル式高周波誘導加熱では、板状ワークを囲むソレノイドコイルの軸と板面は平行になる。これとは異なるトランスバースコイル式高周波誘導加熱では、図３に示すように、高周波誘導コイルは板状ワークを取り囲まず、何れかの板面に面するように配置される。トランスバース式高周波誘導加熱コイルに関する従来技術としては,米国特許第４７５１３６０号、このコイル形状の改良を提案する米国特許第５４０３９９４号、板の縁も均一に加熱する方法を提案する米国特許第５７３９５０６号、連続走行するストリップの縁に遮蔽手段を設けてストリップの均一加熱を意図する米国特許第２４４８０１２号などがあるが、鋼スラブのような厚い材料を均一に加熱することを意図しており,バイメタル状銅合金の加熱焼結には言及していない。このように、従来トランスバースコイル式高周波誘導加熱法は鉄鋼のスラブ、ストリップなどの比較的厚い材料を厚さ及び幅に関し均一加熱するために主として用いられていたが、本発明者らはトランスバース式高周波誘導加熱は、１０ｍｍ以下の板厚の薄板に対してはキュリー点以上での昇温速度が低くならないことに着目して本発明を完成した。
【００１８】
続いて、裏金の鋼のキュリー点近傍まではソレノイドコイル式高周波誘導加熱により加熱し、続いてトランスバース式高周波誘導加熱により焼結温度まで加熱を行う第１方法を説明する。ワークを搬送しながら裏金の鋼のキュリー点近傍までの高周波誘導予備加熱を行うことによって、銅合金粉末には裏金からの熱伝導及び輻射による熱を与えて焼結温度近傍まで急速昇温する。この予備加熱法を順次説明すると、まずキュリー点近傍の温度とは裏金の表面温度であり、銅合金粉末の平均温度より若干高くなる。次に、加熱温度はキュリー点と実質的一致することが最も好ましいが、多少の高低があっても支障はない。尤も、裏金の温度がキュリー点を超えると昇温速度が激減するので、キュリー温度を著しく超えることは稀である。次に,加熱温度がキュリー点と一致したことは、後述の温度測定法により検出できる。ソレノイドコイルが発生する高周波の周波数は１０〜４００ｋＨｚである。高周波誘導コイルの巻数はワークの移動速度、裏金の板厚などを考慮して決めるものとする。予備加熱は室温から行うことが好ましいが、裏金が前段の処理により常温以上に加熱されている場合は、その温度から予備加熱を行っても全く差し支えない。最後に、加熱中の雰囲気は銅合金の酸化が起こる４２３Ｋ（１５０℃）以上、もしくはそれより低温で還元性もしくは不活性雰囲気とする。なお、室温からキュリー点までの昇温時間は、中型乗用者用の一般的なすべり軸受で１分以内、最も一般的には約２０秒である。
【００１９】
続いて、トランスバースコイルによる後段の加熱を典型的には、裏金の温度で１０２３Ｋ（７５０℃）〜１２７３Ｋ（１０００℃）までの温度範囲で行う。この後段加熱では裏金が焼結温度まで急速にかつ均一に加熱され、好ましくは２０Ｋ以下、より好ましくは５Ｋ以下の裏金の幅方向温度分布が達成される。これに対して、ソレノイドコイルによる後段加熱を行うと、最適条件でも、昇温速度は本発明法の１/５以下であり、温度分布は最大２００Ｋ（℃）である。トランスバース式高周波誘導加熱の周波数は３〜１０ｋHzであることが好ましい。
なお、キュリー点から焼結温度までの昇温時間は、中型乗用者用の一般的なすべり軸受で１分以内、最も一般的には約４０秒である。昇温後の焼結温度での保持時間は一般にゼロ以上３分の範囲である。ここで、保持時間ゼロとは焼結温度に裏金が達した瞬間に冷却を開始することである。本発明において焼結温度とは焼結に適する温度範囲内の温度であり、焼結温度への保持とは一定温度への保持を意味していない。したがって、焼結温度範囲が１１６３Ｋ（８９０℃）〜１２５３Ｋ（９８０℃）であると、１２２３Ｋ（９５０℃）まで昇温を続け, １２２３Ｋ（９５０℃）より直ちに冷却する方法の採用が可能である。
【００２０】
前段及び後段の加熱において、銅合金の酸化が起こる温度以上では銅合金粉末を還元性もしくは不活性ガスと接触させて行うことが一般には必要である。この温度は一般には４２３Ｋ（１５０℃）以上である。これらガスと接触させる方法としては、いかなる方法でも良いが、石英などの非磁性・非導電性保護雰囲気管を使用し、この外側に高周波誘導コイルを配置する方法を採用することが好ましい。
【００２１】
さらに、続いてソレノイドコイル式高周波誘導加熱により裏金の鋼のキュリー点近傍まで加熱し、続いて焼結温度までソレノイドコイル式高周波誘導加熱と、例えば前記裏金両側縁のためのトランスバースコイル式高周波誘導加熱を併用する第２方法につき説明する。段落００１７で記述したようにソレノイドコイル方式には問題があるが、トランスバースコイルと併用することにより弊害を目立たなくすることができる。特にソレノイドコイル方式による裏金の両側縁での急峻な温度降下は両側縁を加熱するトランスバースコイル方式を使用することにより補償することができる。併用の方式としては、時系列の面からは（イ）ソレノイドコイル方式とトランスバースコイル方式による誘導加熱を同時に行う；（ロ）ソレノイドコイル方式とトランスバースコイル方式による誘導加熱を逐次行う方式があり,またトランスバースコイル方式による加熱領域としては裏金の（ａ）板幅全体を加熱する、（ｂ）板幅の両側縁を加熱する方式があり、これら（イ）、（ロ）、（ａ）及び（ｂ）適宜を組み合わせることができる。また、同一ラインにおいて例えば（イ）＋（ｂ）の装置１基以上と（ロ）＋（ｂ）の装置１基以上とを交互に配列してもよい。第２方法では昇温速度は第１方法より若干低くなるが、温度分布は遜色ない結果を実現できる。なお、キュリー点から焼結温度までの昇温時間は、中型乗用者用の一般的なすべり軸受で２分以内、最も一般的には約６０秒である。
本段落での説明事項と矛盾しない第１方法の説明事項は本段落に引用したこととして、繰り返しを避けることにしたい。
【００２２】
引き続いて、裏金の鋼のキュリー点近傍まで及びさらに焼結温度までを、トランスバースコイルにより一貫して高周波誘導加熱する第３方法を説明する。裏金の鋼のキュリー点未満では、最適条件で作動されるトランスバースコイル式高周波誘導加熱の昇温速度は同様に最適条件で作動されるソレノイドコイル式高周波誘導加熱より低く、温度分布はほぼ同じにできる。
本段落での説明事項と矛盾しない第１発明の説明事項は本段落に引用したこととして、繰り返しを避けることにしたい。
【００２３】
最後に、裏金の鋼のキュリー点近傍まで及びさらに焼結温度までを、ソレノイドコイルとトランスバースコイルを併用して高周波誘導加熱する第４方法につき説明する。この発明において、後段の加熱は第２方法と同じであり,前段の加熱がソレノイドコイルとトランスバースコイルを併用して高周波誘導加熱するところが上述した各発明と異なっている。併用の方式は第２方法の説明を引用することとする。前段の加熱では、昇温速度は第１方法より低く、第２方法より高い。
本段落での説明事項と矛盾しない第１発明、第２発明の説明事項は本段落に引用したこととして、繰り返しを避けることにしたい。
【００２４】
ワークをすべり軸受として使用するためには、冷間圧縮を行って焼結層を緻密化した後に再焼結を行う。再焼結法は、第１〜第４のいずれかの方法、通常は１回目の焼結と同じ方法を採用することが好ましい。
【００２５】
以下、本焼結法を実施する装置を図面を引用して説明する。
図４の概念図に示すように、焼結装置は、銅合金粉末３を裏金１に積層するためのホッパー２など、焼結炉５、即ち高周波誘導加熱炉、及び裏金１を長さ方向に搬送するために裏金コイルを巻き戻すアンコイラ４ａ及び巻き取るリコイラ４ｂを含んでなる。なお、リコイラ４ｂを駆動するモーター、減速機などは図示を省略しており、また、コイル状ではなく切り板状裏金を搬送する場合は、（アン）コイラに代えて通板ローラーやメッシュベルトなどを使用することができる。図示されない駆動手段で回転されるリコイラ４ｂは裏金１を、１〜１０ｍ／分、より具体的には板厚が１ｍｍでは約６ｍ／分、板厚が６ｍｍでは１．５ｍ／分の速度で焼結炉５内を通板する。勿論、この値は好ましい一例であり、裏金板厚が厚く、高周波電力が低く、高周波周波数が高いほど、通板速度を遅くすればよい。さらに、図示のように、焼結炉５の直後に、ガス冷却及び／又はロール冷却等を行う冷却室６を設けて、ワークを速やかに次工程の温度まで冷却することが好ましい。なお、後述する焼結雰囲気設定手段により焼結炉内部の銅合金粉末は水素ガスなどと接触せしめられている。
【００２６】
【実験例、銀添加青銅の例】
上記した条件範囲（但し、ソレノイドコイルによる最終加熱温度＝１０１３Ｋ（７４０℃），トランスバースコイルによる最終焼結温度＝１２２３Ｋ（９５０℃），焼結炉長さ＝約３ｍ、裏金板厚＝０．７ｍｍ、通板速度＝６m／分、焼結雰囲気−Ｎ₂−Ｈ₂混合ガス、焼結層厚さ＝０．３μmにて３％Ag、８％Snを含有する銅を第１方法で焼結したところ、０．７５分で全焼結工程が終了した。なお、焼結層の裏金との密着強度は良好であった。
【００２７】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によると、本発明の銀添加青銅は多量の固溶Agを含有しているために、前掲３件の特許公開公報で実現される性能をさらに向上することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 Aｇ−Cu二元系状態図である。
【図２】焼結粉末の温度勾配を説明する模式図である。
【図３】トランスバース式高周波誘導加熱の原理説明図である。
【図４】焼結装置の概念図である。
【符号の説明】
１裏金
２ホッパ−
３銅合金粉末
４ａアンコイラ
４ｂリコイラー
５焼結炉（高周波誘導加熱炉）
６冷却室
７ワーク[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a Cu-Ag-based copper alloy slide bearing, and more specifically, relates to a Cu-Ag-based copper alloy slide bearing whose basic structure is a Cu solid solution containing Ag as a solid solution.
[0002]
[Prior art]
According to Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-125176 of the present applicant, it contains Ag: 0.1 to 2%, Sn: 1 to 10%, and improves seizure resistance by dissolving Ag and Sn in a Cu matrix. A plain bearing material is disclosed. According to the description of this publication, in the Cu-Sn-Ag based copper alloy, the solid solubility limit is about 2% for Sn and about 0.2% for Ag, and 2% Ag exceeds the solid solubility limit. It is explained that the secondary phase may belong to a substantially solid solution state in which almost no secondary phase is detected. In addition, as a method of dissolving Ag and Sn in the sintered material, a method of quenching at a cooling rate of 50 ° C./min or more after sintering is mentioned.
[0003]
In JP-A-9-249924, a concentrated layer of these elements formed on the surface of a copper alloy plain bearing material in which Ag and Sn are solid-dissolved in a Cu matrix exhibits good sliding characteristics. It is stated that the thickness of the Pb-based overlay applied to the substrate can be suppressed to an extent necessary for initial familiarity. Further, it is stated that the upper limit of the Ag solid solution amount is 2%, and the composition of 2.1% Ag is shown in the examples. JP-A-10-60561 states that a compound of these elements formed on the surface of a copper alloy plain bearing material in which Ag and Sn are dissolved in a Cu matrix improves seizure resistance. Yes.
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
As described above, it has been conventionally proposed to use Ag dissolved in Cu for improving sliding characteristics. However, when the Ag content exceeds 2%, the precipitation tendency appears and the sliding characteristics deteriorate. Therefore, the upper limit of the Ag content in the above-mentioned JP-A-9-125176 was about 2%. The present invention is based on the idea that if the amount of Ag solid solution can be further increased, the sliding characteristics disclosed in the above three publications can be further improved.
[0005]
[Means for Solving the Problems]
The present invention relates to a copper-based plain bearing material obtained by sintering and stratifying a copper alloy on a steel back metal, and contains, by mass percentage, Ag: 3% to 4%, Sn: 1 to 10%, with the balance being Cu. And a copper-based slip excellent in seizure resistance, characterized in that the Ag and Sn are completely or substantially dissolved in the Cu matrix at least on the surface side of the sintered layer. Provide bearing material.
[0006]
By making Ag more completely or substantially solid solution than before, seizure resistance, corrosion resistance and life can be improved. Here, the substantially solid solution state is a state where the secondary phase of Ag, that is, a state in which an intermetallic compound such as Ag or Ag-Sn is hardly detected, specifically, an X-ray photograph of Ag or the like is an image. This is a tissue state observed with an analyzer and having an area of secondary phase of 5% or less in an arbitrary observation field (1000 times).
[0007]
According to the Ag—Cu binary phase diagram shown in FIG. 1, (a) the maximum amount of Ag solid solution in αCu is 4.9 atomic% (about 10% by mass) at 779 ° C .; At the sintering temperature of about 880 ° C., the Ag solid solution amount decreases from this value; and (c) αCu and Cu—Ag liquid phase coexist at the sintering temperature. Ag is forcibly dissolved in the atomized Cu-Ag powder particles. When this powder is exposed to a state in which αCu and Cu—Ag liquid phase with low solute Ag coexist, Ag is expelled from αCu and shifts to Cu—Ag liquid phase. As a result, the amount of solid solution Ag in αCu decreases, and the Cu—Ag liquid phase tends to decompose into Cu and Ag in the subsequent cooling stage, so that the amount of solid solution Ag in Cu further decreases. On the other hand, in the Cu—Sn binary phase diagram, the maximum Ag solid solution amount in αCu is about 10 atomic% (about 18% by mass) at about 600 ° C., and is the same as (b) and (c) above. There is a phenomenon. However, it is known that (d) the amount of Sn dissolved in αCu (room temperature) tends to increase more than in the phase diagram. If the knowledge derived from such a binary phase diagram is applied to a Cu—Sn—Ag ternary alloy, in order to increase the amount of Ag and Sn solid solution in copper, from the maximum solid solution region of Ag and Sn. It is necessary to raise the temperature to the sintering temperature as quickly as possible, to keep the holding temperature at the sintering temperature as short as possible, and then to rapidly cool. By performing such a sintering method, 3% or more and 4% or less of Ag and Sn of up to 10% can be dissolved at room temperature.
[0008]
The baking load of the Cu-5% Sn-3% Ag alloy produced by the method described in JP-A-9-125176 (sintering in an electric furnace) is about 5.4 kN, while the alloy having the same composition. Is a high-frequency induction heating method (the first method described later), and the seizure load tested by the same test method as described in the above publication is 7.2 kN. A large amount of Ag supersaturated solid solution significantly improves seizure resistance. It was confirmed.
[0009]
The seizure resistance test was performed by the same method as described in the above publication.
Testing machine: Pin-on-disk test method Sliding speed: 15m / s
Load application method: Gradually increasing load (step type) 500N / 10min
Lubricating oil: 10W-30
Lubricating oil temperature: Room temperature Counter shaft: S55C quenching (Hv550-650), Roughness: 0.5-0.8μm Rz
[0010]
Furthermore, the copper-based plain bearing material according to the present invention can further contain 0.5% or less of P by mass percentage. P as a deoxidizer improves the hot water flow and improves the shape of the atomized powder. However, if the P content exceeds 0.5%, the copper alloy becomes hard and brittle. A preferable P content is 0.05 to 0.15%. In addition, the copper-based plain bearing material according to the present invention contains at least one element composed of Ni, Sb, In, Mn, Fe, Bi, Zn, and Cr in a mass percentage and 10% or less in total. Can do. These elements are known in the above-mentioned JP-A-9-249924 and JP-A-10-60561. These elements preferably do not substantially form the second phase and are in a completely or substantially solid solution state in the Cu matrix.
[0011]
As a method for dissolving a large amount of the additive element in a supersaturated manner, there is a possibility to supercool the molten Cu-Ag alloy by a melt quench method or the like. However, with such means, the size and shape of the resulting alloy are very narrowly limited and cannot be used industrially as various parts. On the other hand, in the method of laminating a sintered layer on the back metal, materials that can be used as various parts such as a slide bearing and a contact material can be obtained.
[0012]
A sliding bearing for an internal combustion engine including a Cu-Ag based copper alloy according to the present invention is characterized in that at least the outermost surface on the counterpart shaft side and the inner surface in the immediate vicinity thereof satisfy a complete or substantially solid solution state. Near the pole is the depth at which a plain bearing is expected to wear out within the life of the bearing after the overlay that may be deposited is worn away. The distance is about 50 μm. Since the outermost surface and this depth directly affect seizure resistance and wear, they are limited as described above. By the way, in the method of heating from the back metal side such as high frequency induction heating, heat is rapidly transferred from the back metal side to the sintered layer, and a temperature gradient as shown in FIG. 2 is generated. In the figure, 1 is a back metal, and 3 is a copper alloy powder. When the high-frequency power supply is shut off and gas cooling is used in combination, a large temperature drop occurs on the surface side of the sintered layer while maintaining the same temperature gradient. In such a situation, the surface side of the copper alloy to be treated corresponding to the mating shaft side is insufficiently melted at the heating temperature of the additive element, and precipitation during cooling tends to hardly occur. Therefore, in order to obtain a complete or substantially solid solution state, it is necessary to take a sufficient heating time. Even if the surface side copper alloy powder 3a is cooled to a sufficiently low temperature during the cooling process, the back metal side copper alloy powder 3b may remain in the Ag deposition temperature range. In this case, since the cooling rate of the latter powder 3b is relatively slower than that of the former powder 3a, Ag precipitates in the powder 3b.
The copper alloy having a complete or substantially solid solution structure according to the present invention can be produced by a method of rapid heating from the back metal side. Next, a method for forming a complete or substantially solid solution structure by high frequency induction heating will be described.
[0013]
High-frequency induction heating methods for bimetallic plain bearing alloys can be broadly classified as follows: (1) Heating by the solenoid coil type induction heating (temperature to the vicinity of the Curie point of steel, the same applies hereinafter), and the latter stage by transverse coil type induction heating ( (2) Pre-stage heating by solenoid coil type induction heating, post-stage heating using both transverse coil and solenoid coil, (3) Integrated heating of the front and rear stages by transverse coil type induction heating, ( 4) Provide four types of integrated heating in the front and rear stages using a transverse coil and solenoid coil together. Further, as an embodiment of the method (2), there is also provided a method in which the heating by the transverse coil is limited to both side edges of the back metal.
[0014]
That is, the high-frequency sintering method for a bimetallic bearing alloy according to the first method produces a bimetallic bearing alloy comprising at least a backing metal substantially made of steel and a bearing alloy sintered layer bonded to the backing metal. In the method, a powder having a composition of the bearing alloy sintered layer is laminated on the back metal, and the back metal and the bearing alloy powder laminated on the back metal in a reducing or inert atmosphere, the Curie point of the steel of the back metal. Heating up to the vicinity by solenoid coil type high frequency induction heating, followed by heating to the sintering temperature by transverse coil type high frequency induction heating (hereinafter referred to as “first method”), according to the second method A high-frequency sintering method for a bimetallic bearing alloy includes: a bimetallic bearing alloy including a backing metal substantially made of steel and a bearing alloy sintered layer bonded to the backing metal. When manufacturing, the powder having the composition of the bearing alloy sintered layer is laminated on the back metal, and the bearing alloy powder and the back metal are subjected to solenoid coil type high frequency induction heating in a reducing or inert atmosphere, the steel of the back metal. Heating to the vicinity of the Curie point, followed by solenoid coil high frequency induction heating up to the sintering temperature in a reducing or inert atmosphere, for example, combined with transverse coil high frequency induction heating for both side edges of the back metal A feature (hereinafter referred to as “second method”) of the third method of high-frequency sintering of a bimetallic bearing alloy is that a backing metal made of at least substantially steel and a bearing alloy sintered layer bonded to the backing metal, In the production of a bimetallic bearing alloy comprising, a powder having the composition of the bearing alloy sintered layer is laminated on the backing metal, and a reducing or inert atmosphere is laminated. Among them, it is characterized in that it is heated by the transverse coil type high frequency induction heating up to the vicinity of the Curie point of the steel of the back metal and further to the sintering temperature (hereinafter referred to as “third method”), and the bimetal by the fourth method When a bimetallic bearing alloy comprising a back metal substantially made of steel and a bearing alloy sintered layer joined to the back metal is manufactured, the bearing alloy sintered layer The bearing alloy powder and the back metal are laminated in a reducing or inert atmosphere up to the vicinity of the Curie point of the steel of the back metal and further up to the sintering temperature. Heating is performed using induction heating and transverse coil high frequency induction heating in combination (hereinafter referred to as “fourth method”).
[0015]
In addition to being a sintered alloy support, the back metal is subjected to high-frequency induction heating to become a heat transfer medium to the copper alloy. It is preferable to use a back metal having a thickness in the range of 0.3 to 6 mm. Here, if the thickness is less than 0.3 mm, the strength as a structural component is low. On the other hand, if the thickness exceeds 6 mm, the temperature rise of the back metal by high frequency induction heating becomes insufficient, and as a result, the sintering becomes insufficient. The upper limit is preferred. The width of the back metal is determined by the use of the copper alloy. The back metal plate is usually a cold rolled steel plate of low carbon steel, but if necessary, it can be subjected to roughening treatment, pickling, alkaline degreasing, skin pass pressure, Ni plating, compounding with dissimilar materials, etc. Further, the strength may be increased by adding trace elements. The length of the backing metal is not particularly limited, but it is preferable to use a long material generally used in the field of sliding bearings and cut it to a necessary length after sintering.
[0016]
The workpiece is prepared by making a layer of powder having a copper alloy composition on the backing metal. As this method, it is possible to use a spraying method in which powder is dropped from a hopper as conventionally performed.
[0017]
Next, the transverse type high frequency induction heating will be described. In the solenoid coil type high frequency induction heating employed in the prior art, the axis of the solenoid coil surrounding the plate workpiece and the plate surface are parallel. In the transverse coil type high frequency induction heating different from this, as shown in FIG. 3, the high frequency induction coil is disposed so as not to surround the plate-shaped workpiece and to face any plate surface. US Pat. No. 4,751,360, US Pat. No. 5,403,994, which proposes an improvement in the shape of the coil, and US Pat. No. 5,739,506, which proposes a method for uniformly heating the edge of a plate, are disclosed as conventional techniques for a transverse high frequency induction heating coil. U.S. Pat. No. 2,448,008, which is intended to heat the strip uniformly by providing shielding means on the edge of the continuously running strip, but is intended to uniformly heat a thick material such as a steel slab, No mention is made of heat-sintering of a copper alloy. Thus, the conventional transverse coil type high frequency induction heating method has been mainly used to uniformly heat relatively thick materials such as steel slabs and strips with respect to thickness and width. The present invention has been completed by paying attention to the fact that the high-frequency induction heating does not decrease the rate of temperature rise above the Curie point for thin plates having a thickness of 10 mm or less.
[0018]
Subsequently, the first method of heating to the vicinity of the Curie point of the steel of the back metal by solenoid coil type high frequency induction heating and then heating to the sintering temperature by transverse type high frequency induction heating will be described. By carrying out high frequency induction preheating up to the vicinity of the Curie point of the steel of the back metal while conveying the work, the copper alloy powder is rapidly heated to the sintering temperature by applying heat from the back metal and radiation. The preliminary heating method will be described sequentially. First, the temperature near the Curie point is the surface temperature of the back metal, which is slightly higher than the average temperature of the copper alloy powder. Next, it is most preferable that the heating temperature substantially coincides with the Curie point, but there is no problem even if there is some level. However, if the temperature of the back metal exceeds the Curie point, the rate of temperature rise is drastically reduced, so it is rare that the Curie temperature is significantly exceeded. Next, it can be detected by the temperature measurement method described later that the heating temperature coincides with the Curie point. The frequency of the high frequency generated by the solenoid coil is 10 to 400 kHz. The number of turns of the high-frequency induction coil is determined in consideration of the moving speed of the workpiece, the thickness of the back metal, and the like. The preheating is preferably performed from room temperature. However, when the back metal is heated to a room temperature or higher by the previous processing, the preheating may be performed from that temperature. Finally, the atmosphere during heating is a reducing or inert atmosphere at 423 K (150 ° C.) or higher where oxidation of the copper alloy occurs or at a lower temperature. Note that the temperature rise time from room temperature to the Curie point is within 1 minute, most commonly about 20 seconds, for a typical plain bearing for medium-sized passengers.
[0019]
Subsequently, the subsequent heating by the transverse coil is typically performed in the temperature range of 1023 K (750 ° C.) to 1273 K (1000 ° C.) at the back metal temperature. In this latter stage heating, the back metal is rapidly and uniformly heated to the sintering temperature, and a temperature distribution in the width direction of the back metal of preferably 20K or less, more preferably 5K or less is achieved. On the other hand, when post-stage heating with a solenoid coil is performed, even under optimum conditions, the rate of temperature rise is 1/5 or less of the method of the present invention and the temperature distribution is 200 K (° C.) at the maximum. The frequency of the transverse high frequency induction heating is preferably 3 to 10 kHz.
Note that the temperature rise time from the Curie point to the sintering temperature is within 1 minute, most commonly about 40 seconds, for a general slide bearing for medium-sized passengers. The holding time at the sintering temperature after the temperature rise is generally in the range of zero to 3 minutes. Here, holding time zero means starting cooling at the moment when the back metal reaches the sintering temperature. In the present invention, the sintering temperature is a temperature within a temperature range suitable for sintering, and holding at the sintering temperature does not mean holding at a constant temperature. Therefore, when the sintering temperature range is 1163 K (890 ° C.) to 1253 K (980 ° C.), it is possible to use a method of continuously raising the temperature to 1223 K (950 ° C.) and immediately cooling from 1223 K (950 ° C.).
[0020]
It is generally necessary to perform the copper alloy powder in contact with a reducing or inert gas at a temperature higher than the temperature at which the copper alloy is oxidized in the heating at the former stage and the latter stage. This temperature is generally 423 K (150 ° C.) or higher. Any method may be used as a method for contacting these gases, but it is preferable to employ a method in which a nonmagnetic / nonconductive protective atmosphere tube such as quartz is used and a high frequency induction coil is disposed on the outside thereof.
[0021]
Furthermore, the coil is then heated to the vicinity of the Curie point of the steel of the back metal by solenoid coil type high frequency induction heating, and then the solenoid coil type high frequency induction heating to the sintering temperature and, for example, the transverse coil type high frequency induction for the both sides of the back metal The second method using heating together will be described. As described in paragraph 0017, the solenoid coil system has a problem, but it can be made inconspicuous by using it together with the transverse coil. In particular, a steep temperature drop at both side edges of the back metal by the solenoid coil system can be compensated by using a transverse coil system that heats both side edges. In terms of time series, (a) induction heating by the solenoid coil method and the transverse coil method is performed simultaneously; and (b) induction heating by the solenoid coil method and the transverse coil method are sequentially performed. In addition, as the heating region by the transverse coil method, there are (a) heating the entire plate width of the back metal, (b) heating both side edges of the plate width, these (a), (b), (a) And (b) can be combined as appropriate. Further, for example, one or more devices (b) + (b) and one or more devices (b) + (b) may be alternately arranged on the same line. In the second method, the rate of temperature increase is slightly lower than in the first method, but the temperature distribution is inferior. The temperature rising time from the Curie point to the sintering temperature is 2 minutes or less, and most commonly about 60 seconds, for a general slide bearing for medium-sized passengers.
The explanation of the first method that is not inconsistent with the explanation in this paragraph is cited in this paragraph, and I want to avoid repetition.
[0022]
Next, a third method for consistently high-frequency induction heating with a transverse coil up to the vicinity of the Curie point of the back metal and further to the sintering temperature will be described. Below the Curie point of the steel of the back metal, the rate of temperature increase of the transverse coil type high frequency induction heating operated at the optimum condition is similarly lower than that of the solenoid coil type high frequency induction heating operated at the optimum condition, and the temperature distribution is almost the same. it can.
The explanations of the first invention that are not inconsistent with the explanations in this paragraph are cited in this paragraph and we want to avoid repetition.
[0023]
Finally, a description will be given of a fourth method in which high-frequency induction heating is performed in combination with a solenoid coil and a transverse coil up to the vicinity of the Curie point of the back metal and further to the sintering temperature. In this invention, the latter stage heating is the same as in the second method, and the former stage heating is different from the above-described inventions in that high frequency induction heating is performed by using a solenoid coil and a transverse coil in combination. For the method of combined use, the explanation of the second method is cited. In the former stage heating, the heating rate is lower than that in the first method and higher than that in the second method.
The explanations of the first invention and the second invention that are not inconsistent with the explanations in this paragraph are cited in this paragraph, and we want to avoid repetition.
[0024]
In order to use the workpiece as a slide bearing, cold sintering is performed to densify the sintered layer, and then re-sintering is performed. The re-sintering method preferably employs any one of the first to fourth methods, usually the same method as the first sintering.
[0025]
Hereinafter, an apparatus for carrying out the present sintering method will be described with reference to the drawings.
As shown in the conceptual diagram of FIG. 4, the sintering apparatus includes a hopper 2 for laminating the copper alloy powder 3 on the back metal 1, a sintering furnace 5, that is, a high frequency induction heating furnace, and the back metal 1 in the length direction. It comprises an uncoiler 4a for rewinding the back metal coil for transport and a recoiler 4b for winding. In addition, a motor, a speed reducer, and the like that drive the recoiler 4b are not shown, and in the case of transporting a cut plate-like backing metal instead of a coil shape, a sheet feeding roller, a mesh belt, etc. Can be used. The recoiler 4b rotated by a driving means (not shown) burns the back metal 1 at a speed of 1 to 10 m / min, more specifically about 6 m / min when the plate thickness is 1 mm, and 1.5 m / min when the plate thickness is 6 mm. The inside of the furnace 5 is passed through. Of course, this value is a preferred example. The higher the high-frequency frequency, the lower the plate-feeding speed, as the back metal plate thickness is thicker, the high-frequency power is lower. Further, as shown in the figure, it is preferable to provide a cooling chamber 6 for performing gas cooling and / or roll cooling immediately after the sintering furnace 5 to quickly cool the workpiece to the temperature of the next step. Note that the copper alloy powder inside the sintering furnace is brought into contact with hydrogen gas or the like by a sintering atmosphere setting means described later.
[0026]
[Experimental example, Silver-added bronze example]
The above condition range (however, final heating temperature by solenoid coil = 1013K (740 ° C.), final sintering temperature by transverse coil = 1223K (950 ° C.), sintering furnace length = about 3 m, back metal plate thickness = 0. Copper containing 3% Ag and 8% Sn was fired by the first method at 7 mm, plate speed = 6 m / min, sintering atmosphere-N ₂ —H ₂ mixed gas, sintered layer thickness = 0.3 μm As a result, the entire sintering process was completed in 0.75 minutes, and the adhesion strength between the sintered layer and the back metal was good.
[0027]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, since the silver-added bronze of the present invention contains a large amount of solute Ag, the performance realized in the above-mentioned three patent publications can be further improved. .
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is an Ag—Cu binary phase diagram.
FIG. 2 is a schematic diagram for explaining a temperature gradient of a sintered powder.
FIG. 3 is a diagram illustrating the principle of transverse high-frequency induction heating.
FIG. 4 is a conceptual diagram of a sintering apparatus.
[Explanation of symbols]
1 Back metal 2 Hopper
3 Copper alloy powder 4a Uncoiler 4b Recoiler 5 Sintering furnace (high frequency induction heating furnace)
6 Cooling room 7 Workpiece

Claims

A copper-based plain bearing material in which a copper alloy is sintered and stratified on a steel back metal, containing, by mass percentage, Ag: 3% to 4%, Sn: 1 to 10%, with the balance being Cu and inevitable impurities from it, excellent copper-based sliding bearing material seizure resistance, wherein the Ag and Sn in at least the surface side of the sintered layer is in a state of being completely or substantially dissolved in the Cu matrix.

The copper-based plain bearing material excellent in seizure resistance according to claim 1, further comprising 0.5% or less of P in terms of mass percentage.

The at least one element comprising Ni, Sb, In, Mn, Fe, Bi, Zn, and Cr in a mass percentage and 10% or less in total is further included. Copper-based plain bearing material with excellent seizure properties.

The copper-based plain bearing material excellent in seizure resistance according to any one of claims 1 to 3, which is sintered by high-frequency induction heating.

5. The state according to claim 4 , wherein at least one element composed of Ni, Sb, In, Mn, Fe, Bi, Zn, and Cr is in a completely or substantially solid solution state in a Cu matrix. Copper-based plain bearing material with excellent seizure resistance.

6. A sliding bearing for an internal combustion engine comprising the copper-based sliding bearing material according to any one of claims 1 to 5 , wherein the outermost surface is positioned at least on the outermost surface on the mating shaft side and in the sliding bearing. A sliding bearing for an internal combustion engine, characterized in that a near inner surface is in a state of complete or substantially solid solution.