JP2013043997A - 銅系摺動材料 - Google Patents

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Abstract

【課題】 Ｂｉを含有したＣｕ合金において、合金素地中に分散するＢｉ相の粒の形状を制御することで、耐焼付性に優れた銅系摺動材料を提供する。
【解決手段】 Ｃｕ合金層はＢｉを５〜３０質量％含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる銅系摺動材料において、ＢｉはＣｕ合金層中にＢｉ相の粒として分散し、Ｂｉ相は粒径が２〜５０μｍかつ円形度が０．１〜０．７を満たすものが、Ｃｕ合金層中の全Ｂｉ相のうち質量比で３０％以上であることにより、Ｃｕ合金層内にＢｉ相の粒が均一に分散した状態となるため、摺動材料の摩耗とともにＣｕ合金層内部のＢｉ相の粒が順次摺動面に露出する一方、溶融したＢｉの過度な流出が抑制されるため、良好な耐焼付性を有する。
【選択図】 図１

Description

本発明は、耐焼付性に優れた銅系摺動材料に係り、すべり軸受材料として良好な銅系摺動材料に関する。
従来から、内燃機関用すべり軸受に使用される銅系摺動材料は、連続焼結法により製造されるのが一般的である。この連続焼結法とは、帯鋼上にＣｕ合金粉末を連続的に散布し、焼結、圧延を連続的に施す製造方法である。また、すべり軸受用の銅系摺動材料には、近年の環境規制に対応するため、Ｐｂフリー化が求められており、Ｐｂの代替材料としてＢｉを含有した焼結Ｃｕ合金を使用するものが提案されている。ところで、連続焼結法では、帯鋼上にＣｕ合金粉末を散布するが、図６（ａ）に示すようにＣｕ合金粉末層には多くの隙間が存在している。その後、１次焼結工程にて昇温すると、図６（ｂ）に示す様に、Ｂｉが２７０℃程度で溶融して液相となり、Ｃｕ合金粉末中から粉末同士の隙間に流れ出る。このとき、Ｃｕ合金粉末同士の焼結はまだ不十分であり、Ｃｕ合金同士が十分に接合していない。そのため、隙間に流れ出たＢｉが粉末表面を伝いながら拡がってしまい、図５に示すように、Ｃｕ合金層中のＢｉ相の粒が網目状にネットワークを形成してしまう。Ｃｕ合金層中のＢｉ相の粒が網目状にネットワークを形成した場合、Ｃｕ合金層の摺動面から深さ方向に繋がったＢｉ相の粒が多くなるため、摺動環境下においてＣｕ合金層内部のＢｉが溶融して摺動面へ流出して、Ｃｕ合金層内部のＢｉが著しく減少して、耐焼付性が低下する。そこで、Ｃｕ合金層内部のＢｉ相の粒を微細化して、Ｃｕ合金層内部のＢｉが溶融して摺動面へ流出することを抑制し、耐焼付性の向上を図ろうとするものが提案されている（例えば、特許文献１〜３）。
特許第３４２１７２４号公報（段落０００７〜０００８） 特開平４−２８８３６号公報（第２頁右下欄、第４頁右下欄） 特開平５−２６３１６６号公報（段落００１０，００１３）
特許文献1では、Ｂｉを含有したＣｕ合金に無機化合物を含有させることで、良好な耐焼付性を実現している。すなわち、Ｃｕ合金層中に無機化合物を含有していると、一次焼結での昇温工程において液相となったＢｉ中に硬質粒子が混在し、Ｂｉ相の粒が網目状にネットワークを形成することが抑制されてＢｉ相の粒が微細になり、また、Ｃｕ合金層中のＢｉ相の粒に無機化合物が混在することで、無機化合物が溶融したＢｉが摺動面へ過度に流出することを抑制して、耐焼付性が向上する。
しかし、近年はコストダウンを目的として非調質の軟らかい軸を使う傾向にあり、特許文献１に記載される発明のように無機化合物を含有したＣｕ合金ではこのような軟らかい軸を摩耗させてしまうという欠点がある。軸が摩耗すると軸の表面形状が粗くなり、耐焼付性が低下する懸念がある。そのため、無機化合物は含有させない方が好ましい。
このような無機化合物を含有せず、Ｂｉ相の粒を微細に分散させる方法が特許文献２，３に記載されている。特許文献２，３によれば、Ｂｉを含有したＣｕ合金粉末をメカニカルアロイング法で作製し、このＣｕ合金粉末を用いて比較的低温（４００〜８００℃、より好ましくは４００〜７００℃）で焼結を行うと、Ｂｉ相の粒が微細となり、相手軸との摺動時の熱により、Ｃｕ合金層中のＢｉが溶融してＣｕ合金層の摺動面を覆うように流出することによって耐摩耗性が高い銅系摺動材料を得ることが可能な旨が記載されている。
そこで、発明者らは、特許文献２，３の銅系摺動部材の性能を確認するため、メカニカルアロイング法で作製したＢｉを含有したＣｕ合金粉末を、特許文献３の段落００１２及び段落００１３に記載の焼結条件で焼結を行ない、銅系摺動部材を作製し性能評価を行った。その結果、連続焼結法において８００℃以下の温度で焼結を行うと、鋼裏金とＣｕ合金層との接着が十分に得られないため、耐疲労性が低下してしまい、また、Ｃｕ合金層中のＢｉが溶融して摺動面を覆うほど流出すると耐焼付性が低下してしまうことが判明した。また、８００℃を超える温度で焼結を行うと、鋼裏金との接着は良好であるが、特許文献３の段落００１４に記載されているように、メカニカルアロイング粉末を使用したときのＢｉ相の粒を微細にする効果が薄れてＢｉ相の粒が網目状にネットワークを形成した組織となってしまうことが判明した。
本発明は、上記した事情に鑑みなされたものであり、その目的とするところは、Ｂｉを含有したＣｕ合金において、合金素地中に分散するＢｉ相の粒の形状を制御することで、耐焼付性に優れた銅系摺動材料を提供することにある。
上記した目的を達成するために、請求項１に係る発明においては、鋼裏金層とＣｕ合金層とからなる銅系摺動材料であって、Ｃｕ合金層はＢｉを５〜３０質量％含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる銅系摺動材料において、ＢｉはＣｕ合金層中にＢｉ相の粒として分散し、Ｂｉ相の粒は粒径が２〜５０μｍかつ円形度が０．１〜０．７を満たすものが、Ｃｕ合金層中の全Ｂｉ相のうち質量比で３０％以上であることを特徴とする。
請求項２に係る発明においては、請求項１記載の銅系摺動材料において、Ｂｉ相の粒は粒径の範囲が２〜３０μｍかつ円形度が０．１〜０．７を満たすものが、前記Ｃｕ合金層中の全Ｂｉ相のうち質量比で２０％以上であることを特徴とする。
請求項３に係る発明においては、請求項１又は請求項２記載の銅系摺動材料において、Ｃｕ合金層は、さらにＳｎを０．５〜１５質量％含有することを特徴とする。
請求項４に係る発明においては、請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の銅系摺動材料において、Ｃｕ合金層は、さらにＮｉ、Ｆｅ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｍｎ、Ｍｇからなる群の中から少なくとも１種以上を総量で０．１〜２０質量％含有することを特徴とする。
請求項５に係る発明においては、請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の銅系摺動材料において、Ｃｕ合金層は、さらにＰを０．０１〜０．５質量％含有することを特徴とする。
請求項６に係る発明においては、請求項１乃至請求項５のいずれかに記載の銅系摺動材料において、Ｃｕ合金層は、さらに平均粒径が０．５〜５μｍの無機化合物を０．１〜１０質量％含有することを特徴とする。
請求項１に係る発明においては、Ｃｕ合金層中にＢｉを５〜３０質量％含有させることで、良好な摺動特性を有する銅系摺動材料となる。Ｂｉ含有量が５質量％未満であると良好な耐焼付性が得られない。またＢｉ含有量が３０質量％を超えると、Ｃｕ合金層の強度が低下する。
また、Ｃｕ合金層中のＢｉ相の粒が良好な形状、すなわち、粒径２〜５０μｍかつ円形度が０．１〜０．７を有するものが、Ｃｕ合金層中の全Ｂｉ相のうち質量比で３０％以上存在すると、良好な耐焼付性を有することを見出した。これは、以下のメカニズムによる。
まず、Ｂｉ相の粒の粒径において、Ｂｉ相の粒の粒径が２〜５０μｍの範囲内である場合、Ｂｉ相の粒はＣｕ合金層中でネットワークを形成せず独立した粒として存在するため、Ｃｕ合金層内にＢｉ相の粒が均一に分散した状態となる。そのため、摺動環境下において、摺動材料の摩耗とともにＣｕ合金層内部のＢｉ相の粒が順次摺動面に露出するため、良好な耐焼付性を有する。ここで、粒径が２μｍ未満の場合、摺動初期において摺動面に露出しているＢｉが即座に溶融して流出してしまい、摺動面に露出するＢｉ相が減少して耐焼付性が低下する。一方、粒径が５０μｍを超える場合、Ｂｉ相の粒は網目状にネットワークを形成した粗大な形状となるため、Ｃｕ合金層内部のＢｉが溶融して摺動面へ流出し、Ｃｕ合金層内部のＢｉが著しく減少する。その結果、摺動環境下において摺動材料が摩耗していっても、摺動面へＢｉ相が露出しなくなり、耐焼付性が低下する。
また、Ｂｉ相の粒の円形度とはどれだけＢｉ相の粒の形状が円に近いかを表す指標のことであり、下記の（式１）により表される。
円形度 = （４×π×Ｓ ） / （ Ｌ ）2・・・（式１）
π：円周率
Ｓ：Ｂｉ相の面積 （単位：μｍ2）
Ｌ：Ｂｉ相の周囲長（単位：μｍ）
（式１）において、円形度の範囲は０を超え、１以下であり、円形度が１に近い程その形状は円に近くなり、円形度が１より小さくなればなるほど複雑な形状となる。例えば、図３に示す複雑な形状をした粒子（ａ）と、この粒子（ａ）と等しい面積の粒子（ｂ）の円形度を算出する。ここで、粒子（ａ）と粒子（ｂ）の面積は同じなので、上式における面積（Ｓ）は同じ値である。よって、粒子（ａ）と粒子（ｂ）の円形度に影響を与えるのは上式の周囲長（Ｌ）である。図３より、粒子（ａ）と粒子（ｂ）の周囲長を比べると、複雑形状の粒子（ａ）の方が円形状の粒子（ｂ）よりも長いことが分かる。すなわち、上式の円形度において、粒子（ａ）の方が粒子（ｂ）よりも分母の周囲長（Ｌ）が大きい値となるため、粒子（ａ）の円形度は粒子（ｂ）よりも小さい値となる。これより、複雑な形状になればなるほど周囲長が大きくなるため円形度が小さくなることが分かる。また、粒子（ｂ）(真円)については上式より円形度を求めると値は１となる。よって、円形度が１に近い程形状は円に近くなり、また、円形度が１より小さくなればなるほど複雑な形状を表すこととなる。
そして、Ｂｉ相の粒の円形度が０．１〜０．７であると、溶融したＢｉの過度な流出が抑制されるため、耐焼付性が向上する。これは、以下の理由によるものと考えられる。摺動環境下では、軸と摺動面の接触により摺動面の温度が上昇する。このとき、低融点金属であるＢｉは溶融するが、Ｂｉ相の粒の円形度が０．１〜０．７の範囲にあると、Ｂｉ相は複雑な形状をしているため単位体積当たりのＢｉ相とＣｕマトリクスとの接触面積が大きくなり、溶融したＢiとＣｕマトリクスとの接触界面での流動抵抗が大きくなるので、溶融したＢｉの摺動面への過度な流出が抑制される。これに対し、Ｂｉ相の粒の円形度が０．７を超えるとき、すなわちＢｉ相の粒の形状が円に近い場合、単位体積当たりのＢｉ相の粒とＣｕマトリクスとの接触面積が小さいため、溶融したＢｉとＣｕマトリクスとの接触界面での流動抵抗が小さいため、溶融したＢｉが過度に摺動面へ流出してしまい、時間経過とともに摺動面に露出するＢｉ相が減少して、軸と摺動面のＣｕマトリクスとが接触し易くなり耐焼付性が低下してしまう。また、円形度が０．１未満の場合、Ｂｉ相の粒は網目状にネットワークを形成した粗大な形状となるため、上述した通り、Ｃｕ合金層内部のＢｉが溶融して摺動面へ流出することで、Ｃｕ合金層内部のＢｉが著しく減少した状態となり、時間経過とともに摺動面に露出するＢｉ相が減少して、耐焼付性が低下する。
本発明では、アトマイズ法によって作製したＢｉを含有したＣｕ合金粉末において、Ｃｕ合金粉末内のＣｕ相に過飽和に固溶するＢｉ量を少なく制御することによって、Ｂｉ相の粒の形状を上記範囲（粒径２〜５０μｍかつ円形度が０．１〜０．７）に制御できることを見出した。これは、以下の理由によるものと考えられる。Ｂｉを含有したＣｕ合金では、溶解温度が高い程Ｃｕ相へのＢｉの固溶量は多い。そのため、アトマイズ工程で高温の溶湯状態から急冷凝固されると、Ｂｉの一部はＣｕ相に過飽和に固溶した状態となる。このように、ＢｉがＣｕ相へ過飽和に固溶した状態は不安定であるため、焼結の昇温工程においてこの不安定状態の活性なＢｉは粉末表面へ析出し、析出したＢｉは液相となって粉末同士の隙間に流れ出る。その結果、図５に示すようにＢｉ相の粒が網目状にネットワークを形成してしまう。よって、Ｂｉ相の粒が網目状にネットワークを形成することを抑制するためには、Ｃｕ相に過飽和に固溶したＢｉを少なくする必要がある。すなわち、急冷凝固がなされる温度を下げて溶湯時のＣｕ相へのＢｉの固溶量を少なくすることが望ましい。よって、本発明では、アトマイズ時の溶湯温度を通常（１３００〜１５００℃）より低い１０００〜１２００℃の範囲に制御して、急冷開始温度を下げることでＣｕ相へＢｉが過飽和に固溶する量を少なくした。このような粉末を用いると、図２（ｂ）に示す様に焼結の昇温工程における粉末表面へのＢｉのしみ出し量が少なくなり、Ｂｉ相の粒が網目状にネットワークを形成することを抑制することができ、図１に示すようにＢｉ相の粒が微細で、かつＢｉ相の粒の輪郭が凹凸形状を有する複雑な形状(不定形)になる。そして、上記範囲（粒径２〜５０μｍかつ円形度が０．１〜０．７）の形状を満たすＢｉ相の粒がＣｕ合金層中の全Ｂｉ相のうち質量比で少なくとも３０％以上存在すれば、残りのＢｉ相の粒が上記範囲の形状を満たさなかったとしても、、常に摺動面に露出するＢｉ相が存在するため、良好な耐焼付性を得ることが出来る。
また、請求項２に係る発明のように、請求項１記載の銅系摺動材料から更に、Ｃｕ合金層中のＢｉ相の粒のうち、粒径が２〜３０μｍかつ円形度が０．１〜０．７を有するものが、Ｃｕ合金相中の全Ｂｉ相のうち質量比で２０％以上存在すると、さらに耐疲労性が向上することを見出した。
また、請求項３に係る発明のように、Ｃｕ合金層を強化する為にＳｎを含有させても良い。０．５質量％未満では、この効果を得ることが出来ない。また、Ｃｕ合金層にＳｎを１５質量％を超えて含有させると、Ｃｕマトリクスが脆くなり耐疲労性が低下してしまう。
また、請求項４に係る発明のように、Ｃｕ合金層を強化する為に、Ｎｉ、Ｆｅ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｍｎ、Ｍｇからなる群の中から１種以上含有しても良い。含有量が０．１質量％未満では、Ｃｕ合金層の強化が不十分となる。総量で２０質量％を超えると、Ｃｕ合金層が脆くなり耐疲労性が低下してしまう。
また、請求項５に係る発明のように、Ｃｕ合金層を強化するためにＰを含有しても良い。含有量が０．０１質量％未満では、Ｃｕ合金層の強化が不十分となる。０．５質量％を超えると、Ｃｕ合金層が脆くなり耐疲労性が低下してしまう。
更に、請求項６に係る発明のように、Ｃｕ合金層を強化する為に無機化合物を含有しても良い。無機化合物としては、炭化物、窒化物、珪化物、ホウ化物、リン化物があり、炭化物としてＭｏ２Ｃ、ＷＣ、ＴｉＣ、ＴａＣ等が、窒化物としてＡｌＮ、Ｓｉ３Ｎ４等が、珪化物としてＳｉＣ、ＴａＳｉ２、ＷＳｉ２等が、ホウ化物としてＭｏＢ等が、リン化物としてＦｅ２Ｐ、Ｆｅ３Ｐ等が使用できる。含有量が１質量％未満では、Ｃｕ合金層の強化が不十分となる。１０質量％を超えると、Ｃｕ合金層中に局部的に無機化合物が凝集して耐疲労性が低下してしまう。
本発明に係る銅系摺動材料のＣｕ合金層の組織を示す模式断面図である。 本発明に係る銅系摺動材料のＣｕ合金層の作製工程におけるＢｉのしみ出し量を説明するための図である。 円形度を説明するための図である。 試験結果の観察領域を説明するためのすべり軸受の概略図である。 従来の銅系摺動材料のＣｕ合金層の組織を示す模式断面図である。 従来の銅系摺動材料のＣｕ合金層の作製工程におけるＢｉのしみ出し量を説明するための図である。
以下、本発明の実施形態について説明する。本実施形態として、Ｂｉを含有したＣｕ合金を用いた実施例１〜１０と比較例１〜６について、Ｂｉ相の粒の形状（粒径と円形度）及びＢｉ相の質量比を測定するとともに、焼付試験と軸受疲労試験を行った。実施例１〜１０及び比較例１〜６の組成を表１に示す。なお、軸受疲労試験については、実施例１〜１０及び比較例１〜６のうち、実施例１，４，５と比較例１，４についてのみ行った。
実施例１〜１０では、表１に示す組成のＣｕ合金のアトマイズ時の溶湯温度として、実施例１〜３及び６〜１０が１１００℃、実施例４が１２００℃、実施例５が１０００℃に制御し、Ｃｕ合金粉末中のＢｉがＣｕ相へ過飽和に固溶する量を少なく制御した粉末を作製した。そして、実施例１〜９については、上記各アトマイズ法で作製したＣｕ合金粉末を帯鋼上に散布し、焼結、圧延を繰り返して摺動材料を作製した。なお、焼結は実施例３，６は８２０、実施例１，４，５，９，は８５０℃、実施例２，７，８は９００℃の温度で行った。この摺動材料を半円筒状に加工し、すべり軸受を作製した。一方、実施例１０については、上記アトマイズ法で作製したＣｕ合金粉末と無機化合物とを一般的な混合機を用いて混合し、その混合後の粉末を用いて実施例１〜９の作製方法と同じ手法で摺動材料を作製してすべり軸受を作製した。なお、実施例１０の焼結は８５０℃の温度で行った。また、実施例１０において使用した無機化合物として、平均粒径が２μｍのＭｏ２Ｃとした。
Figure 2013043997
一方、比較例１〜６において、比較例１，６では、アトマイズ時の溶湯温度範囲を１４００℃に制御し、各実施例のものよりもＣｕ合金粉末中のＢｉがＣｕ相へ過飽和に固溶する量を多く制御した粉末を使用した。そして、比較例１においては、アトマイズ時の溶湯温度を１４００℃に制御したＣｕ合金粉末を用いて、実施例１〜９の作製方法と同じ手法にて表１の成分比率となるように摺動材料を作製してすべり軸受を作製し、比較例６においては、アトマイズ時の溶湯温度を１４００℃に制御したＣｕ合金粉末と無機化合物（本比較例６では平均粒径が２μｍのＭｏ２Ｃを使用）を一般的な混合機を用いて混合し、その混合後の粉末を用いて、実施例品１〜９の作製方法と同じ手法にて表１の成分比率となるように摺動材料を作製してすべり軸受を作製した。また、比較例２，３については、アトマイズ時の溶湯温度を１１００℃に制御した粉末を用いて実施例品１〜９と同じ手法にて表１の成分比率となるように摺動材料を作製してすべり軸受を作製し、比較例４，５については、Ｃｕ合金粉末をメカニカルアロイング法にて、表１の合金成分比率となるように作製し、その作製した粉末を帯鋼上に散布し、焼結、圧延を繰返して摺動材料を作製し、この摺動材料を半円筒状に加工しすべり軸受を作製した。なお、焼結は比較例４は７００℃、比較例３は８２０℃、比較例１，５，６は８５０℃、比較例２は９００℃の温度で行った。
次に、作製されたすべり軸受について、電子顕微鏡を用いて図４に示す観察視野における軸受円周方向断面の組成像を２００倍で撮影し、Ｂｉ相の粒の平均粒径を測定した。具体的には、得られた組成像を一般的な画像解析手法(解析ソフト：Ｉｍａｇｅ-Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ（Ｖｅｒｓｉｏｎ４．５）；（株）プラネトロン製）を用いて解析し、各Ｂｉ相の粒の面積を測定して、（式２）より円相当径を算出し、この円相当径をＢｉ相の粒の粒径とした。ここで、Ｂｉ相の粒の円相当径とは、Ｂｉ相の粒を、Ｂｉ相の粒の面積と等しい円に置き換えた場合における、円の直径を意味しており、下記の（式２）に示すように定義される。
円相当径＝√（４×Ｓ／π）・・・（式２）
π：円周率
Ｓ：Ｂｉ相の面積 （単位：μｍ２）
また、Ｂｉ相の粒の円形度は、得られた組成像を同解析ソフトを用いて解析し、前述した（式１）より算出して求めた。
本発明におけるＢｉ相の質量比として、質量比と相関関係にある面積率を代替的に用いている。ここで、面積率とは撮影した組成像の任意の視野中における、全Ｂｉ相の面積に対する上述した粒径、円形度の範囲を満たすＢｉ相の粒の面積の比率のことである。すなわち、全Ｂｉ相の面積をＡ、上述した粒径、円形度の範囲を満たすＢｉ相の粒の面積をＢとした時の、Ｂ／Ａのことである。Ｃｕ合金層中のＢｉ相は三次元的に存在するため、軸受円周方向断面で観察されるＢｉ相は、三次元的に存在するＢｉ相の粒のある位置での切断面を見ているにすぎない。しかし、軸受円周方向断面で観察されるＢｉ相の粒に対して十分広い視野において観察すれば、軸受円周方向断面で観察されるＢｉ相の面積とＣｕ合金層中のＢｉ相の質量は相関関係を持つため、Ｂｉ相の質量比として面積率を代わりに用いることができる。このため、本発明では、得られた組成像を一般的な画像解析手法（解析ソフト：Ｉｍａｇｅ−ＰｒｏＰｌｕｓ（Ｖｅｒｓｉｏｎ４．５）；（株）プラネトロン製）を用いて解析し、測定視野中の全Ｂｉ相の面積と、上述した粒径、円形度の範囲を満たすＢｉ相の粒の面積を測定し、これらの比率から面積率を算出し、この面積率を本発明におけるＢｉ相の質量比として用いた。
焼付試験の試験条件を表２に示す。この焼付試験は、軸受内面に荷重を負荷し、所定の試験時間で焼付かない最大面圧を耐焼付性として評価した。本試験では、調質をしていない鋼軸を用いて試験を行った。
Figure 2013043997
軸受疲労試験の試験条件を表３に示す。この軸受疲労試験は、軸受内面に動荷重を負荷し、所定の試験時間で疲労しない最大面圧を耐疲労性として評価した。本試験では、調質をしていない鋼軸を用いて試験を行った。
Figure 2013043997
まず、焼付試験結果について表１を参照しながら説明する。表１の最終列に示すように、本発明に係る実施例１〜１０について何れも比較例１〜６と比べて良好な耐焼付性を有している。実施例１〜５において、Ｂｉ相の粒の形状が「粒径が２〜５０μｍかつ円形度が０．１〜０．７を満たすものが、Ｃｕ合金層中の全Ｂｉ相のうち質量比で３０％以上」という範囲（以下、「適正範囲」という。）を満たすため、摺動中にＣｕ合金層中のＢｉが溶融して摺動面へ過度に流出することが抑制され、実施例品１〜５の何れも比較例１〜６に対し良好な耐焼付性を有している。また、実施例６は、実施例１にＳｎを含有させているが、実施例１と同等の耐焼付性を有している。同様に、実施例７は、実施例１にＣｕ合金層にＮｉ、Ｆｅ、Ａｇを含有させ、実施例８は、実施例品１にＭｎ、Ｍｇを含有させ、実施例９は、実施例１にＰを含有させているが、それぞれ実施例１と同等の耐焼付性を有している。更に、実施例１０は、実施例１に無機化合物を含有させているが、実施例１と同等の耐焼付性を有している。この実施例１０は、焼結時にＣｕ合金粉末表面へしみ出してくるＢｉの量が少ないため、無機化合物はＣｕ合金層中のＣｕマトリックスおよびＢｉ相内に均一に分散した状態となっている。そのため、無機化合物は銅系摺動材料の摺動面に均一に分散して露出する状態となり、摺動時に相手軸の摩耗が少なかった。このため、無機化合物を含有していても比較例６のように耐焼付性の低下は見られず、実施例１と同等の耐焼付性を有する結果となった。
一方、比較例１は、アトマイズ時の溶湯温度が従来のアトマイズ粉と同等の１４００℃と高いため、Ｂｉ相の粒が粗大で円形度が０．１未満のものの割合が多く、Ｂｉ相の粒の形状の適正範囲を満たさない。そのため、実施品１〜１０と比べて耐焼付性が劣る。また、比較例２は、Ｂｉ含有量が少ないこと、また、Ｂｉ相の粒が微細で円形度が０．７を超えるものの割合が多く、Ｂｉ相の粒の形状の適正範囲を満たさないため実施例１〜１０と比べて耐焼付性に劣る。同様に、比較例３は、Ｂｉ含有量が多いため、Ｂｉ相の粒は粗大で円形度が０．１未満のものの割合が多く、Ｂｉ相の粒の形状の適正範囲を満たさないため、実施例１〜１０と比べて耐焼付性に劣り、比較例４は、メカニカルアロイング粉末を使用しているため、Ｂｉ相の粒は微細であるものの円形度が０．７を越えるものの割合が多く、Ｂｉ相の粒の形状の適正範囲を満たさないため、実施例１〜１０と比べて耐焼付性に劣る。また、比較例５は、焼結温度が８５０℃と高いため、Ｃｕ合金粉末同士の焼結が進みすぎ、メカニカルアロイング粉末を使用したときのＢｉ相の粒の微細化効果が薄れてＢｉ相の粒が粗大で円形度が０．１未満のものの割合が多く、Ｂｉ相の粒の形状の適正範囲を満たさないため、実施例１〜１０と比べて耐焼付性に劣る。更に、比較例６は、アトマイズ時の溶湯温度が１４００℃と高いが、Ｃｕ合金層中に無機化合物を含有させることで、Ｂｉの粒が網目状にネットワークを形成することが抑制され、Ｂｉ相の粒の形状の適正範囲を満たしている。しかし、Ｃｕ合金層中の無機化合物による相手軸の摩耗により、実施例１〜１０と比べて耐焼付性に劣る。比較例６では、アトマイズ時の溶湯温度が１４００℃と高いため、焼結時にＣｕ合金粉末表面へしみ出してくるＢｉの量が多く、粉末同士の隙間を流れる液相のＢｉと共に無機化合物が移動し、Ｂｉ相内に無機化合物が凝集した状態となる。そのため、摺動面で凝集した無機化合物と軸とが部分的に接触してしまい、実施例１０と比べて相手軸を摩耗させやすく、相手軸の表面粗さが大きくなり、耐焼付性が低下したと考えられる。
次に、軸受疲労試験結果について表４を参照しながら説明する。表４の最終列に示すように、実施例５の耐疲労性は、実施例１，４、比較例１，４と比較して良好な耐疲労性を有している。実施例５は、アトマイズ時の溶湯温度が１０００℃と他の実施品１，４、比較例１と比べて低いため、Ｃｕ合金粉末中のＣｕ相に過飽和に固溶するＢｉの量が少ない。そのため、焼結時の昇温工程においてＣｕ合金粉末表面へしみ出してくるＢｉの量が少なく、Ｂｉ相の粒は微細となり、耐疲労性に優れる。
Figure 2013043997
また、比較例４は、メカニカルアロイング粉末を使用しているため、Ｂｉ相の粒は微細であるが、焼結温度が７００℃と低いため、Ｃｕ合金層と鋼裏金層との接着が悪く、実施例１，４，５と比べて耐疲労性が著しく劣る。
なお、本実施形態に係る銅系摺動材料は、内燃機関のすべり軸受材料に限定されず、各種産業機械のすべり軸受材料に適用できる。また、本実施形態に係る銅系摺動材料は、Ｃｕ合金層上にオーバレイ層を形成させた多層軸受としても使用される。

Claims (6)

  1. 鋼裏金層とＣｕ合金層とからなる銅系摺動材料であって、前記Ｃｕ合金層はＢｉを５〜３０質量％含有し、残部がＣｕ及び不可避不純物からなる銅系摺動材料において、
    Ｂｉは前記Ｃｕ合金層中にＢｉ相の粒として分散し、前記Ｂｉ相は粒径が２〜５０μｍかつ円形度が０．１〜０．７を満たすものが、前記Ｃｕ合金層中の全Ｂｉ相のうち質量比で３０％以上であることを特徴とする銅系摺動材料。
  2. 前記Ｂｉ相は粒径の範囲が２〜３０μｍかつ円形度が０．１〜０．７を満たすものが、前記Ｃｕ合金層中の全Ｂｉ相のうち質量比で２０％以上であることを特徴とする請求項１記載の銅系摺動材料。
  3. 前記Ｃｕ合金層は、さらにＳｎを０．５〜１５質量％含有することを特徴とする請求項１又は請求項２記載の銅系摺動材料。
  4. 前記Ｃｕ合金層は、さらにＮｉ、Ｆｅ、Ａｇ、Ｉｎ、Ｍｎ、Ｍｇからなる群の中から少なくとも１種以上を総量で０．１〜２０質量％含有することを特徴とする請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の銅系摺動材料。
  5. 前記Ｃｕ合金層は、さらにＰを０．０１〜０．５質量％含有することを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の銅系摺動材料。
  6. 前記Ｃｕ合金層は、さらに平均粒径が０．５〜５μｍの無機化合物を０．１〜１０質量％含有することを特徴とする請求項１乃至請求項５のいずれかに記載の銅系摺動材料。
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