JP2014196524A - 銅系摺動材料 - Google Patents

Abstract

【課題】 Ｃｕ合金マトリクスに分散したＢｉ相中に初晶Ａｇ相を分散することにより、耐焼付き性に優れた銅系摺動材料を提供する。【解決手段】 Ｃｕ合金層３のＣｕ合金マトリクス４中にＢｉ相５が分散した銅系摺動材料において、Ｂｉ相５中に初晶Ａｇ相６が分散することで、摺動時の発熱により摺動面近傍のＢｉが溶融しても、Ｃｕ合金層３から摺動面と相手軸の表面との隙間への流出を抑制する。また、初晶Ａｇ相６は、延性が高いことから、摺動面の初晶Ａｇ相６が相手軸の表面と接触しても塑性変形するため、摺動面で初晶Ａｇ相６が凸状に突出した形態とはならず、耐焼付き性に優れている。【選択図】 図２

Description

本発明は、耐焼付き性に優れた銅系摺動材料に係り、特に自動車、産業機械等における半割軸受、ブシュ、スラストワッシャ等の材料として好適な銅系摺動材料に関する。

従来、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、銅系摺動材料には、耐焼付き性を向上させるため、ＢｉやＡｇを添加した焼結Ｃｕ合金を使用するものが提案されている（例えば、特許文献１〜５参照）。

特開平９−２４９９３４号公報 特開平１０−３３０８６８号公報 ＷＯ２００８／１４０１００ 特開２００１−２２０６３０号公報 特開２００１−８１５２３号公報

上記した先行技術文献のうち、まず、特許文献１の銅系摺動材料は、ＡｇやＢｉをＣｕ合金マトリクスに固溶させており、これら成分の二次相がＣｕ合金マトリクス中に実質的に形成されていない。この銅系摺動材料は、特に、Ｂｉを二次相としてＣｕ合金マトリクス中に分散した形態で含有していないため、摺動時に焼付きに至る場合がある。

また、特許文献２の銅系摺動材料は、ＢｉまたはＢｉ合金からなるＢｉ相をＣｕ合金マトリクス中に分散した形態で含有している。また、特許文献３の銅系摺動材料は、ＡｇとＢｉとからなるＡｇ−Ｂｉ共晶相をＣｕ合金マトリクス中に分散した形態で含有している。しかしながら、これらの銅系摺動部材は、摺動時の発熱により、摺動面近傍のＢｉまたはＢｉ合金からなるＢｉ相や、Ａｇ−Ｂｉ共晶相が溶融し、流出してしまい、耐焼付き性の低下が起こる。

また、特許文献４の銅系摺動材料は、Ｃｕ合金マトリクス中にＰｂ相やＢｉ相が分散し、Ｐｂ相やＢｉ相の周り（Ｐｂ相やＢｉ相とＣｕ合金マトリクスとの境界部）に金属間化合物を分散させている。そして、Ｐｂ相やＢｉ相の周りに金属間化合物が分散することで、摺動時の発熱によってもＰｂやＢｉの流出が金属間化合物によって阻止され、耐焼付き性が向上すると記載されている。

また、特許文献５の銅系摺動材料は、Ｃｕ合金マトリクス中にＢｉ相が分散し、このＢｉ相に硬質粒子を混在させている。そして、Ｂｉ相に硬質粒子が混在することで、摺動時の発熱によってもＢｉの過度の流出が硬質粒子によって阻止されるだけでなく、軟質なＢｉ相がクッションとなり、摺動面に露出している硬質粒子による相手材に対するアタック性が緩和されると記載されている。

しかしながら、特許文献４，５の銅系摺動材料は、硬い金属間化合物や硬質粒子（無機化合物粒子）により摺動時の発熱によるＢｉ相の流出を抑制しているが、摺動時において、摺動面に露出する金属間化合物や硬質粒子は、相手軸の表面と接触しても摩耗し難く、延性が極めて低いために塑性変形も起き難くなっており、一方、摺動面でのＣｕ合金マトリクス部分は、金属間化合物や硬質粒子に比べれば摩耗が起きやすくなっている。このため、図５に示すように、Ｃｕ合金層１３の摺動面では、Ｃｕ合金マトリクス１４に対して金属間化合物や硬質粒子１６が凸状に突出した形態となる。そして、摺動面で凸状に突出した金属間化合物や硬質粒子１６のみが、相手軸１７の表面と接触するようになると、局所的に発熱を起こし、焼付きに至る場合がある。

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、Ｃｕ合金マトリクスに分散したＢｉ相中に初晶Ａｇ相を分散することにより、耐焼付き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、鋼裏金層及びＣｕ合金層からなる銅系摺動材料であって、前記Ｃｕ合金層は、Ｂｉの含有量が１〜２０質量％、Ａｇの含有量が０．０５〜５質量％、Ｓｎの含有量が０．５〜１５質量％、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、前記Ｃｕ合金層は、Ｃｕ合金マトリクスと該Ｃｕ合金マトリクス中に分散した粒状のＢｉ相とからなり、前記Ｂｉ相中に初晶Ａｇ相が分散してい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、前記Ｂｉ相に対する前記初晶Ａｇ相の体積率が０．０２〜５％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、前記初晶Ａｇ相の平均粒径が０．２〜１０μｍであ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、前記Ｃｕ合金層は、Ｐを０．０１〜０．５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、前記Ｃｕ合金層は、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｉｎからなる群の中から少なくとも１種以上を総量で０．１〜４０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、図１及び図２に示すように、銅系摺動材料１は、鋼裏金層２及びＣｕ合金層３からなり、Ｃｕ合金層３は、Ｃｕ合金マトリクス４と該Ｃｕ合金マトリクス４中に分散した粒状のＢｉ相５とからなり、Ｂｉ相５中に初晶Ａｇ相６が分散するようにした。このＢｉ相５中に分散した粒状の初晶Ａｇ相６は、摺動時の発熱により摺動面近傍のＢｉが溶融しても、Ｃｕ合金層３から摺動面と相手軸７の表面との隙間への流出を抑制する。また、図３に示すように、初晶Ａｇ相６は、延性が高いことから、摺動面の初晶Ａｇ相６が相手軸７の表面と接触しても塑性変形するため、摺動面で初晶Ａｇ相６が凸状に突出した形態とはならず、耐焼付き性に優れたものとなっている。

Ｂｉは、Ｃｕ合金層３のＣｕ合金マトリクス４中に粒状のＢｉ相５として分散しており、Ｃｕ合金層３の耐焼付き性を高める。また、請求項１に係る発明においては、Ｃｕ合金層３にＢｉを１〜２０質量％含有させているが、Ｂｉの含有量が１質量％より少ないと、耐焼付き性の向上に寄与せず、一方、２０質量％を超えると、Ｃｕ合金層３の強度が低下してしまう。なお、Ｂｉ相５の平均粒径は、１〜５０μｍであればよく、より好ましくは、１〜１０μｍの範囲である。

また、Ａｇは、Ｂｉ相５中に初晶Ａｇ相６の粒の形態で分散しており、Ｃｕ合金層３からのＢｉ相５の流出を抑制する効果がある。また、請求項１に係る発明においては、Ｃｕ合金層３にＡｇを０．０５〜５質量％含有させているが、Ａｇの含有量が０．０５質量％より少ないと、Ｂｉ相５中に分散した初晶Ａｇ相６の割合が低くなり過ぎ、Ｂｉ相５の流出を抑制する効果が十分得られない。一方、Ａｇの含有量が５質量％を超えると、Ｂｉ相５中に分散した初晶Ａｇ相６の割合が高くなり過ぎ、Ｃｕ合金層３の耐焼付き性が低下してしまう。なお、Ｂｉ相５に対する初晶Ａｇ相６の体積率は、０．０１〜１０％であればよく、この範囲であると、Ｂｉ相５の流出を抑制する効果があり、また、Ｂｉ相５に対する初晶Ａｇ相６の割合が高くなり過ぎず、耐焼付き性の低下を抑制することができる。

また、Ｓｎは、初晶Ａｇ相６の晶出制御に関係しており、Ｓｎ成分がＣｕ合金層３のＣｕ合金マトリクス４に固溶することで、Ａｇ成分がＣｕ合金層３のＣｕ合金マトリクス４に拡散し固溶することを抑制している。このため、Ｃｕ合金層３に含有するＡｇ成分は、主に、Ｂｉ相５中に初晶Ａｇ相６の粒として分散する形態にすることができる。また、請求項１に係る発明においては、Ｃｕ合金層３にＳｎを０．５〜１５質量％含有させているが、Ｓｎの含有量が０．５質量％より少ないと、Ａｇ成分がＣｕ合金層３のＣｕ合金マトリクス４に拡散し固溶することを抑制する効果が十分得られず、一方、１５質量％を超えると、Ｃｕ合金層３が脆くなる。

なお、本発明の銅系摺動材料１においては、初晶Ａｇ相６の晶出制御により、Ｃｕ合金層３に含有するＡｇ成分は、主に、Ｂｉ相５中に初晶Ａｇ相６として分散するが、一部のＡｇ成分がＣｕ合金層３のＣｕ合金マトリクス４に固溶した形態や、Ｂｉ相５に固溶した形態で含有されることは許容される。

また、請求項２に係る発明のように、Ｂｉ相５に対する初晶Ａｇ相６の体積率は、０．０２〜５％であることがより好ましい。これにより、Ｂｉ相５の流出を抑制する効果がより高まり、耐焼付き性がより向上する。Ｂｉ相５に対する初晶Ａｇ相６の体積率が０．０２％より少ないと、Ｂｉ相５の流出を抑制する効果が十分得られない。一方、Ｂｉ相５に対する初晶Ａｇ相６の体積率が５％を超えると、Ｂｉ相５に対する初晶Ａｇ相６の割合が高くなり、耐焼付き性の低下を抑制する効果が十分得られない。

また、請求項３に係る発明のように、初晶Ａｇ相６の平均粒径は、０．２〜１０μｍであることが好ましい。これにより、Ｂｉ相５の流出を抑制する効果がより高まり、耐焼付き性がより向上する。初晶Ａｇ相６の平均粒径が０．２μｍより小さいと、Ｂｉ相５の流出を抑制する効果が十分得られない。一方、初晶Ａｇ相６の平均粒径が１０μｍを超えると、摺動面の初晶Ａｇ相６が相手軸７の表面と接触する際に塑性変形し難くなり、Ｃｕ合金層３の耐焼付き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３には、Ｐを０．０１〜０．５質量％含有させてもよい。この元素は、Ｃｕ合金マトリクス４の強化に寄与するが、含有量が０．０１質量％よりも少ないと、Ｃｕ合金マトリクス４の強化が十分でなく、０．５質量％を超えると、Ｃｕ合金層３が脆くなる。なお、この元素は、Ｃｕ合金マトリクス４に添加しても、初晶Ａｇ相６の晶出制御に影響しない。

また、請求項５に係る発明のように、Ｃｕ合金層３には、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｉｎからなる群の中から少なくとも１種以上を総量で０．１〜４０質量％含有させてもよい。これらの元素は、Ｃｕ合金マトリクス４の強化に寄与するが、含有量が０．１質量％よりも少ないと、Ｃｕ合金マトリクス４の強化が十分でなく、４０質量％を超えると、Ｃｕ合金層３が脆くなる。なお、これらの元素は、Ｃｕ合金マトリクス４に添加しても、初晶Ａｇ相６の晶出制御に影響しない。

Ｃｕ合金層のＣｕ合金マトリクスにＢｉ相を分散した銅系摺動材料を示す模式図である。 Ｂｉ相中に初晶Ａｇ相を分散したＣｕ合金層の拡大図である。 Ｂｉ相中に初晶Ａｇ相を分散したＣｕ合金層について、摺動時の状態を説明するための概略図である。 二次焼結後の冷却工程における銅系摺動材料のＣｕ合金層の組織を示す模式図である。 Ｂｉ相中に金属間化合物や硬質粒子を分散した従来のＣｕ合金層について、摺動時の状態を説明するための概略図である。

本実施形態に係るＣｕ合金層３のＣｕ合金マトリクス４に分散したＢｉ相５中に初晶Ａｇ相６が分散した銅系摺動材料１について、図１乃至図５を参照して説明する。本実施形態の銅系摺動材料１は、連続焼結法により製造される。具体的には、帯鋼上にＣｕ合金粉末としてＣｕ−Ｓｎ−Ｂｉ−Ａｇ合金粉末を連続的に散布し、焼結（一次焼結）した後、圧延を施し、再度、焼結（二次焼結）を施す。

また、銅系摺動材料１は、二次焼結後の冷却工程において、Ａｇ−Ｂｉ二元系状態図における液相線温度から共晶温度（２６２℃）まで冷却する間に、Ｂｉ相５中に初晶Ａｇ相６を晶出させる。そして、Ｂｉ相５中の初晶Ａｇ相６の晶出制御は、液相線温度から共晶温度（２６２℃）まで冷却する間の保持時間を調整することにより可能となる。この保持時間は、冷却工程において、銅系摺動材料１が液相線温度に達してから共晶温度（２６２℃）まで冷却される間の時間である。なお、この冷却の保持時間の調整は、液相線温度から共晶温度（２６２℃）の間のある一定温度で保持してもよいし、液相線温度から共晶温度（２６２℃）まで冷却する間、一定の冷却速度で冷却してもよい。

次に、銅系摺動材料１のＢｉ相５中に初晶Ａｇ相６が晶出する機構について、図４を参照して説明する。図４は、二次焼結後の冷却工程における銅系摺動材料１のＣｕ合金層３の組織を示す模式図である。図４（Ａ）に示すように、Ａｇ−Ｂｉ二元系状態図における液相線温度を超える温度域において、二次焼結後のＣｕ合金層３は、ＢｉおよびＡｇの液相が、Ｃｕ合金マトリクス４（Ｃｕ−Ｓｎ）の固相に分散した組織状態にある。この組織状態となるのは、Ｃｕ合金層３にＳｎを含有させているためであり、ＳｎがＡｇよりも優先的にＣｕに固溶し、ＡｇのＣｕへの固溶が抑制される。この結果、Ａｇは、Ｂｉとの液相としてＣｕ合金マトリクス４に分散した組織になる。

また、図４（Ｂ）に示すように、銅系摺動材料１を冷却し、Ａｇ−Ｂｉ二元系状態図における液相線温度に達すると、ＢｉおよびＡｇからなる液相中に初晶Ａｇの固相が晶出し始める。そして、液相線温度から共晶温度（２６２℃）まで冷却する間の保持時間を長くすると、Ａｇの大部分は、初晶Ａｇとして晶出し、同時にＢｉからなる液相が形成されるようになる。さらに、図４（Ｃ）に示すように、Ａｇ−Ｂｉ二元系状態図における固相線温度（２６２℃）未満の温度に冷却されると、Ｂｉの液相が固相となる。これらの機構により、Ｃｕ合金層３が含有するＡｇの大部分は、Ｂｉ相５中に初晶Ａｇ相６として分散させることが可能となる。なお、従来の一般的な連続焼結法の冷却工程では、銅系摺動材料がＡｇ−Ｂｉ二元系状態図における液相線温度から共晶温度（２６２℃）までの間の温度領域で保持される時間は、５分以下であるのが一般的であるが、本発明のようにＢｉ相中に初晶Ａｇが晶出されるには、１０分以上の保持時間を設定する必要がある。

次に、本実施形態に係る銅系摺動材料１を用いた実施例１〜１４及び比較例１〜７の作製方法を説明する。まず、実施例１〜１４及び比較例１，３〜７は、表１に示す組成となるように調整してアトマイズしたＣｕ合金粉末を使用した。なお、Ｃｕ合金粉末の粒径は、１５０μｍ以下であることが好ましい。また、比較例２は、表１に示す組成となるようにＣｕ−Ｓｎ合金粉とＢｉ−Ａｇ合金粉を混合した粉末を使用した。そして、実施例１〜１４及び比較例１〜７は、粉末を鋼裏金上に散布し、還元雰囲気で、温度７５０〜９５０℃、１０〜３０分の焼結条件で一次焼結し、鋼裏金層２上に多孔質なＣｕ合金層３を形成した。次いで、多孔質なＣｕ合金層３を緻密化するためのロール圧延を施した後、一次焼結と同じ焼結条件で二次焼結を行った。

実施例１〜５，１０〜１３及び比較例１，２，５〜７は、二次焼結後の冷却工程において、Ａｇ−Ｂｉ二元系状態図における液相線温度から共晶温度（２６２℃）までの間の保持時間を２０分とし、銅系摺動材料１を作製した。また、実施例６〜９は、液相線温度から共晶温度（２６２℃）までの間の保持時間を１５分とし、銅系摺動材料１を作製した。また、実施例１４は、初晶Ａｇ相６の晶出制御における保持時間の影響を確認するため、液相線温度から共晶温度（２６２℃）までの間の保持時間を３０分とし、銅系摺動材料１を作製した。

また、比較例３は、液相線温度から共晶温度（２６２℃）までの間を２００℃／分の冷却速度で冷却し、Ｃｕ合金マトリクスにＡｇ−Ｂｉ共晶相が分散した銅系摺動材料を作製した。また、比較例４は、液相線温度から共晶温度（２６２℃）までの間の保持時間を５分とした。この段階では、Ｂｉ相中に初晶Ａｇ相が確認されなかった。そして、冷却後、さらに４００℃で３時間の熱処理を施し、Ｂｉ相中にＡｇ−Ｓｎ金属間化合物が析出した銅系摺動材料を作製した。

実施例１〜１４及び比較例５〜７について、Ｃｕ合金層３のＣｕ合金マトリクス４にＢｉ相５が分散した銅系摺動材料１におけるＢｉ相５中に分散した初晶Ａｇ相６の体積率及び初晶Ａｇ相６の平均粒径の測定結果を表１に示す。初晶Ａｇ相６の体積率及び初晶Ａｇ相６の平均粒径の測定は、電子顕微鏡を用いてＣｕ合金層３の組成像を任意の倍率（倍率５００倍等）で撮影し、得られた組成像から一般的な画像解析手法（解析ソフト：Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ（Ｖｅｒｓｉｏｎ４．５）；（株）プラネトロン製等）を用いて測定した。なお、Ｂｉ相５に対する初晶Ａｇ相６の体積率は、画像解析手法を用いて各Ｂｉ相５に対する初晶Ａｇ相６の面積率の平均値より算出したが、初晶Ａｇ相６の体積率がＣｕ合金層３の断面組織におけるＢｉ相５に対する初晶Ａｇ相６の面積率と同じ値となるからである。

実施例１〜１４及び比較例１〜７の銅系摺動材料１は、円筒形状のすべり軸受に加工し、表２に示す条件で焼付き試験を行った。評価方法は、すべり軸受の背面温度が２３０℃となった場合を焼付きと判定し、焼付きが起こらなかった限界の負荷（面圧）を表１の「焼付き限界面圧」に示す。

実施例１〜１４は、図２に示すように、Ｃｕ合金層３のＣｕ合金マトリクス４に分散したＢｉ相５中に初晶Ａｇ相６が分散しており、いずれも焼付き限界面圧が比較例１〜７に対して高く、耐焼付き性が優れている。これは、Ｂｉ相５中に初晶Ａｇ相６が分散することで、摺動時の発熱により摺動面近傍のＢｉが溶融しても、Ｃｕ合金層３から摺動面と相手軸７の表面との隙間への流出を抑制する。また、図３に示すように、初晶Ａｇ相６は、延性が高いことから、摺動面の初晶Ａｇ相６が相手軸７の表面と接触しても塑性変形するため、摺動面で初晶Ａｇ相６が凸状に突出した形態とはならず、耐焼付き性に優れている。なお、実施例１〜１４は、Ｂｉ相５に対する初晶Ａｇ相６の体積率が０．０１〜１０％の範囲であり、初晶Ａｇ相６の平均粒径が０．１〜２０μｍの範囲であった。

特に、実施例６，７は、二次焼結後の冷却工程において、液相線温度から共晶温度（２６２℃）までの間の保持時間を短くすることで、Ｂｉ相５に対する初晶Ａｇ相６の体積率が０．０２〜５％となり、焼付き限界面圧が実施例１〜５に対して高く、さらに耐焼付き性が優れている。また、実施例８，９は、Ｂｉ相５中の初晶Ａｇ相６の平均粒径が０．２〜１０μｍに制御されており、焼付き限界面圧が実施例１〜７に対して高く、さらに耐焼付き性が優れている。

実施例１０は、実施例１の組成にＰを含有し、実施例１１は、実施例１の組成にＮｉ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｉｎを含有しているが、初晶Ａｇ相６の晶出制御には影響がなく、Ｃｕ合金層３のＣｕ合金マトリクス４に分散したＢｉ相５中に初晶Ａｇ相６が分散しており、焼付き限界面圧が実施例１と同じく高く、耐焼付き性が優れている。

実施例１４は、初晶Ａｇ相６の晶出制御における保持時間の影響を確認するため、実施例１に対して液相線温度から共晶温度（２６２℃）までの間の保持時間を長くした銅系摺動材料１であり、保持時間を長くした場合には、Ｂｉ相５に対する初晶Ａｇ相６の体積率及び初晶Ａｇ相６の平均粒径が大きくなる傾向にあった。つまり、Ｂｉ相５中の初晶Ａｇ相６の晶出状態は、Ｃｕ合金マトリクス４の組成のみにより決まるのではなく、保持時間を調整することでも初晶Ａｇ相６の晶出制御を可能としている。

比較例１は、Ｓｎを含有しない銅系摺動材料であり、ＡｇがＣｕ合金マトリクスに固溶し、Ｂｉ相中に初晶Ａｇ相が晶出しない。このため、摺動時の発熱により、摺動面近傍のＢｉが溶融し、流出することで、焼付き限界面圧が低下している。

比較例２は、Ｃｕ合金マトリクスに分散したＢｉ相中に初晶Ａｇ相が確認できなかった。これは、Ｃｕ合金粉末として、Ｃｕ−Ｓｎ合金粉とＢｉ−Ａｇ合金粉を混合した粉末を用いて作製したことにより、一次焼結工程の初期でＣｕ−Ｓｎ合金粉同志の焼結が進行する前にＢｉ−Ａｇ合金粉が早期に溶融し、Ａｇ成分の大部分がＣｕへ拡散してしまったためと考える。このため、初晶Ａｇ相が晶出しないＢｉ相（少量のＡｇがＢｉに固溶したＢｉ合金相）がＣｕ合金マトリクス（Ｃｕ−Ｓｎ−Ａｇ）に分散した形態のＣｕ合金となったと推定される。そして、Ｂｉ相中に初晶Ａｇ相が存在していないため、摺動面近傍でＢｉが溶融した際に、Ｂｉが流出してしまい、焼付き限界面圧が低下している。

比較例３は、液相線温度から共晶温度（２６２℃）までの間の冷却速度を速めることにより、Ｃｕ合金マトリクスに分散したＢｉ相がＡｇ−Ｂｉ共晶相からなる銅系摺動材料である。このＡｇ−Ｂｉ共晶相の融点は、純Ｂｉ（Ｂｉ相）に対して低く、摺動時にＡｇ−Ｂｉ共晶相が溶融し、流出することで、焼付き限界面圧が低下している。

比較例４は、二次焼結後に熱処理を施すことにより、Ｂｉ相周辺にＡｇ−Ｓｎ金属間化合物が析出した銅系摺動材料である。これは、図５に示すように、摺動時において、摺動面でＣｕ合金マトリクス１４に対してＡｇ−Ｓｎ金属間化合物１６が凸状に突出した形態となり、摺動面で凸状に突出したＡｇ−Ｓｎ金属間化合物１６が、相手軸１７の表面と接触するようになり、局所的に発熱を起こし、焼付き限界面圧が低下している。

比較例５は、Ｂｉの含有量が１質量％よりも少ない銅系摺動材料であり、Ｂｉの含有量が少ないと、Ｃｕ合金マトリクスに分散したＢｉ相の割合が低くなり過ぎ、焼付き限界面圧が低下している。

比較例６，７は、Ａｇの含有量が０．０５〜５質量％の範囲外である銅系摺動材料であり、Ａｇの含有量が０．０５質量％より少ないと、Ｂｉ相中に分散した初晶Ａｇ相の割合が低くなり過ぎ、Ｂｉ相の流出を抑制する効果が十分得られない。一方、Ａｇの含有量が５質量％を超えると、Ｂｉ相中に分散した初晶Ａｇ相の割合が高くなり過ぎ、焼付き限界面圧が低下している。

なお、本実施形態のＢｉ相５と初晶Ａｇ相６は、必ずしも純金属の相として存在する必要がなく、Ｂｉ相５中に初晶Ａｇ相６が分散する形態であれば、Ｂｉ相５中に微量のＡｇ−Ｂｉ共晶相が存在していてもよいし、Ｂｉ相５中に微量のＡｇが固溶していてもよい。また、一部のＡｇは、Ｃｕ合金マトリクス４に固溶していてもよい。

また、本実施形態のＣｕ合金層３には、耐摩耗性を向上させるため、無機化合物の粒を含有させてもよい。この無機化合物としては、炭化物、窒化物、珪化物、ホウ化物、リン化物等を用いることができる。

１ 銅系摺動材料
２ 鋼裏金層
３ Ｃｕ合金層
４ Ｃｕ合金マトリクス
５ Ｂｉ相
６ 初晶Ａｇ相
７ 相手軸

Claims (5)

1. 鋼裏金層及びＣｕ合金層からなる銅系摺動材料であって、前記Ｃｕ合金層は、Ｂｉの含有量が１〜２０質量％、Ａｇの含有量が０．０５〜５質量％、Ｓｎの含有量が０．５〜１５質量％、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、
   前記Ｃｕ合金層は、Ｃｕ合金マトリクスと該Ｃｕ合金マトリクス中に分散した粒状のＢｉ相とからなり、前記Ｂｉ相中に初晶Ａｇ相が分散していることを特徴とする銅系摺動材料。
2. 前記Ｂｉ相に対する前記初晶Ａｇ相の体積率が０．０２〜５％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. 前記初晶Ａｇ相の平均粒径が０．２〜１０μｍであ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、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３のいずれかに記載の銅系摺動材料。
5. 前記Ｃｕ合金層は、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｉｎからなる群の中から少なくとも１種以上を総量で０．１〜４０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。

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