JP2015175059A - すべり軸受用銅合金およびすべり軸受 - Google Patents

Abstract

【課題】Ｍｎ−Ｓｉ化合物が摺動面から脱落しにくいすべり軸受用銅合金およびすべり軸受を提供する。
【解決手段】本発明のすべり軸受用銅合金は、２５．０ｗｔ％以上かつ４８．０ｗｔ％以下のＺｎと、１．０ｗｔ％以上かつ７．０ｗｔ％以下のＭｎと、０．５ｗｔ％以上かつ３．０ｗｔ％以下のＳｉと、を含有するすべり軸受用銅合金であって、摺動面に平行な断面に存在するＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子のうち、当該Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の断面に外接する長方形の長辺長さを短辺長さで除算した形状係数が２未満となるＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子の割合が４０％以上かつ９０％以下であり、前記摺動面に垂直な断面に存在するＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子のうち、前記形状係数が２未満となるＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子の割合が４０％以上かつ９０％以下であり、前記摺動面に平行な断面に存在するＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子のうち、前記形状係数が２未満となるＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子の割合が４０％以上かつ９０％以下である。
【選択図】図５

Description

本発明は、Ｍｎ−Ｓｉ化合物が晶出したすべり軸受用銅合金およびすべり軸受に関する。

ＣｕとＺｎとで構成されるマトリクスにＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子を分散させた銅合金が知られている（特許文献１、参照）。特許文献１において、すべり軸受を形成する前に引き抜きや圧延を行っておくことにより、摺動面に平行な方向にＭｎ−Ｓｉ化合物を伸長している。これにより、銅合金の耐摩耗性を向上させることができる。

特許第３７１８１４７号

しかしながら、特許文献１において、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子が銅合金中から脱落しやすいという問題があった。摺動面に平行な方向に伸長されたＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子は、摺動面に垂直な方向の厚みが小さいため、摺動面に垂直な方向にわずかに銅合金が摩耗した場合でも容易にＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子が脱落してしまうからである。また、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子は硬度が大きいため、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子が銅合金中から脱落すると、脱落したＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子によって摺動面に傷が形成され、当該傷に沿って突出した部位（バリ）が形成されてしまう。そして、この突出した部位に、相手軸との間の摩擦熱が集中して生じることにより、焼付きが発生するという問題も生じる。
本発明は、前記課題にかんがみてなされたもので、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子が摺動面から脱落しにくいすべり軸受用銅合金およびすべり軸受を提供することを目的とする。

前記の目的を達成するため、本発明のすべり軸受用銅合金は、２５．０ｗｔ％以上かつ４８．０ｗｔ％以下のＺｎと、１．０ｗｔ％以上かつ７．０ｗｔ％以下のＭｎと、０．５ｗｔ％以上かつ３．０ｗｔ％以下のＳｉと、を含有するすべり軸受用銅合金であって、摺動面に平行な断面に存在するＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子のうち、当該Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の断面に外接する長方形の長辺長さを短辺長さで除算した形状係数が２未満となるＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子の割合が４０％以上かつ９０％以下であり、摺動面に垂直な断面に存在するＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子のうち、形状係数が２未満となるＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子の割合が４０％以上かつ９０％以下であり、摺動面に平行な断面に存在するＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子のうち、形状係数が２未満となるＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子の割合が４０％以上かつ９０％以下である。

Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子はマトリクスよりも硬度が大きいため、摺動面にＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子が存在することによって耐摩耗性を向上させることができる。ここで、本発明において、摺動面に垂直な断面に存在するＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子のうち、当該Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の断面に外接する長方形の長辺長さを短辺長さで除算した形状係数が２未満となるＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子の割合が４０％以上かつ９０％以下である。このことは、摺動面に垂直な断面において、断面が針状または柱状でない形状（円形に近い形状）のＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子が多数存在することを意味する。すなわち、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の短辺方向の長さがある程度長いため、仮にＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子の長辺方向が摺動面と平行な方向に揃っていたとしても、摺動面に垂直な方向におけるＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子の長さをある程度長くすることができる。つまり、摺動面に存在するＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子が、摺動面からある程度深い位置まで入り込んだ状態となっていることを意味する。さらに、本発明において、摺動面に平行な断面に存在するＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子のうち、形状係数が２未満となるＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子の割合も４０％以上かつ９０％以下である。このことは、摺動面に平行な方向において、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子が針状または柱状に伸長されていないことを意味し、摺動面と垂直な方向においてＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子がある程度の厚みを有していることを意味する。つまり、摺動面に存在するＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子が、摺動面からある程度深い位置まで入り込んだ状態となっていることを意味する。

以上のように、本発明では、摺動面に存在するＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子が、摺動面からある程度深い位置まで入り込んだ状態となるため、すべり軸受用銅合金が摺動面の垂直方向に摩耗したとしても、摺動面からＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子が脱落することを防止できる。従って、脱落したＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子によって摺動面に傷が形成され、焼付きが発生することを防止できる。また、仮に、一部のＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子が脱落したとしても、他のＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子が摺動面に強固に保持された状態となるため、強固に保持されたＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子によって傷の拡大を防止できる。

なお、形状係数とは、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の断面に外接する長方形の長辺長さを短辺長さで除算した値であり、形状係数が大きいほどＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子の断面形状が細長い形状となる。また、形状係数が２未満となることは、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の長辺方向の長さがＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子の短辺方向の長さの２倍未満となることを意味する。

さらに、１．０ｗｔ％以上のＭｎおよび０．５ｗｔ％以上のＳｉを含有することにより、耐摩耗性を向上させるのに十分な量のＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子を晶出させることができる。一方、Ｍｎの含有量を７．０ｗｔ％以下に抑え、Ｓｉの含有量を３．０ｗｔ％以下に抑えることにより、過剰なＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子が晶出することによって靭性が低下することを防止できる。また、Ｓｉの全量がＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子を形成するように、ＳｉとＭｎとの含有量を調整するようにしてもよい。これにより、Ｍｎ−Ｓｉ化合物を形成しなかった残りのＳｉがＣｕ−Ｚｎマトリクスに取り込まれることを防止できる。ＳｉのＺｎ当量は１０と大きいため、ＳｉがＣｕ−Ｚｎマトリクスに取り込まれると脆性が高いγ相が形成され得る。これに対して、Ｓｉの全量がＭｎ−Ｓｉ化合物を形成するようにすれば、Ｚｎの含有量の大小に拘わらず、ＳｉとＺｎとでγ相が形成されることを防止できる。また、２５．０ｗｔ％以上のＺｎを含有することにより、Ｃｕ−Ｚｎマトリクスの強度を向上させることができるとともに、潤滑油中の硫黄成分による硫化腐食を抑制することができる。

さらに、本発明のすべり軸受用銅合金を銅合金層として備えるすべり軸受においても、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子が摺動面から脱落しにくくすることができる。

ラジアル軸受の斜視図である。 （２Ａ）はラジアル軸受の断面の模式図、（２Ｂ）は形状係数の説明図である。 （３Ａ）は摩耗試験の説明図、（３Ｂ）は摩耗体積を説明する模式図である。 （４Ａ）は傷付け試験の説明図、（４Ｂ）は傷の模式図、（４Ｃ）は焼付試験の説明図である。 （５Ａ）は比摩耗量のグラフ、（５Ｂ）は凸部高さのグラフ、（５Ｃ）は焼付面圧のグラフである。

ここでは、下記の順序に従って本発明の実施の形態について説明する。
（１）ラジアル軸受の構成：
（１−１）耐摩耗性：
（１−２）耐傷性：
（１−３）耐焼付性：
（２）ラジアル軸受の製造方法：
（３）実験例：
（４）他の実施形態：

（１）ラジアル軸受の構成：
図１は、本発明の一実施形態にかかるすべり軸受用銅合金によって形成されたすべり軸受としてのラジアル軸受１（フローティングブシュ）の斜視図である。ラジアル軸受１は、例えば内燃機関用のターボ式過給機において、タービン翼とコンプレッサ翼とが軸方向の両端に備えられた相手軸２（一点鎖線）に作用する荷重をラジアル方向に支持する。ラジアル軸受１は円筒状に形成されており、軸方向に直交する断面が円環形状となっている。これにより、ラジアル軸受１の内側にて相手軸２を軸受け可能となる。本実施形態のラジアル軸受１の内径は７．５ｍｍであり、外径は１３．６ｍｍである。ラジアル軸受１と相手軸２との間に潤滑油としてのエンジンオイルの油膜が形成される。相手軸２が回転することにより、ラジアル軸受１の内側の表面である摺動面１ａ上において相手軸２が摺動する。なお、図示しないが相手軸２に作用する荷重をスラスト方向に支持するスラストベアリングもラジアル軸受１と同一の銅合金によって形成してもよい。また、ラジアル軸受１は、半割形状の軸受部品を円筒状に２個組み合わせることによって形成されてもよい。

以下、ラジアル軸受１を構成するすべり軸受用銅合金について説明する。すべり軸受用銅合金は、４０．０ｗｔ％のＺｎを含有し、４．０ｗｔ％のＭｎを含有し、１．３ｗｔ％のＳｉを含有し、３．４ｗｔ％のＢｉを含有し、残部がＣｕと不可避不純物とからなる。不可避不純物はＭｇ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｂ，Ｐｂ，Ｃｒ等であり、精錬もしくはスクラップにおいて混入する不純物である。不可避不純物の含有量は、全体で１．０ｗｔ％以下である。すべり軸受用銅合金における各元素の質量は、ＩＣＰ発光分光分析装置（島津製作所製ＩＣＰＳ−８１００）によって計測した。

図２Ａは、ラジアル軸受１の断面の模式図である。同図に示すように、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子３およびＢｉの粒子４がＣｕ−Ｚｎマトリクス５中に均一に分散していた。ラジアル軸受１の摺動面１ａと平行な断面に存在するＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３のうち、形状係数が２未満となるＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３の割合である非針状割合は６０％であった。ラジアル軸受１の摺動面１ａと平行な断面とは、ラジアル軸受１の円周の接線方向の断面である。一方、ラジアル軸受１の摺動面１ａと垂直な断面に存在するＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３のうち、形状係数が２未満となるＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３の割合である非針状割合は６３％であった。ラジアル軸受１の摺動面１ａと垂直な断面とは、ラジアル軸受１の直径方向の断面である。また、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子３の投影面積円相当径の平均値は、摺動面１ａと垂直な断面において１６．４μｍであり、摺動面１ａと平行な断面において１８．１μｍであった。

以下、ラジアル軸受１の断面の解析手法について説明する。まず、ラジアル軸受１の断面のうち面積が３．６６×１０⁴ｍｍ²となる任意の観察範囲（縦０．１８４ｍｍ×横０．２４４ｍｍの矩形範囲）を金属顕微鏡によって２００倍の光学倍率で撮影することにより、観察画像の画像データを得た。そして、観察画像を画像解析装置（ニレコ社製 ＬＵＺＥＸ＿ＡＰ）に入力し、観察画像に存在する各粒子（Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子３およびＢｉの粒子４）の像を抽出した。各粒子の外縁にはエッジ（明度や彩度や色相角が所定値以上異なる境界）が存在する。そこで、画像解析装置によって、エッジによって閉じられた領域を各粒子の像として観察画像から抽出した。

さらに、観察画像における各粒子の像に対応するラジアル軸受１の断面上の部位に存在する物質を、波長分散型のＸ線分析装置（日本電子製 ＪＸＡ−８１００）およびＸ線回折分析装置（リガク製 ＳｍａｒｔＬａｂ）によって特定した。その結果、ラジアル軸受１の断面上において、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子３とＢｉの粒子４とが存在し、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子３とＢｉの粒子４以外の部分は不純物を除きすべてＣｕ−Ｚｎマトリクスであることが確認された。さらに、上述した分析装置によってＭｎ−Ｓｉ化合物が存在すると特定された粒子と同一または類似する色（明度や彩度や色相角等）の粒子の像を、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子３の像として観察画像から抽出した。

次に、画像解析装置によって、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子３の各像について、形状係数（計測パラメータ：ＭＬ／ＢＤ＝ＭＸ ＬＮＧ／ＢＲ'ＤＴＨ）を計測した。図２Ｂは、形状係数を説明する図である。形状係数とは、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子３の断面像に外接する外接長方形Ｒの長辺長さＭＬを短辺長さＢＤで除算した長さの比である。形状係数が大きいほど、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子３の断面像が長辺方向に細長い形状であることを意味する。外接長方形Ｒは、単一のＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３の断面像のエッジ上において最も距離が長くなる２点Ｒ１，Ｒ１のそれぞれを通過する直線であって、当該２点Ｒ１，Ｒ１を結ぶ直線Ｒ２に垂直な線分を一対の短辺Ｒ３，Ｒ３として有する。また、外接長方形Ｒは、２点Ｒ１，Ｒ１を結ぶ直線Ｒ２に平行な直線であって、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子３の断面像のエッジのうち当該直線Ｒ２の両側のそれぞれにおいて当該直線Ｒ２から最も遠い２点Ｒ４，Ｒ４を通過する線分を一対の長辺Ｒ５，Ｒ５として有する。

次に、画像解析装置によって、観察範囲に存在するＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３の全個数と、形状係数が２未満のＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３の個数とを計数し、後者の個数を前者の個数で除算することにより非針状割合を算出した。また、摺動面１ａに平行な断面上の観察範囲と、摺動面１ａに垂直な断面上の観察範囲とのそれぞれについて非針状割合を算出した。

投影面積円相当径とは、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子３の断面積と等しい面積を有する円の直径であり、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の像の面積と等しい面積を有する円の直径を光学倍率に基づいて現実の長さに換算した直径である。投影面積円相当径は、画像解析装置（計測パラメータ：ＨＥＹＷＯＯＤ）によって計測した。また、投影面積円相当径は、摺動面１ａに平行な断面上の観察範囲と、摺動面１ａに垂直な断面上の観察範囲とでほぼ同等の大きさであった。

（１−１）耐摩耗性：
ラジアル軸受１を構成するすべり軸受用銅合金の耐摩耗性を評価するために摩耗試験を行った。図３Ａは、摩耗試験に使用した円筒平板型摩擦摩耗試験機を説明する模式図である。摩耗試験は、潤滑油としてのエンジンオイル（流動パラフィン）Ｆに一部が浸漬した状態で円柱状の相手材Ａを回転させるとともに、相手材Ａに所定の静荷重が作用するように試験片Ｔを相手材Ａに接触させることにより行った。試験片Ｔは、ラジアル軸受１を構成するすべり軸受用銅合金と同一条件で形成し、平面板状とした。相手材Ａは、ラジアル軸受１が軸受けする相手軸２と同等の材料で形成し、具体的に焼き入れ処理を行ったＳＣＭ４１５（クロムモリブデン鋼）で形成した。相手材Ａの回転軸方向における試験片Ｔの長さａを１０ｍｍとし、相手材Ａの底面の半径ｒを２０ｍｍとした。摺動部における相手材Ａの試験片Ｔに対する相対移動速度ｂが２００ｍｍ／ｓｅｃとなるように、相手材Ａの回転速度を制御した。また、静荷重を１３９Ｎとし、潤滑油の温度を室温とし、試験時間ｃを３６００ｓｅｃ（１時間）とした。以上の条件で摩耗試験を行った後に、表面粗さ計（小坂研究所製 ＳＥ３４００）よって試験片Ｔにおける相手材Ａとの摺動部の深さのプロフィールを計測した。そして、深さのプロフィールにおける平坦部（非摩耗部）と最深部との深さの差を摩耗深さｄとして計測した。

さらに、下記の（１）式によって、比摩耗量Ｋを算出した。

Ｌは摺動距離であり、摩耗試験において試験片Ｔ上を摺動した相手材Ａの表面の長さである。摺動距離Ｌは、相対移動速度ｂに試験時間ｃを乗算した値（ｂ×ｃ）である。Ｖは、摩耗試験において摩耗した試験片Ｔの体積（摩耗体積）である。（１）式に示すように、比摩耗量Ｋとは、試験片Ｔに単位荷重（１Ｎ）を作用させた場合に、単位摺動距離（１ｍｍ）あたりに摩耗した試験片Ｔの体積を意味する。比摩耗量Ｋが小さいほど、耐摩耗性が高いことを意味する。

次に、摩耗体積Ｖについて説明する。図３Ｂは、摩耗体積Ｖを説明する模式図である。図３Ｂにおいてハッチングで示すように、試験片Ｔのうち摩耗した部分の形状は、相手材Ａのうち、摩耗試験の終了時において試験片Ｔに入り込んだ部分の形状となると考えることができる。相手材Ａの円形状の底面のうち中心Ｃから試験片Ｔの摺動面１ａに直交する半径ＣＰ₀において相手材Ａが最も深く入り込み、当該半径ＣＰ₀において相手材Ａが入り込んでいる深さが摩耗深さｄとなる。ここで、相手材Ａの底面の円周上において、摩耗試験の終了時において試験片Ｔに入り込んだ部分の下限の点をそれぞれＰ₁，Ｐ₂と表すと、摩耗体積Ｖは、相手材Ａの底面のうち円弧Ｐ₁Ｐ₂と弦Ｐ₁Ｐ₂とによって囲まれた部分の面積に試験片Ｔの長さａを乗算することにより得ることができる。相手材Ａの底面のうち円弧Ｐ₁Ｐ₂と弦Ｐ₁Ｐ₂とによって囲まれた部分の面積は、円弧Ｐ₁Ｐ₂と半径ＣＰ₁，ＣＰ₂とによって囲まれた扇形の面積Ｓ₁から、弦Ｐ₁Ｐ₂と半径ＣＰ₁，ＣＰ₂とによって囲まれた三角形の面積Ｓ₂を減算した面積となる。従って、摩耗体積Ｖは以下の（２）式によって算出できる。

前記扇形の面積Ｓ₁は以下の（３）式によって算出できる。

ここで、θは、半径ＣＰ₁，ＣＰ₂が相手材Ａの底面の中心Ｃにてなす角度の半分を表す。なお、角度θは、以下の（４）式を満足する。

一方、前記三角形の面積Ｓ₂は図形の対称性から以下の（５）式によって算出できる。

以上のようにして、本実施形態のラジアル軸受１を構成するすべり軸受用銅合金の比摩耗量Ｋを計測したところ、１．７×１０^-10ｍｍ²／Ｎと良好であった。

（１−２）耐傷性：
ラジアル軸受１を構成するすべり軸受用銅合金の耐傷性を評価するために、傷付け試験における傷形状を計測した。図４Ａは、傷付け試験の様子を示す模式図である。傷付け試験は、傷付け試験機（ナノテック株式会社製 ＲＥＶＥＴＥＳＴ）によって接触子Ｕを試験片Ｔ上にて移動させることにより行った。接触子Ｕは、下端部の先端曲率半径が０．２ｍｍのダイヤモンド圧子によって円錐状に形成されている。傷付け試験機によって、下端部にて接触子Ｕを試験片Ｔに接触させ、当該試験片Ｔに垂直な方向に接触子Ｕを試験片Ｔに押し込む垂直荷重（５０Ｎ）を作用させた。また、傷付け試験機によって、垂直荷重を作用させた状態で、接触子Ｕを試験片Ｔに平行な方向に一定の速度（１０ｍｍ／ｍｉｎ）で移動させた。その結果、ダイヤモンドで形成された接触子Ｕの下端部よりも軟らかい試験片Ｔに傷を形成した。

以上の条件で傷付け試験を行った後に、上述した表面粗さ計よって試験片Ｔに形成された傷の形状を解析した。図４Ｂは、試験片Ｔの傷を示す模式図である。同図に示すように、試験片Ｔにおいては傷（溝）が形成されるが、この傷に沿って接触子Ｕ側に盛り上がった凸部（いわゆるバリ）が形成される。表面粗さ計よって、傷を横断するように試験片Ｔ表面のプロフィールを計測し、傷が形成されていない平坦部の高さから凸部の頂点までの高さである凸部高さＨを計測した。
以上のようにして、本実施形態のラジアル軸受１を構成する銅合金に形成された傷の凸部高さＨを計測したところ、１３μｍと良好であった。凸部高さＨが小さいことは耐傷性が高いことを意味する。

（１−３）耐焼付性：
ラジアル軸受１を構成するすべり軸受用銅合金の耐焼付性を評価するために焼付試験を行った。図４Ｃは、焼付試験に使用したピンオンディスク試験機を説明する模式図である。焼付試験は、回転する円盤状の相手材Ａを厚み方向に挟み込むように一対の試験片Ｔを配置し、油圧シリンダーＷによって試験片Ｔ間に静荷重を作用させることにより行った。相手材Ａと試験片Ｔとの接触部における両者の相対速度が１５ｍ／ｓｅｃとなるように相手材Ａの回転速度を調整した。また、相手材Ａに対して潤滑油（ＳＡＥ３０ ＣＤ級）を保持する給油パッドＰを接触させることにより、相手材Ａと試験片Ｔとの接触部に給油を行った。相手材Ａは、焼き入れ処理を行ったＳＣＭ４１５で形成した。一対の試験片Ｔは相手材Ａと平行な面内にて回転可能に保持された梁部Ｅの先端に取り付けられ、当該梁部Ｅの水平回転を妨げるようにロードセルＹを配置した。梁部Ｅのうち試験片Ｔが備えられない端部には、バランスウェイトＢを取り付け、油圧シリンダーＷによって梁部Ｅに生じる鉛直方向のモーメントを相殺させた。

相手材Ａと試験片Ｔとの間に摩擦力が生じ、当該摩擦力によって梁部Ｅが水平回転することとなる。そのため、ロードセルＹには梁部Ｅを水平回転させる摩擦力が作用し、ロードセルＹが計測する荷重の大きさは、試験片Ｔと相手材Ａとの間に生じる摩擦力の大きさを意味する。そのため、ロードセルＹに作用する荷重が所定の閾値以上となった場合に、試験片Ｔと相手材Ａとの間の摩擦力が異常に大きく、焼付きが生じたと判定した。

油圧シリンダーＷによって試験片Ｔ間に作用する静荷重の大きさを徐々（２ＭＰａ／５ｍｉｎ）に大きくしていき、試験片Ｔと相手材Ａとの間に焼付きが生じた際の静荷重である焼付荷重を計測した。さらに、焼付荷重を試験片Ｔと相手材Ａとの接触面積で除算することによって焼付面圧を計測した。
以上のようにして、本実施形態のラジアル軸受１を構成するすべり軸受用銅合金の焼付面圧を計測したところ、２６Ｍｐａと良好であった。なお、焼付面圧が大きいほど、耐焼付性が高いことを意味する。

以上説明したように、本実施形態では、形状係数が２未満となるＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３の非針状割合が、摺動面１ａと垂直な方向において６３％であり、摺動面１ａと平行な方向において６０％であった。すなわち、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子３の短辺方向の長さがある程度長いため、仮にＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３の長辺方向が摺動面１ａと平行な方向に揃っていたとしても、摺動面１ａに垂直な方向におけるＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３の長さをある程度長くすることができる。つまり、摺動面１ａに存在するＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３が、摺動面１ａからある程度深い位置まで入り込んだ状態となるようにすることができる。従って、ラジアル軸受１が摺動面１ａの垂直方向に摩耗したとしても、摺動面１ａからＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３が脱落することを防止できる。従って、脱落したＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３によって摺動面１ａに傷が形成され、焼付面圧を２６Ｍｐａまで大きくすることができた。また、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子３が脱落したとしても、多数のＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子が摺動面１ａに保持された状態となるため、脱落したＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３によって形成される傷が大きくなることを防止できる。本実施形態の場合、耐傷試験によって形成される傷の凸部高さＨを１３μｍに抑制することができ、凸部に摩擦力が集中して焼付きが生じることも防止できる。さらに、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子３の脱落により生じ得る耐摩耗性の低下も防止でき、摩耗試験における比摩耗量Ｋを１．７×１０^-10ｍｍ²／Ｎに抑制できた。

（２）ラジアル軸受の製造方法：
本実施形態においてラジアル軸受１は、ａ．溶融、ｂ．連続鋳造、ｃ．切断、ｄ．機械加工の各工程を順に行うことにより製造される。以下、各工程について説明する。

ａ．溶融
まず、４０．０ｗｔ％のＺｎを含有し、４．０ｗｔ％のＭｎを含有し、１．３ｗｔ％のＳｉと、４．３ｗｔ％のＢｉを含有し、残部がＣｕと不可避不純物とからなるすべり軸受用銅合金が形成できるように各原料を計量して用意する。本実施形態では、Ｃｕのインゴットと、Ｚｎのインゴットと、Ｂｉのインゴットと、Ｃｕ−Ｍｎのインゴットと、Ｃｕ−Ｓｉのインゴットとをそれぞれを計量して用意した。ここでは、目標とするラジアル軸受１の機械特性に応じた質量の原料を用意すればよい。目標とするラジアル軸受１の機械特性は、例えば相手材としての相手軸２の機械特性に応じて定められる。次に、用意した各原料を高周波誘導炉によって１２５０℃まで加熱する。これにより、各インゴットが融解する。その後、Ａｒガスの気泡を分散噴出させて、水素ガスや介在物の除去を行う。

ｂ．連続鋳造
次に、すべり軸受用銅合金の溶融材料を鋳型に注入し、当該鋳型の開口からすべり軸受用銅合金を鋳造方向に連続的に引き抜き、そのまま室温まで冷却することにより、すべり軸受用銅合金の連続鋳造棒を形成する。例えば、炭素で形成された鋳型によって１０６０℃にて鋳造を行い、９０ｍｍ／ｍｉｎの引抜速度で引き抜いて連続鋳造棒を形成する。連続鋳造時に凝固する銅合金中においてＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３とＢｉの粒子とが晶出することとなる。なお、すべり軸受用銅合金の連続鋳造棒の直径は、ラジアル軸受１の外径よりも機械加工における切削量だけ大きくされる。

ｃ．切断
次に、すべり軸受用銅合金の連続鋳造棒をラジアル軸受１の厚み（相手軸２の長さ方向の厚み）ごとに切断する。

ｄ．機械加工
最後に、切断後のすべり軸受用銅合金の連続鋳造棒に対して切削加工やプレス加工をすることにより、ラジアル軸受１を完成させる。ここでは、相手軸２の外径よりも所定量だけ大きい内径を有する貫通穴を形成するとともに、ラジアル軸受１の外径の大きさが設計値と一致するように切削加工を行う。

（３）実験例：
表１は、すべり軸受用銅合金を構成する各元素の含有量の組み合わせごとに作成した試料１〜６について、比摩耗量と焼付面圧とを計測した結果を示す。また、上述した製造方法すべり軸受用銅合の各試料１〜６を作成した。

表１に示すように、Ｚｎの含有量の下限値（２５．０ｗｔ％）と上限値（４８．０ｗｔ％）、Ｍｎの含有量の下限値（１．０ｗｔ％）と上限値（７．０ｗｔ％）、Ｓｉの含有量の下限値（０．５ｗｔ％）と上限値（３．０ｗｔ％）の組み合わせごとに試料１〜６を用意した。ただし、Ｍｎの含有量の下限値（１．０ｗｔ％）とＳｉの含有量の上限値（３．０ｗｔ％）との組み合わせにおいて、Ｍｎと化合しなかったＳｉによってＣｕ−Ｚｎマトリクス中に脆いγ相が形成され、ラジアル軸受１として必要な靱性が確保できないため、実験の対象から除外した。

表１において、いずれの試料１〜６においても、１８ＭＰａ以上の焼付面圧が得られ、４．５×１０^-10ｍｍ²／Ｎ以下に比摩耗量Ｋを抑制できることが確認できた。試料１〜６のいずれにおいても、形状係数が適正となるようにＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３が晶出していると言える。

表２は、第１実施形態とほぼ同様の組成を有するすべり軸受用銅合金の試料７〜１６を異なる製造方法によって製造した場合の比摩耗量Ｋと凸部高さＨと焼付面圧とを比較する表である。試料７〜９は、摺動面に平行な方向の押出成形によって形成した。そのため、試料７〜９では、摺動面に平行にＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３が伸びることにより、摺動面に平行な方向の非針状割合が小さく、摺動面に垂直な方向の非針状割合が大きくなった。一方、試料１４〜１６は、摺動面に垂直な方向の押出成形によって形成した。そのため、試料１４〜１６では、摺動面に垂直にＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３が伸びることにより、摺動面に垂直な方向の非針状割合が小さく、摺動面に平行な方向の非針状割合が大きくなった。残る試料１０〜１３は、前記実施形態と同様の連続鋳造によって形成した。連続鋳造では、押出成形よりも遅い速度で引き抜きを行なうため、押出成形よりも鋳造方向における材料の伸びが小さくなる。従って、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子３が特定の方向に伸びることはなく、摺動面に平行な方向と垂直な方向とで非針状割合はほぼ同等となった。

図５Ａ〜５Ｃは試料７〜１６の比摩耗量Ｋと凸部高さＨと焼付面圧とを製造方法ごとに示すグラフである。図５Ａに示すように、摺動面に平行に押出成形を行うと比摩耗量Ｋが最も小さくなり、摺動面に垂直に押出成形を行うと比摩耗量Ｋが最も大きくなることが分かった。以上のことから、摺動面に平行に押出成形を行うと、摺動面上のＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３の面積が大きくなり、比摩耗量Ｋが小さくできると推定できる。

図５Ｂに示すように、摺動面に平行に押出成形を行うと凸部高さＨが最も大きくなり、摺動面に垂直に押出成形を行うと凸部高さＨが最も小さくなることが分かった。以上のことから、摺動面に垂直に押出成形を行うと、摺動面上のＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３を摺動面から深い位置まで入り込んだ状態とすることができ、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子３が楔となって傷の拡大を防止できると推定できる。反対に、摺動面に平行に押出成形を行うと、摺動面上のＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３を摺動面から深い位置まで入り込んだ状態とすることができず、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子３によって傷の拡大を防止できないと推定できる。

図５Ｃに示すように、摺動面に平行に押出成形を行うと焼付面圧が最も小さくなり、摺動面に垂直に押出成形を行うと焼付面圧が最も大きくなることが分かった。以上のことから、摺動面に平行に押出成形を行うと、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子３によって傷の拡大を防止できず、傷に沿って形成される凸部にて焼付きが発生しやすくなると推定できる。また、摺動面に平行に押出成形を行うと、摺動面上のＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３を摺動面から深い位置まで入り込んだ状態とすることができず、摺動面が摩耗した場合にＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３が脱落しやすくなり、当該脱落したＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３によって傷が形成されやすくなると推定できる。

以上のように、耐摩耗性を向上（比摩耗量Ｋを小さく）させるためには、摺動面に平行にＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３の長さを確保することが望ましいが、耐傷性と耐焼付性を向上（凸部高さＨを小さく、焼付面圧を大きく）させるためには摺動面に垂直にＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子３の長さを確保することが望ましい。押出成形においては、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子３に強い方向性が生じるため、耐摩耗性と耐傷性と耐焼付性とをすべて確保することが困難である。これに対して、連続鋳造で製造した試料１０〜１３では、摺動面に平行な方向と、摺動面に垂直な方向とのいずれにおいても、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子３の長さを確保することができ、耐摩耗性と耐傷性と耐焼付性とを確保することができることが分かった。特に、試料８（第１実施形態）においては、Ｂｉによって摩擦抵抗を軽減することができ、良好な耐焼付性が実現できた。

（４）他の実施形態：
前記実施形態においては、本発明の銅合金によってラジアル軸受１を形成した例を示したが、本発明の銅合金によって他の摺動部材を形成してもよい。例えば、本発明の銅合金によってトランスミッション用のギヤブシュやピストンピンブシュ・ボスブシュ等を形成してもよい。本発明の銅合金は、含有量の合計が５％ｗｔ以下となるように、Ｆｅ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｓｂ、Ｂを含有してもよい。また、本発明のすべり軸受用銅合金は、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子３が特定の方向に伸長しなければよく、連続鋳造以外の製造方法で製造されてもよい。

１…ラジアル軸受、２…相手軸、３…Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子、４…Ｂｉの粒子、５…マトリクス、Ａ…相手材、Ｋ…比摩耗量、Ｌ…摺動距離、Ｐ…給油パッド、Ｒ…外接長方形、Ｗ…油圧シリンダー、Ｔ…試験片、Ｕ…接触子、Ｖ…摩耗体積、Ｅ…梁部、Ｙ…ロードセル。

Claims (2)

1. ２５．０ｗｔ％以上かつ４８．０ｗｔ％以下のＺｎと、
   １．０ｗｔ％以上かつ７．０ｗｔ％以下のＭｎと、
   ０．５ｗｔ％以上かつ３．０ｗｔ％以下のＳｉと、を含有するすべり軸受用銅合金であって、
   摺動面に垂直な断面に存在するＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子のうち、当該Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の断面に外接する長方形の長辺長さを短辺長さで除算した形状係数が２未満となるＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子の割合が４０％以上かつ９０％以下であり、
   前記摺動面に平行な断面に存在するＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子のうち、前記形状係数が２未満となるＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子の割合が４０％以上かつ９０％以下であることを特徴とするすべり軸受用銅合金。
2. ２５．０ｗｔ％以上かつ４８．０ｗｔ％以下のＺｎと、
   １．０ｗｔ％以上かつ７．０ｗｔ％以下のＭｎと、
   ０．５ｗｔ％以上かつ３．０ｗｔ％以下のＳｉと、を含有する銅合金層を備えるすべり軸受であって、
   摺動面に垂直な断面に存在するＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子のうち、当該Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の断面に外接する長方形の長辺長さを短辺長さで除算した形状係数が２未満となるＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子の割合が４０％以上かつ９０％以下であり、
   前記摺動面に平行な断面に存在するＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子のうち、前記形状係数が２未満となるＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子の割合が４０％以上かつ９０％以下であることを特徴とするすべり軸受。

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