JP2016125112A - すべり軸受用銅合金およびすべり軸受 - Google Patents

Abstract

【課題】Ｍｎ−Ｓｉ初晶が焼付きを生じさせることを防止できる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およびすべり軸受は、２５ｗｔ％以上かつ４８ｗｔ％以下のＺｎと、１ｗｔ％以上かつ７ｗｔ％以下のＭｎと、０．５ｗｔ％以上かつ３ｗｔ％以下のＳｉと、１ｗｔ％以上かつ１０ｗｔ％以下のＢｉと、を含有し、残部が不可避不純物とＣｕとからなるすべり軸受用銅合金であって、相手材との摺動面において、少なくともＭｎ−Ｓｉ初晶とＢｉ粒子とが存在し、Ｂｉ粒子のうち、円形度が０．７以上のＢｉ粒子の個数割合は７０％以上である、ことを特徴とする。【選択図】図２

Description

本発明は、黄銅系のすべり軸受用銅合金およびすべり軸受に関する。

Ｍｎ−Ｓｉ初晶が摺動面に晶出している軸受が知られている（特許文献１、参照）。特許文献１において、Ｍｎ−Ｓｉ初晶の粒子が相手軸の摺動方向に伸長して分散している。

特許第３７１８１４７号

しかしながら、摩耗が進行すると、Ｍｎ−Ｓｉ初晶が破壊されて軸受から脱落し、脱落したＭｎ−Ｓｉ初晶が軸受の摺動面を傷つけるという問題があった。さらに、摺動面に形成された傷が原因となって焼き付きが生じるという問題があった。
本発明は、前記課題にかんがみてなされたもので、Ｍｎ−Ｓｉ初晶が焼付きを生じさせることを防止できる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およびすべり軸受は、２５ｗｔ％以上かつ４８ｗｔ％以下のＺｎと、１ｗｔ％以上かつ７ｗｔ％以下のＭｎと、０．５ｗｔ％以上かつ３ｗｔ％以下のＳｉと、１ｗｔ％以上かつ１０ｗｔ％以下のＢｉと、を含有し、残部が不可避不純物とＣｕとからなるすべり軸受用銅合金およびすべり軸受であって、相手材との摺動面において、少なくともＭｎ−Ｓｉ初晶とＢｉ粒子とが存在し、Ｂｉ粒子のうち、円形度が０．７以上のＢｉ粒子の個数割合は７０％以上である。

前記のように構成したすべり軸受用銅合金において、Ｂｉ粒子から供給されたＢｉが摺動面を覆うことにより耐焼付性を向上させることができる。ここで、相手材との摺動面において、Ｂｉ粒子のうち、円形度が０．７以上のＢｉ粒子の個数割合は７０％以上である。これにより、破壊されたＭｎ−Ｓｉ初晶が一旦は摺動面から脱落しても、円形度が大きいＢｉ粒子にてＭｎ−Ｓｉ初晶を埋収できる。すなわち、軟質のＢｉ粒子が摺動面に分散することにより、摺動面上を移動するＭｎ−Ｓｉ初晶をＢｉ粒子にて捕捉し埋収することができる。特に、円形度が大きいＢｉ粒子の個数割合が大きいため、破壊されたＭｎ−Ｓｉ初晶を確実に埋収できる。例えば、Ｂｉ粒子が細長の形状である場合、Ｂｉ粒子の短手方向において、破壊されたＭｎ−Ｓｉ初晶がＢｉ粒子の外縁（Ｂｉ粒子よりも硬質のマトリクス）に干渉して、破壊されたＭｎ−Ｓｉ初晶をＢｉ粒子に埋収されないこととなる。さらに、Ｂｉ粒子の円形度が大きいと、Ｂｉ粒子の外縁が滑らかな曲面を構成し、当該曲面に沿って破壊されたＭｎ−Ｓｉ初晶が滑って移動することにより、Ｂｉ粒子における深い位置に、破壊されたＭｎ−Ｓｉ初晶をスムーズに誘導できる。従って、破壊されたＭｎ−Ｓｉ初晶が摺動面を傷つけることを防止し、Ｍｎ−Ｓｉ初晶が焼付きを生じさせることを防止できる。

ここで、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強化することができるとともに、潤滑油中のＳ成分による硫化腐食を抑制することができる。Ｍｎ−Ｓｉ初晶が疎となる領域では、Ｍｎ−Ｓｉ初晶における摩擦熱によってＳ成分による硫化腐食が生じやすくなるが、Ｍｎ−Ｓｉ初晶が疎となる領域をＢｉで覆うことができるためＳ成分による硫化腐食を抑制できる。なお、３５．０ｗｔ％以上のＺｎを含有することにより、より優れた耐摩耗性を得ることができる大きさまでＭｎ−Ｓｉ初晶の粒子を成長させることができる。また、Ｚｎの含有量を４８．０ｗｔ％以下に抑えることにより、Ｃｕ−Ｚｎマトリクス中にγ相が多量に析出することを防止でき、Ｃｕ−Ｚｎマトリクスが脆くなることを防止できる。

また、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Ｍｎ−Ｓｉ初晶の粒子を析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初晶が析出することによって靭性が低下することを防止できる。なお、本発明の銅合金は、不可避不純物を含有し得る。

さらに、摺動面において、Ｍｎ−Ｓｉ初晶の平均円相当径よりも円相当径が大きいＢｉ粒子と、Ｍｎ−Ｓｉ初晶の平均円相当径よりも円相当径が小さいＢｉ粒子と、が存在するように構成されてもよい。Ｂｉ粒子から供給されたＢｉが摺動面を覆うことにより耐焼付性を向上させることができる。ここで、Ｍｎ−Ｓｉ初晶の平均円相当径よりも円相当径が小さいＢｉ粒子が摺動面に分散することにより、摺動面におけるＢｉの疎密を抑制し、摺動面において均一にＢｉを供給できる。従って、耐焼付性を向上させることができる。さらに、Ｍｎ−Ｓｉ初晶の平均円相当径よりも円相当径が大きいＢｉ粒子が摺動面に分散することにより、破壊されたＭｎ−Ｓｉ初晶が一旦は摺動面から脱落しても、当該Ｍｎ−Ｓｉ初晶よりも円相当径が大きいＢｉにおいてＭｎ−Ｓｉ初晶を埋収できる。従って、破壊されたＭｎ−Ｓｉ初晶が摺動面を傷つけることを防止し、Ｍｎ−Ｓｉ初晶が焼付きを生じさせることを防止できる。

ラジアル軸受の斜視図である。 （２Ａ），（２Ｂ）はラジアル軸受の摺動面の写真である。 （３Ａ）は円相当径のヒストグラム、（３Ｂ）は累積比率のグラフ、（３Ｃ）は円形度のヒストグラムである。 （４Ａ）は焼付試験の説明図、（４Ｂ）はラジアル軸受の断面模式図である。

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：
（２）ラジアル軸受の製造方法：
（３）実験結果：
（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の摺動面の写真である。ラジアル軸受１の摺動面の写真は、電子顕微鏡（日本電子製 ＪＳＭ６６１０Ａ）で２００倍の倍率で撮影した写真である。図２に示すように、ラジアル軸受１の摺動面においては、Ｃｕ−Ｚｎマトリクス５（灰色）中に、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４（黒色）とＢｉ粒子３とが分散している。Ｍｎ−Ｓｉ初晶４は棒状、円形状または環状の断面形状を有しており、Ｂｉ粒子３はほぼ円形状の断面形状を有している。

図２Ａに示す摺動面の写真の画像（以下、解析画像）を画像解析装置（ニレコ社製 ＬＵＺＥＸ＿ＡＰ）に入力し、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４とＢｉ粒子３の各粒子の像について円相当径（計測パラメータ：ＨＥＹＷＯＯＤ）を計測した。そして、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４の各粒子の像の円相当径の算術平均値を、摺動面におけるＭｎ−Ｓｉ初晶４の平均円相当径として算出したところ４．３μｍであった。同様に、Ｂｉ粒子３の像の円相当径の算術平均値を、摺動面におけるＢｉ粒子３の平均円相当径として算出したところ５．４μｍであった。Ｂｉ粒子３には、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４の平均円相当径よりも円相当径が大きいもの（大Ｂｉ粒子）と、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４の平均円相当径よりも円相当径が小さいもの（小Ｂｉ粒子）が存在する。Ｂｉ粒子３の像うち、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４の平均円相当径未満の円相当径のＢｉ粒子３の像の円相当径の算術平均値を、小Ｂｉ粒子の平均円相当径として算出したところ２．４μｍであった。Ｂｉ粒子３の像うち、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４の平均円相当径以上の円相当径のＢｉ粒子３の像の円相当径の算術平均値を、大Ｂｉ粒子の平均円相当径として算出したところ１１．９μｍであった。

図３Ａは、摺動面におけるＭｎ−Ｓｉ初晶４とＢｉ粒子３の円相当径のヒストグラムである。同図の横軸は円相当径の階級（０．２μｍ刻み）を示し、縦軸は各階級における度数（摺動面２．７×１０⁵μｍ²におけるＭｎ−Ｓｉ初晶４のＢｉ粒子３の個数）を示す。図３Ａに示すように、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４の円相当径の分布の方がＢｉ粒子３の円相当径の分布の方よりも分布が偏っている。Ｍｎ−Ｓｉ初晶４の円相当径の標準偏差は４．１μｍであり、Ｂｉ粒子３の円相当径の標準偏差は８．５μｍである。Ｂｉ粒子３の円相当径の方がＭｎ−Ｓｉ初晶４の円相当径よりも広く分布している。１．８μｍ以下の円相当径の範囲においてＭｎ−Ｓｉ初晶４の方がＢｉ粒子３よりも個数が大きいが、１．８μｍ未満の円相当径の範囲においてＭｎ−Ｓｉ初晶４の方がＢｉ粒子３よりも個数が大きいが、１．８μｍ以上の範囲において概ねＢｉ粒子３の方がＭｎ−Ｓｉ初晶４よりも個数が大きくなっている。

図３Ｂは、摺動面におけるＢｉ粒子３の個数割合を円相当径ごと累積した累積比率を示すグラフである。図３Ｂの横軸は円相当径の階級（０．２μｍ刻み）を示し、縦軸は累積比率を示す。累積比率とは、円相当径の階級に属するＢｉ粒子３の数を、Ｂｉ粒子３の数の全個数で除算した値を、円相当径が小さい方から順に累積した比率である。図３Ｂに示すように、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４の平均円相当径（４．３μｍ（破線））における累積比率が７８．６％となっており、Ｂｉ粒子３の全個数のうちの７８．６％がＭｎ−Ｓｉ初晶４よりも円相当径が小さいことを意味する。

さらに、上述した画像解析装置によってＢｉ粒子３の各像について円形度を計測した。そして、すべてのＢｉ粒子３の像のうち、円形度が０．７以上のＢｉ粒子３の個数割合は９７％であった。円形度とは、Ｂｉ粒子３の像の面積と等しい面積の円の円周の長さ（＝円相当径×π）を、Ｂｉ粒子３の像の輪郭の長さで除算した値であり。円形度は、Ｂｉ粒子３の像が円形である場合に１となり、Ｂｉ粒子３の像の形状が円形から乖離するほど小さい値となる。

図３Ｃは、摺動面におけるＢｉ粒子３の円形度のヒストグラムである。同図の横軸は円形度の階級（０．１刻み）を示し、縦軸は各階級における度数（Ｂｉ粒子３の個数）を全Ｂｉ粒子３の個数で除算した比率を示す。図３Ｂに示すように、円形度が０．５未満のＢｉ粒子３の個数は極めて少なく、０．５以上において円形度が増加するにつれてＢｉ粒子３の個数が増加する傾きが大きくなることが分かった。

（１−２）耐焼付性の評価：
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４Ａ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。

図２Ｂは、相手軸２を摺動させた後の摺動面の写真である。同図に示すように、Ｂｉ粒子３において、破壊されたＭｎ−Ｓｉ初晶４が埋収されている。図２Ａのようにもともとほぼ円形であったＢｉ粒子３は、図２Ｂのように相手軸２との摺動によって一部が引き延ばされた形状となる。このように、Ｂｉが摺動面上にて延びることにより、摺動面上に広くＢｉを供給できる。本実施形態において、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４の平均円相当径よりも円相当径が小さいＢｉ粒子３が摺動面に分散することにより、摺動面におけるＢｉの疎密を抑制し、摺動面において均一にＢｉを供給できる。従って、耐焼付性を向上させることができる。さらに、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４の平均円相当径よりも円相当径が大きいＢｉ粒子３が摺動面に分散することにより、破壊されたＭｎ−Ｓｉ初晶４が一旦は摺動面から脱落しても、当該Ｍｎ−Ｓｉ初晶４よりも円相当径が大きいＢｉ粒子３においてＭｎ−Ｓｉ初晶４を埋収できる。従って、破壊されたＭｎ−Ｓｉ初晶４が摺動面を傷つけることを防止し、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４が焼付きを生じさせることを防止できる。

また、Ｂｉ粒子３の円相当径の標準偏差はＭｎ−Ｓｉ初晶４の円相当径の標準偏差よりも大きく、Ｂｉ粒子３の方が、円相当径が大きい側に分布が広いため、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４を埋収できる可能性を高くすることができる。さらに、Ｂｉ粒子３の全個数のうちの７８．６％がＭｎ−Ｓｉ初晶４よりも円相当径が小さくなるようにすることにより、円相当径が大きいＢｉ粒子によるＭｎ−Ｓｉ初晶の埋収性と、円相当径が小さいＢｉ粒子によるＢｉの供給の均一性とを両立させることができる。

また、円形度が大きいＢｉ粒子３の個数割合が大きいため、破壊されたＭｎ−Ｓｉ初晶４を確実に埋収できる。図４Ｂは、摺動面の垂直断面の模式図である。図４Ｂに示すように、Ｂｉ粒子３の円形度が大きいため、Ｂｉ粒子３の外縁が滑らかな曲面を構成し、当該曲面に沿って破壊されたＭｎ−Ｓｉ初晶４が滑って移動することにより、Ｂｉ粒子３における深い位置に、破壊されたＭｎ−Ｓｉ初晶４をスムーズに誘導できる。従って、破壊されたＭｎ−Ｓｉ初晶４が摺動面を傷つけることを防止し、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４が焼付きを生じさせることを防止できる。

（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した。本実施形態では、Ｃｕのインゴットと、Ｚｎ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１２００℃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。溶融状態から連続鋳造における凝固過程において、まずＭｎ−Ｓｉ初晶４が晶出し、その後Ｃｕ−Ｚｎマトリクス５が晶出し、最後にＭｎ−ＳｉとＣｕ−Ｚｎとの共晶が凝固すると考えられる。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）実験結果：
表１は、実施例１〜３についての実験結果を示す表である。なお、実施例１は第１実施形態と同じである。実施例１〜３は第１実施形態とほぼ同様の製造方法によって製造した。ただし、実施例３については、引き抜き速度（凝固速度）を実施例１，２よりも大きくすることにより、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４とＢｉ粒子３の平均円相当径が実施例１，２よりも小さくなるようにした。なお、凝固速度が大きいほどＭｎ−Ｓｉ初晶４とＢｉ粒子３の平均円相当径を小さくすることができるが、連続鋳造における鋳型の冷却水の流量を大きくすることによっても凝固速度を大きくすることができる。
表１に示すように、実施例１〜３のいずれも摺動面においても、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４の平均円相当径よりも円相当径が大きいＢｉ粒子３と、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４の平均円相当径よりも円相当径が小さいＢｉ粒子３と、が存在する。そのため、円形度が大きいＢｉ粒子３によって、破壊されたＭｎ−Ｓｉ初晶４を埋収することができ、実施例１〜３のいずれも摺動面においても良好な焼付面圧を得ることができた。また、表１に示すように、円形度が大きいＢｉ粒子３の個数割合が大きいほど、良好な焼付面圧を得ることができ、破壊されたＭｎ−Ｓｉ初晶４を効率よく埋収することができることが分かった。Ｂｉ粒子３（大Ｂｉ粒子＋小Ｂｉ粒子）の平均円相当径を大きくすると同時に、円形度が大きいＢｉ粒子３の個数割合を大きくすることにより、Ｂｉ粒子３におけるＭｎ−Ｓｉ初晶４等の異物の埋収性を相乗的に向上させることができ、飛躍的に焼付面圧を向上させることができる。

（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。また、本発明のすべり軸受用銅合金は、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…Ｂｉ粒子、４…Ｍｎ−Ｓｉ初晶、５…Ｃｕ−Ｚｎマトリクス

Claims (3)

1. ２５ｗｔ％以上かつ４８ｗｔ％以下のＺｎと、
   １ｗｔ％以上かつ７ｗｔ％以下のＭｎと、
   ０．５ｗｔ％以上かつ３ｗｔ％以下のＳｉと、
   １ｗｔ％以上かつ１０ｗｔ％以下のＢｉと、を含有し、
   残部が不可避不純物とＣｕとからなるすべり軸受用銅合金であって、
   相手材との摺動面において、少なくともＭｎ−Ｓｉ初晶とＢｉ粒子とが存在し、Ｂｉ粒子のうち、円形度が０．７以上のＢｉ粒子の個数割合は７０％以上である、
   ことを特徴とするすべり軸受用銅合金。
2. 前記摺動面において、Ｍｎ−Ｓｉ初晶の平均円相当径よりも円相当径が大きいＢｉ粒子と、Ｍｎ−Ｓｉ初晶の平均円相当径よりも円相当径が小さいＢｉ粒子と、が存在する、
   請求項１に記載のすべり軸受用銅合金。
3. ２５ｗｔ％以上かつ４８ｗｔ％以下のＺｎと、
   １ｗｔ％以上かつ７ｗｔ％以下のＭｎと、
   ０．５ｗｔ％以上かつ３ｗｔ％以下のＳｉと、
   １ｗｔ％以上かつ１０ｗｔ％以下のＢｉと、を含有し、
   残部が不可避不純物とＣｕとからなるすべり軸であって、
   相手材との摺動面において、少なくともＭｎ−Ｓｉ初晶とＢｉ粒子とが存在し、Ｂｉ粒子のうち、円形度が０．７以上のＢｉ粒子の個数割合は７０％以上である、
   ことを特徴とするすべり軸受。