JP5058276B2 - 銅系摺動材料 - Google Patents

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Description

本発明は、耐疲労性に優れた銅系摺動材料に係り、内燃機関用の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（例えば、特許文献１〜４参照）。
特許第３４２１７２４号公報 特開２００５−２００７０３号公報 特開平４−２８８３６号公報 特開平５−２６３１６６号公報
ところで、近年、内燃機関のクランク軸は高回転化される傾向にあり、すべり軸受にはより良好な耐焼付性が求められている。すべり軸受用の銅系摺動材料として、上記したＢｉを含有した焼結Ｃｕ合金を使用する場合、良好な耐焼付性を得るためには、焼結Ｃｕ合金にＢｉを１０質量％以上含有させることが望ましい。
また、近年、内燃機関は軽量化される傾向にあり、それに伴いエンジンブロックやコンロッドが軽量化され、円筒状のすべり軸受を固定する軸受ハウジングが低剛性化している。このような軸受ハウジングを使用すると、内燃機関の運転時において軸受ハウジングに弾性変形が生じるようになり、軸受ハウジングに固定されたすべり軸受には、クランク軸からのすべり軸受の摺動面に対する垂直方向の動荷重負荷に加え、軸受円周方向にも繰返し引張、圧縮応力を受けるようになる。このため、すべり軸受は、軸受円周方向に対しても良好な強度を有する必要がある。
しかしながら、特許文献１，２では、連続焼結法にてＢｉを含有したＣｕ合金の焼結を実施しているが、この焼結Ｃｕ合金が良好な強度を有するか否かは、Ｂｉの含有量に大きく影響される。具体的には、図７（ａ）及び図７（ａ’）に示すように、帯鋼上にＣｕ合金粉末を散布した場合、Ｃｕ合金粉末層に多くの隙間が存在しており、その後、１次焼結工程にて昇温すると、図７（ｂ）及び図７（ｂ’）に示すように、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合金粉末同士が十分に接合していない。このため、図７（ｃ）に示すように、隙間に流れ出たＢｉがＣｕ合金粉末表面を伝いながら拡がってしまい、図６に示すように、Ｃｕ合金層中のＢｉ相が粗大化してしまう。この現象は、Ｃｕ合金層中にＢｉが１０質量％以上含有されている場合に、特に影響を受ける。Ｂｉ相はＣｕ相に殆ど固溶しないため、Ｃｕ合金層中に単独で存在しており、また、Ｃｕ相に対してＢｉ相の強度が著しく低い。動荷重を受ける軸受では、粗大化したＢｉ相またはＢｉ相とＣｕ相との粒界を起点に割れが生じて、Ｃｕ合金層の疲労破壊が起きやすい。
一方、特許文献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、微細なＢｉ相を有する銅系摺動材料を得ることが可能な旨が記載されている。しかしながら、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う。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４に記載されているように、Ｃｕ合金粉末の焼結が進み過ぎて、Ｃｕ合金層中のＢｉ相が粗大化してしまう。
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、連続焼結法にて作製されるＣｕ合金層中のＢｉ相の粗大化を抑制し、耐疲労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、Ｃｕ合金層はＢｉを１０〜３０質量％及び無機化合物を０．５〜５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、無機化合物は、平均粒径が１〜５μｍで、Ｂｉの比重に対して７０〜１３０％の比重であり、ＢｉによってＣｕ合金層中に形成されるＢｉ相は、平均粒径が２〜１５μｍで、Ｃｕ合金層中に分散し、且つ当該Ｃｕ合金層の厚さ方向をＹ軸、それに対して垂直方向をＸ軸とし、各Ｂｉ相のＸ軸方向の平均長さをｘ、Ｙ軸方向の平均長さをｙとし、このｘ／ｙの平均が１〜２となる等方性を有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、無機化合物は、Ｂｉの比重に対して９０〜１１０％の比重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、無機化合物は、金属の炭化物、窒化物、珪化物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、Ｃｕ合金層は、さらにＳｎを０．５〜５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、Ｃｕ合金層は、さらにＮｉ、Ｆｅ、Ｐ、Ａｇからなる群の中から少なくとも１種以上を総量で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合金層にＢｉを１０〜３０質量％含有させることで、銅系摺動材料が良好な摺動特性を有する。このとき、Ｂｉの含有量が１０質量％未満で少な過ぎると、良好な耐焼付性が得られない。一方、Ｂｉの含有量が３０質量％を超えて多過ぎると、Ｃｕ合金層の強度が低下する。
Ｃｕ合金層に含有される無機化合物は、平均粒径を１〜５μｍとすることで、Ｃｕ合金層中のＢｉ相の粗大化を抑制する効果が得られた。これは、次のような理由によるものと考えられる。アトマイズ法にて作製したＣｕ合金粉末の表面には、図２（ａ）の拡大図に示すように、本発明範囲の無機化合物の粒径よりも大きいＢｉ相が存在している。粉末作製工程の一つであるＣｕ合金粉末と無機化合物の混合工程において、１〜５μｍと細かい無機化合物が軟質であるＢｉ相に埋収される。また、上述の通り、帯鋼上にＣｕ合金粉末を散布した場合、図２（ａ）及び図２（ａ’）に示すように、Ｃｕ合金粉末層に多くの隙間が存在している。Ｃｕ合金粉末表面のＢｉ相に無機化合物が埋収されていない場合、１次焼結工程にて昇温すると、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合金粉末同士が十分に接合していない。このため、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、Ｃｕ合金層中のＢｉ相が粗大化してしまう。しかしながら、Ｃｕ合金粉末表面のＢｉ相に無機化合物が埋収されていることで、図２（ｂ）及び図２（ｂ’）に示すように、Ｃｕ合金粉末同士が十分に焼結する温度まで、液相となったＢｉをＣｕ合金粉末内に留めることが可能となる。その結果、図２（ｃ）に示すように、Ｂｉの液相が拡がらなくなり、その後、圧延、焼結を繰返すことにより、図１に示すように、Ｂｉ相を微細に分散させたＣｕ合金層を得ることができる。
このとき、無機化合物の平均粒径が５μｍを超えて大き過ぎると、Ｃｕ合金粉末の表面のＢｉ相に埋収させることが難しくなり、Ｂｉ相を微細化させることが出来ない。また、無機化合物の平均粒径は、細かいほうがＢｉ相の微細化の観点からは好ましいが、１μｍより細かい無機化合物は高価であるため、銅系摺動材料が高価となってしまう。
また、Ｃｕ合金層に含有される無機化合物は、Ｂｉ比重に対して７０〜１３０％の比重とすることで、Ｃｕ合金層中のＢｉ相を微細に分散する効果が得られた。これは、次の理由が考えられる。焼結工程において、Ｃｕ合金粉末中のＢｉは溶解し液相となる。上述の通り、液相となったＢｉは無機化合物と共に存在しており、このときＢｉと比重が近い無機化合物を選定することにより、Ｂｉの液相に無機化合物が凝集することなく分散するため、Ｂｉの液相をＣｕ合金粉末内に留めることが可能となる。上述のメカニズムによってＣｕ合金層中のＢｉを微細化し、良好な耐疲労性を得ることができる。
また、この無機化合物としては、炭化物、窒化物、珪化物、ホウ化物があり、炭化物としてＮｂＣ、Ｍｏ2Ｃ、ＷＣ−ＴｉＣ、ＷＣ−ＴｉＣ−ＴａＣが、窒化物としてＺｒＮ、Ｍｏ2Ｎ、ＮｂＮが、珪化物としてＴａＳｉ2、ＷＳｉ2が、ホウ化物としてＭｏＢ、ＴａＢ2などが使用できる。
このとき、無機化合物の比重がＢｉ比重に対して７０％未満で小さ過ぎると、図３に示すように、無機化合物がＢｉの液相上部に凝集してしまう。また、無機化合物の比重がＢｉ比重に対して１３０％を超えて大き過ぎると、図４に示すように、無機化合物がＢｉの液相から抜け落ちてＣｕ合金層の下部に凝集してしまうため、Ｃｕ合金層中のＢｉ相の粗大化を抑制する効果が少なく、耐疲労性が低下してしまう。
また、Ｃｕ合金層は、無機化合物を０．５〜５質量％含有させることで、Ｃｕ合金層中のＢｉ相の量と無機化合物の量のバランスが良くなるため、Ｃｕ合金層中のＢｉ相の粗大化を抑制する効果が得られた。更に好ましくは、Ｂｉの含有量／無機化合物の含有量を４〜１０にすることで、Ｂｉ相の粗大化をより抑制することができる。
このとき、無機化合物の含有量が０．５質量％未満で少な過ぎると、Ｂｉ相の粗大化を抑制する効果が少なく、良好な耐疲労性を得ることができない。一方、無機化合物の含有量が５質量％を超えて多過ぎると、Ｃｕ合金層中に局部的に無機化合物が凝集し、耐疲労性が低下してしまう。
上述の方法により、Ｃｕ合金層中にＢｉを１０質量％以上含有させながらも、Ｂｉ相の平均粒径を２〜１５μｍと細かく分散させることで、良好な耐疲労性を達成している。
このとき、Ｂｉ相の平均粒径は、より小さい方が好ましいと予想される。本発明に係る実験では、Ｂｉ相の平均粒径が２μｍまでは良好な耐疲労性が得られることを確認できた。また、Ｂｉ相の平均粒径が１５μｍ以上であると、耐疲労性が低下してしまう。
Ｃｕ合金層中のＢｉ相は、等方性を有することで、耐疲労性を向上させている。図５に示すように、本発明では、軸受合金（Ｃｕ合金層）の厚さ方向をＹ軸、それに対して垂直方向をＸ軸とし、各Ｂｉ相のＸ軸方向の平均長さをｘ、Ｙ軸方向の平均長さをｙとし、このｘ／ｙの平均が１〜２となることを等方性と定義する。
上述の通り、焼結工程においてＢｉは液相となる。Ｂｉの液相は、Ｃｕ合金粉末同士が十分に焼結する前に、Ｃｕ合金粉末の表面を伝い流れ出る。このとき、Ｂｉの液相は重力によりＣｕ合金粉末の隙間を伝って、Ｃｕ合金層下部に向かって流れる。その後、Ｂｉの液相同士が繋がるため、Ｃｕ合金層中のＢｉ相はＹ軸方向に長い形状となり易い。しかしながら、無機化合物がＣｕ合金粉末表面のＢｉ相に埋収されていることで、上述のメカニズムにより、Ｂｉの液相をＣｕ合金粉末同士が十分に焼結するまでＣｕ合金粉末中に留めることができる。このため、Ｂｉの液相はＣｕ合金層下部に流れず、Ｃｕ合金層中のＢｉ相が等方性を有する。Ｂｉ相に等方性を持たせることで、Ｂｉ相を起点としたクラックの発生を抑制し、耐疲労性を向上させる。また、等方性の範囲を１〜２とすることで、Ｂｉ相の長軸の方向が軸受の円周方向に発生する引張、圧縮の繰返し荷重と同方向になり、軸受円周方向に対して良好な耐疲労性を有する。
このとき、Ｂｉ相のｘ／ｙの平均が１未満の場合、Ｂｉ相の長軸の方向が軸受円周方向の引張、圧縮の繰返し荷重方向に対して垂直な方向となるため、軸受円周方向に対して耐疲労性が低下してしまう。また、Ｂｉ相のｘ／ｙの平均が２より大きいと、垂直荷重に対して、Ｂｉ相を起点としたクラックが発生し易いため、耐疲労性が低下してしまう。
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合金層に含有される無機化合物をＢｉ比重に対して９０〜１１０％の比重に限定することで、Ｃｕ合金層中のＢｉ相を微細に分散する効果がより顕著になった。これは、無機化合物がＢｉの液相中により均一に分散するようになるため、Ｂｉの液相をＣｕ合金粉末に留める効果が更に高まるからであると推測される。
また、請求項３に係る発明のように、無機化合物としては、炭化物、窒化物、珪化物があり、炭化物としてＭｏ2Ｃ、ＷＣ−ＴｉＣ−ＴａＣが、窒化物としてＭｏ2Ｎが、珪化物としてＴａＳｉ2、ＷＳｉ2などが使用できる。
また、請求項４に係る発明のように、Ｃｕ合金層を強化するため、Ｓｎを０．５〜５質量％含有させてもよい。このとき、Ｃｕ合金層にＳｎを０．５質量％未満含有させても、Ｃｕ合金層の強化が不十分である。また、Ｃｕ合金層に５質量％を超えたＳｎを含有させると、Ｃｕ合金層中のＢｉ相が粗大化してしまう。これは、Ｓｎを含有させたＣｕ合金粉末は、焼結過程でＣｕ合金粉末表面の一部にＣｕ−Ｓｎの液相が発生するが、５質量％を超えたＳｎを含有させると、Ｃｕ−Ｓｎの液相量が多くなり過ぎて、Ｃｕ合金粉末表面で流動する。従って、予めＣｕ合金粉末表面のＢｉ相に埋収させた無機化合物が、Ｃｕ−Ｓｎ液相により流されてしまうため、Ｃｕ合金層中のＢｉ相の粗大化を抑制する効果が低下してしまう。
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、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｐ、Ａｇからなる群の中から少なくとも１種以上を総量で０．１〜１０質量％含有させてもよい。これらの含有量が総量で０．１質量％未満であると、Ｃｕ合金層の強化が不十分となる。また、これらの含有量が総量で１０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。
無機化合物を含有したＣｕ合金層の組織を示す模式図である。 無機化合物を含有したＣｕ合金層の作製工程におけるＢｉ相の粗大化を説明するための図である。 Ｃｕ合金粉末の表面における比重の軽い無機化合物の状態を示す断面図である。 Ｃｕ合金粉末の表面における比重の重い無機化合物の状態を示す断面図である。 Ｂｉ相の等方性（ｘ／ｙ）を説明するためのＣｕ合金層の断面図である。 無機化合物を含有しないＣｕ合金層の組織を示す模式図である。 無機化合物を含有しないＣｕ合金層の作製工程におけるＢｉ相の粗大化を説明するための図である。
本実施形態に係るＢｉを含有したＣｕ合金を用いた実施例１〜１８と比較例１〜１０について、Ｂｉ相の平均粒径を測定するとともに、軸受疲労試験を行った。実施例１〜１８及び比較例１〜１０の組成を表１に示す。実施例１〜１８では、アトマイズ法にて作製したＣｕ合金粉末と、無機化合物を一般的な混合機を用いて混合し、Ｃｕ合金粉末表面のＢｉ相に無機化合物を、表１の成分比率となるように予め埋収させた。そして、混合した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８５０℃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。
Figure 0005058276
比較例１，２では、Ｃｕ合金粉末をメカニカルアロイング法にて、表１の成分比率となるように作製した。そして、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する。なお、焼結工程において、比較例１は７００℃、比較例２は８５０℃の温度条件で焼結を実施した。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。
比較例３〜６，８〜１０では、上述した実施例の作製方法と同手法にて、表１の成分比率となるようにすべり軸受を作製した。また、比較例７では、Ｃｕ合金粉末をアトマイズ法にて、表１の成分比率となるように作製した。そして、上述した実施例の作製方法と同手法にて、すべり軸受を作製した。
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軸受円周方向断面の組成像を２００倍で撮影し、Ｂｉ相の平均粒径を測定した。具体的には、Ｂｉ相の平均粒径は、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、各Ｂｉ相の面積を測定し、それを円と想定した場合の平均直径に換算して求めた。また、Ｂｉ相の等方性指数は、得られた組成像を同解析ソフトを用いて、軸受円周方向断面における厚さ方向の長さをＹ軸とし、それに対して垂直方向の長さをＸ軸とした場合の各Ｂｉ相のＹ軸の長さ（ｙ）とＸ軸の長さ（ｘ）を測定し、それら各長さの平均値の比（ｘ／ｙ）を算出して求めた。
軸受疲労試験の試験条件を表２に示す。実施例１〜１８及び比較例１〜１０は、軸受試験機にて軸受の摺動面に対し垂直方向の動荷重と、軸受の円周方向に引張応力と圧縮応力を繰り返し負荷する条件にて疲労試験を実施した。
Figure 0005058276
実施例１〜１８は、比較例１〜１０に対し、何れも良好な耐疲労性を有している。比較例７と比較し、無機化合物を含有させることで、上述の通り、焼結工程において液相となったＢｉがＣｕ合金粉末同士の焼結が十分に進むまで、Ｃｕ合金粉末中に留まるため、Ｂｉが重力によりＣｕ合金粉末表面を伝い、Ｃｕ合金層下部に流れるのを防ぐ。その結果、Ｃｕ合金層中のＢｉ相の平均粒径が細かくなり、等方性を有している。
実施例１２〜１４は、Ｃｕ合金の成分及び無機化合物の含有量が同じである実施例１，１０，１１と比較し、無機化合物の比重を更にＢｉの比重に近づけることで、Ｃｕ合金層中のＢｉ相の平均粒径が更に細かくなり、耐疲労性が向上している。
実施例１５〜１７は、実施例１と比較し、Ｃｕ合金層にＳｎを含有させることで、Ｃｕ合金層が強化され、実施例１と同程度のＢｉ相の平均粒径及び等方性指数でありながらも、耐疲労性が更に向上している。また、実施例１７からは、Ｃｕ合金層にＳｎを５質量％添加すると、上述のメカニズムにより、Ｂｉ相の平均粒径が大きく、等方性指数も低下することが確認される。この結果より、Ｓｎの含有量は５質量％が最大であると推察される。
実施例１８は、実施例１と比較し、Ｃｕ合金層にＮｉ、Ｆｅ、Ａｇ、Ｐを含有させることで、Ｃｕ合金層が強化され、実施例１と同等程度のＢｉ相の平均粒径及び等方性指数でありながらも、耐疲労性が更に向上している。
比較例１は、実施例１と比較し、Ｂｉ相の平均粒径は細かいが、耐疲労性が劣った結果となっている。これは、焼結温度が７００℃と低く、Ｃｕ合金層と帯鋼との接着が十分でなかったことと、比較例１のＢｉは片状であり、等方性を有さず、片状のＢｉ相の長軸が摺動面に対して平行に配されたため、垂直荷重に対して十分な強度を得られなかったことによる。また、比較例２は、実施例１と比較し、Ｂｉ相の平均粒径が１９．６７μｍと大きくなっている。これは、焼結温度が８５０℃と高いため、Ｃｕ合金粉末同士の焼結が進み過ぎ、メカニカルアロイング粉末を使用したときのＢｉ相を微細化する効果が失われてしまったためである。
比較例３は、平均粒径の大きい無機化合物を含有させているため、粉末混合工程においてＣｕ合金粉末表面のＢｉ相に無機化合物が埋収され難く、その後の焼結工程においてＣｕ合金粉末同士の焼結が十分に進むまで、液相となったＢｉをＣｕ合金粉末表面に留める効果が十分でない。このとき、Ｂｉの液相が重力によりＣｕ合金粉末の隙間を伝い、Ｃｕ合金層下部に流れる。その後、Ｂｉ同士が繋がるため、Ｃｕ合金層中のＢｉ相が粗大化し、その形状はＹ軸方向に長く、等方性を有していない。その結果、耐疲労性が低下している。
比較例４は、Ｂｉを多量に含有しているため、Ｂｉ相の平均粒径が大きく、等方性を有していない。その結果、耐疲労性が低下している。
比較例５は、無機化合物の含有量が十分でないため、Ｃｕ合金層中のＢｉ相の粗大化を抑制する効果が十分でなく、Ｂｉ相が粗大化している。その結果、耐疲労性が低下している。
比較例６は、無機化合物の含有量が多く、Ｃｕ合金層中に無機化合物が局部的に凝集してしまう。その結果、Ｃｕ合金層中のＢｉ相の粒径は細かく、またＢｉ相が等方性を有しているが、耐疲労性が低下している。
比較例７は、無機化合物が含有されていないため、焼結工程において液相となったＢｉをＣｕ合金粉末中に留めることが出来ない。その結果、Ｃｕ合金粉末同士の焼結が十分に進む前に、Ｂｉの液相がＣｕ合金粉末表面から流れ出る。このとき、Ｂｉの液相が重力によりＣｕ合金粉末の隙間を伝い、Ｃｕ合金層下部に流れる。その後、Ｂｉ同士が繋がるため、Ｃｕ合金層中のＢｉ相が粗大化し、その形状はＹ軸方向に長く、等方性を有していない。その結果、耐疲労性が低下している。
比較例８は、Ｂｉに対して比重の小さい無機化合物が含有され、比較例９は、Ｂｉに対して比重の大きい無機化合物が含有されているため、Ｃｕ合金層中のＢｉ相の粗大化を抑制する効果が十分でなく、Ｂｉ相が粗大化している。その結果、耐疲労性が低下している。
比較例１０は、平均粒径が本発明範囲より若干大きい無機化合物を使用し、更にＣｕ相を強化する目的でＳｎを含有している。そのため、混合工程においてＣｕ合金粉末表面のＢｉ相に無機化合物が埋収し難く、その後の焼結工程において液相となったＢｉをＣｕ合金粉末中に留める効果が十分でない。また、Ｓｎを含有させているため、Ｃｕ−Ｓｎの液相量が多く、Ｃｕ合金粉末が流動し易い。その結果、Ｃｕ合金粉末同士が十分に焼結する前に、Ｂｉの液相がＣｕ合金粉末表面から流れ出る。このとき、Ｂｉの液相が重力によりＣｕ合金粉末の隙間を伝い、Ｃｕ合金層下部に向かって流れる。その後、Ｂｉ同士が繋がるため、Ｃｕ合金層中のＢｉ相が粗大化し、その形状はＹ軸方向に長く、等方性を有していない。その結果、耐疲労性が低下している。
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 (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を１０〜３０質量％及び無機化合物を０．５〜５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、
    前記無機化合物は、平均粒径が１〜５μｍで、前記Ｂｉの比重に対して７０〜１３０％の比重であり、
    前記Ｂｉによって前記Ｃｕ合金層中に形成されるＢｉ相は、平均粒径が２〜１５μｍで、前記Ｃｕ合金層中に分散し、且つ当該Ｃｕ合金層の厚さ方向をＹ軸、それに対して垂直方向をＸ軸とし、各Ｂｉ相のＸ軸方向の平均長さをｘ、Ｙ軸方向の平均長さをｙとし、このｘ／ｙの平均が１〜２となる等方性を有していることを特徴とする銅系摺動材料。
  2. 前記無機化合物は、前記Ｂｉの比重に対して９０〜１１０％の比重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. 前記無機化合物は、金属の炭化物、窒化物、珪化物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、さらにＳｎを０．５〜５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、さらにＮｉ、Ｆｅ、Ｐ、Ａｇからなる群の中から少なくとも１種以上を総量で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４のいずれかに記載の銅系摺動材料。
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