WO2016035880A1 - Ｃｕ基焼結軸受及びＣｕ基焼結軸受の製造方法 - Google Patents

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WO2016035880A1
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石井　義成
真一 竹添
丸山　恒夫
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株式会社ダイヤメット
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    • F16C2204/00—Metallic materials; Alloys
    • F16C2204/10—Alloys based on copper

Definitions

  • the present invention relates to a Cu-based sintered bearing and a method for manufacturing a Cu-based sintered bearing.
  • This application claims priority on September 4, 2014 based on Japanese Patent Application No. 2014-180169 for which it applied to Japan, and uses the content here.
  • bearings made of sintered members of various compositions have been employed in automobile internal combustion engines.
  • a Cu-based material is useful for obtaining a low coefficient of friction in a sintered oil-impregnated bearing in which lubricating oil is taken in and lubricated into pores.
  • seizure can be suppressed by using a bearing made of a Cu-based sintered member (Cu-based sintered bearing) for supporting a rotating shaft made of an Fe-based alloy.
  • ferrous and iron-copper sintered members have been used for bearings in applications where high surface pressures due to loads and vibrations act.
  • iron-based and iron-copper-based sintered members have a high coefficient of friction and are not suitable for applications that require high-precision control, such as throttle valve bushes, and ball bearings are used. Therefore, the cost was high.
  • Cu-based sintered member As a bearing that requires high-precision control, it has been desired to employ a Cu-based sintered member as a bearing that requires high-precision control.
  • the Cu-based sintered member include a bronze material, a phosphor bronze material, and a copper nickel material.
  • bronze-based and phosphor-bronze-based materials have low material strength in the first place and cannot be used under conditions where high surface pressure is applied.
  • copper-nickel-based Cu-based sintered members are enhanced in strength by adding a large amount of Ni, and are expected as sintered members that can be applied to parts that require high surface pressure and require high-precision control. ing.
  • Cu—Ni-based Cu-based sintered members there are those disclosed in Patent Document 1 and Patent Document 2.
  • the copper-nickel-based sintered member is higher in strength than bronze-based materials and phosphor-bronze-based materials, there is a concern that the load received as a bearing cannot be supported in high surface pressure applications and wear progresses.
  • the present inventors have intensively studied and found that the material strength is increased by reducing the amount of C from a copper nickel-based sintered member. However, if the amount of C is reduced too much, the dimensional change and deformation during sintering will increase, and the sizing in the subsequent process will not fit within the standard, resulting in poor product yield, reduced productivity, and higher costs. There was a problem.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and an object of the present invention is to provide a Cu-based sintered bearing that can be used under high surface pressure and has a small dimensional change during sintering and high productivity.
  • Cu-based sintered bearings which is an embodiment of the present invention are Ni: 15 mass% to 36 mass%, and Sn: 3 mass% to 13 mass. % Or less, P: 0.05% by mass or more and 0.55% by mass or less, C: 0.02% by mass or more and 4% by mass or less, with the balance being Cu and inevitable impurities, The content of C alloyed with the substrate in the phase grains is 0.02% by mass or more and 0.10% by mass or less.
  • the porosity may be 8% or more and 25% or less.
  • a manufacturing method of a Cu-based sintered bearing which is another embodiment of the present invention is Ni: 15 mass% or more and 36 mass% or less, Sn: 3 mass% or more and 13 mass% or less, P: 0.05 mass% or more and 0.55 mass% or less, C as a sum total: 0.02 mass% or more and 0.10 mass% or less, and the remainder as Cu and inevitable
  • This is a method for manufacturing a Cu-based sintered bearing in which one or more raw material powders containing impurities are mixed, press-molded and then sintered.
  • graphite powder is mixed in addition to the raw material powder, and the total of C contained in the raw material powder and C derived from the graphite powder is 0. It is good also as 0.02 mass% or more and 4 mass% or less.
  • the raw material powder may be Cu—Ni alloy powder, Sn powder, or Cu—P alloy powder.
  • the alloy composition contained in the material is as follows: Ni: 15 mass% to 36 mass%, Sn: 3 mass% to 13 mass%, and P: 0.05 mass% to 0.55 mass. % Or less and C: 0.02 mass% or more and 0.10 mass% or less can provide a Cu-based sintered bearing having high strength and high wear resistance.
  • C alloyed with the base C in the Cu—Ni main phase grains
  • C existing as free graphite in the alloy there are C alloyed with the base (C in the Cu—Ni main phase grains) and C existing as free graphite in the alloy.
  • C alloyed with the substrate is derived from C contained in the raw material Cu—Ni alloy powder.
  • C alloyed with the substrate 0.02 mass% or more and 0.10 mass% or less, the dimensional change rate during sintering can be stabilized.
  • C which is not alloyed with the base material and is dispersed and distributed in the base material as free graphite has an effect of imparting excellent lubricity together with the lubricating oil and improving wear resistance.
  • the perspective view which shows an example of the Cu base sintered bearing which concerns on embodiment.
  • the expanded organization chart of Cu base sintered member which constitutes Cu base sintered bearing concerning an embodiment.
  • FIG. 1 shows a ring-shaped bearing (Cu-based sintered bearing) 1 made of a Cu-based sintered member 10 of the present embodiment.
  • the shaft 2 supported by the bearing 1 is made of, for example, an Fe-based alloy such as stainless steel.
  • the shaft 2 rotates or slides linearly with respect to the bearing 1.
  • the bearing 1 of this embodiment is used for, for example, a control motor such as a throttle or a valve system of an internal combustion engine of an automobile.
  • the load applied to the bearing 1 is also influenced by vibrations from the engine or the like, and the surface pressure may be 15 MPa to 25 MPa, and the rotational speed may be 1000 rpm to 8000 rpm.
  • the Cu-based sintered bearing 1 of the present embodiment has high strength and can be used for a control motor such as a throttle or a valve system of an internal combustion engine of an automobile.
  • FIG. 2 is a schematic diagram of a structure in which a cross section close to the surface of the Cu-based sintered member 10 constituting the Cu-based sintered bearing 1 of this embodiment is observed with an optical microscope. Note that FIG. 2 is a schematic diagram to the last, and shows an enlarged characteristic part.
  • the Cu-based sintered member 10 a plurality of particles (Cu—Ni main phase grains) 11 are integrated with each other through a pore 12 (internal pore 12a and open pore 12b) at the grain boundary portion. And has a structure in which free graphite (C (Free)) 13 is dispersed inside the pores 12. Further, the Cu-based sintered member 10 has a Sn high concentration alloy layer 14 containing Sn at 30 mass% or more inside and on the surface.
  • the particles 11 that are Cu—Ni main phase grains are made of Cu—Ni alloy grains containing Sn, P, and C, and a plurality of particles 11 are sintered to constitute a base of the Cu-based sintered member 10. .
  • excellent wear resistance is ensured because the particles 11 constituting the substrate are Cu—Ni main phase grains.
  • a high lubricating performance is obtained by the lubricating action of the free lubricating graphite 13 having high lubricity distributed in the pores 12 distributed and distributed in the Cu-based sintered member 10.
  • the wear resistance is further improved by the lubricating oil impregnated in the pores 12 of the Cu-based sintered member 10.
  • the Cu-based sintered member 10 contains C contained in the particles 11 in an alloyed state in addition to the above-described free graphite 13. This C is derived from C contained in the raw material Cu—Ni alloy powder. By appropriately containing C in the particles 11, the dimensional change of the sintered body before and after sintering can be stabilized.
  • the Sn high-concentration alloy layer 14 includes inner surfaces of internal pores 12a that are present in the Cu-based sintered member 10, inner surfaces of open pores 12b that are formed open on the surface of the Cu-based sintered member 10, and open pores 12b. It is formed in the vicinity of the opening.
  • the Sn high-concentration alloy layer 14 can improve the corrosion resistance of the Cu-based sintered member 10 to the organic acid. As shown in FIG. 2, the Sn high concentration alloy layer 14 is not formed in the portion where the generation interval between the open pores 12b is wide, and the exposed portion 15 where the particles 11 are exposed is formed. However, such an exposed portion 15 is not formed in the open pores 12b, and the organic acid does not enter the grain boundaries of the particles 11. Therefore, even if the exposed portion 15 is formed, the corrosion resistance against the organic acid can be sufficiently increased.
  • the manufacturing method of the Cu-based sintered bearing 1 will be described in detail later.
  • a raw material powder made of Cu—Ni alloy powder, Sn powder, and Cu—P alloy powder and a predetermined amount of graphite powder are uniformly mixed and pressed. It is obtained by molding and sintering the resulting molded body at 860 ° C. to 970 ° C.
  • the Cu-based sintered bearing 1 has Ni: 15 mass% to 36 mass%, Sn: 3 mass% to 13 mass%, P: 0.05 mass% to 0.55 mass%, and C: It is preferable that 0.02 mass% or more and 4 mass% or less are included, and the remainder consists of Cu and an unavoidable impurity.
  • the particles 11 preferably contain 0.02 mass% or more and 0.10 mass% or less of C.
  • the Cu-based sintered bearing 1 preferably has a porosity of 8% or more and 25% or less. Below, the reason for the preferable range of each composition ratio and porosity of Cu base sintered member 10 which constitutes Cu base sintered bearing 1 is explained.
  • Ni forms a solid solution of Cu, Sn, and P in the particles 11 and has an effect of improving the strength and wear resistance of the Cu-based sintered member 10.
  • the Ni content is preferably 15% by mass or more.
  • Ni is preferably set to 36% by mass or less.
  • the more preferable range of the Ni content is 17.2% by mass to 35.2% by mass.
  • the more preferable range of Ni content is 20.6 mass% to 35.2 mass%.
  • Sn in the particles 11 forms a solid solution with Cu, Ni and P, and has the effect of improving the strength and wear resistance of the Cu-based sintered member 10.
  • the Sn content is preferably 3% by mass or more.
  • Sn is preferably set to 13% by mass or less.
  • the more preferable range of the Sn content is 3.0% by mass to 11.2% by mass.
  • the more preferable range of Sn content is 3.0 mass% to 10.3 mass%.
  • Sn forms a Sn high-concentration alloy layer in the Cu-based sintered member 10 on the inner surfaces of the internal pores 12a and the open pores 12b and around the openings of the open pores 12b.
  • the Sn high concentration alloy layer has an effect of improving the corrosion resistance of the Cu-based sintered member 10.
  • P has an effect of forming a solid solution with Ni or Cu, Ni, and Sn mainly at the grain boundaries of the particles 11 and improving the strength and wear resistance of the Cu-based sintered member 10.
  • the P content is preferably 0.05% by mass or more.
  • Sn is preferably 0.55% by mass or less.
  • the more preferable range of the P content is 0.1% by mass to 0.55% by mass.
  • the more preferable range of P content is 0.2 mass% to 0.4 mass%.
  • ⁇ C content> C exists in the particles 11 and is alloyed with the substrate, and C is present as free graphite 13 in the alloy, and the actions are different.
  • the Cu-based sintered member 10 contains C alloyed with the substrate, C as the free graphite 13, and C as a sum total of 0.02 mass% or more and 4 mass% or less.
  • the more preferable range of the C content is 0.02 mass% to 3 mass%.
  • the more preferable range of the content of C is 1% by mass to 3% by mass.
  • C (Combined) alloyed with substrate 0.02 mass% or more and 0.10 mass% or less>
  • C (Combined) that is in the particles 11 and alloyed with the substrate is derived from C contained in the raw material Cu—Ni alloy powder.
  • Dimensional change during sintering of a green compact consisting of Cu-Ni alloy powder, Sn powder, Cu-P alloy powder, and graphite powder by containing a predetermined amount in Cu-Ni alloy powder, one of the raw material powders Can be stabilized.
  • C contained in the Cu—Ni raw material powder has an effect of suppressing sintering of the raw material powders.
  • the content of C contained in the Cu—Ni raw material powder is less than 0.02 mass%, there is nothing that suppresses the sintering of the raw material powders, so that the sintering is promoted and the size is reduced by the sintering. Too much. Therefore, the content of C contained in the raw material powder is preferably 0.02% by mass or more. Thereby, it is preferable that the content of C inherent in the particles 11 is also 0.02% by mass or more. Moreover, when content of C contained in raw material powder exceeds 0.10 mass%, sintering of raw material powders will not progress easily, and the expansion of the dimension by sintering will become large.
  • the content of C contained in the raw material powder is preferably 0.10% by mass or less.
  • the content of C inherent in the particles 11 is also 0.10% by mass or less.
  • the dimensional change rate before and after sintering can be ⁇ 2% or more and 0% or less.
  • the range of the content of C alloyed with a more preferable substrate is 0.02% by mass to 0.081% by mass.
  • the range of the content of C alloyed with a more preferable substrate is 0.038 mass% to 0.081 mass%.
  • C contained as the free graphite 13 is derived from the graphite powder mixed with the raw material powder.
  • C contained as the free graphite 13 gives excellent lubricity to the Cu-based sintered member 10 together with the lubricating oil, and improves the wear resistance.
  • C contained as the free graphite 13 is present at the grain boundaries of the particles 11, there is a possibility that the bonding between the particles 11 is inhibited and the strength of the Cu-based sintered member 10 is reduced. Therefore, when sufficient lubricity can be obtained with only the lubricating oil, the free graphite 13 does not have to be formed. In this case, no graphite powder is applied when the raw material powder is mixed.
  • C contained as free graphite 13 can improve lubricity, suppressing the fall of the intensity
  • the lower limit value of C contained as free graphite 13 is preferably 0.988% by mass in order to provide a sufficient lubricating function.
  • the range of the content of C contained as more preferable advantageous graphite 13 is 0.988 mass% to 3.787 mass%.
  • the range of the content of C contained as the more preferable advantageous graphite 13 is 1.503 mass% to 3.787 mass%.
  • the Cu-based sintered member 10 is suitably used as a bearing that slides a shaft of an Fe-based alloy.
  • the shaft 2 made of an Fe-based alloy is likely to be seized depending on the material of the bearing 1 (for example, when an Fe-based alloy is used). It is desirable that the bearing 1 is one in which seizure hardly occurs even when the bearing is slid using an Fe-based alloy as a counterpart material.
  • seizure with the shaft made of the Fe-based alloy is less likely to occur.
  • the pores 12 impregnate and store the lubricating oil, and have an effect of increasing the wear resistance of the bearing 1 by supplying the lubricating oil when the bearing 1 slides with the counterpart member (for example, the shaft 2 shown in FIG. 1). . Further, the pores 12 have an effect of relieving a strong impact received on the bearing 1 and remarkably suppressing wear of the bearing 1.
  • the porosity required to obtain the desired wear resistance is 8% or more. Further, when the porosity exceeds 25%, the strength is lowered and the wear resistance is lowered. Therefore, the porosity is preferably 25% or less. Although not necessarily essential, a more preferable porosity range is 10% to 25%. Furthermore, a more preferable porosity range is 15% to 25%.
  • the porosity of the bearing 1 can be measured by the open porosity test method (JPMA M 02-1992) for sintered metal materials of the Japan Powder Metallurgy Industry Association.
  • Cu—Ni alloy powder or Ni—Cu alloy powder, Cu—P alloy powder, Sn powder, and graphite powder having a predetermined average particle diameter in the range of about 10 ⁇ m to 100 ⁇ m are prepared as starting materials. Further, in order to adjust the component composition of Cu and Ni, Cu powder and Ni powder may be further prepared.
  • a lubricant such as zinc stearate is added in an amount of 0.1% to 1.0%, for example, about 0.5%. And uniformly mixing for about several tens of minutes to obtain a mixed powder. In mixing, it is preferable to uniformly disperse using a double cone type mixer, a V type mixer or the like.
  • the mixed powder is stored in a mold and press-molded by applying a pressure of 100 MPa to 700 MPa to obtain a green compact having a desired shape, for example, a ring shape.
  • the green compact is mixed with natural gas and air, and is passed through a heated catalyst, and is decomposed and modified in an endothermic gas atmosphere.
  • the green compact has a predetermined range of 860 ° C. to 970 ° C.
  • Sn and P are particles made of Cu—Ni alloy powder or Ni—Cu alloy. Reacts with particles of powder. For this reason, after sintering, sintering is performed with particles made of Cu—Ni alloy powder or particles made of Ni—Cu alloy powder, and free graphite 13 exists in the pores at the grain boundaries of the sintered particles 11. The structure shown in FIG. 2 is obtained.
  • the raw material powder was blended at the ratio shown in Table 1, and 0.5% zinc stearate was further added and mixed for 20 minutes with a V-type mixer to produce a mixed powder.
  • the mixed powder was stored in a mold and press-molded at a predetermined pressure within a range of 100 MPa to 700 MPa to form a green compact.
  • the green compact was sintered in an endothermic gas (endothermic gas) atmosphere in which natural gas and air were mixed and passed through a heated catalyst for decomposition.
  • the sintering temperature of each sample is shown in Table 1.
  • the obtained sintered body was stored in a mold, and sizing was performed by applying a predetermined pressure within a range of 200 MPa to 700 MPa.
  • the sintered body was impregnated with a lubricating synthetic oil, and the sintered body was impregnated with a lubricating synthetic oil by vacuum immersion treatment.
  • the component composition was determined from the content of metal contained in the raw material powder. Moreover, among the total amount of C contained in each sample, the ratio of C (Free) intervening in the grain boundary as free graphite and C (Combined) contained by alloying inside the particles is as follows. Asked. First, the total amount of C contained in the sintered bearing of the sample was measured by gas analysis. Next, the content of C (Free) contained as free graphite was analyzed according to the method of JIS1211-1995. C (Combined) contained by alloying inside the particles was obtained by subtracting the content of free graphite from the total amount of C.
  • ⁇ Compression test> A load was applied to the sample having a ring shape from the radial direction, and the test load when the sample broke was defined as the crushing strength.
  • the crushing strength is preferably 250 MPa or more.
  • ⁇ Dimensional change rate> The outer diameter of the compact (green compact) is measured in advance before sintering, and sintering is performed.
  • the dimensional change rate is preferably -2% or more and 0% or less.
  • the yield was determined when the inner diameter dimension after sizing was within a predetermined dimensional tolerance.
  • the tolerance width was set to 0.006 mm, and the inner diameter dimension product within the tolerance was regarded as an acceptable product.
  • A, B, C, and D were evaluated based on the ratio of acceptable products to the whole. The evaluation criteria are shown below.
  • C Passed product is 80% or more and less than 90%.
  • D The acceptable product is less than 80%.
  • ⁇ Abrasion resistance test> First, a shaft (shaft) made of S45C and having a diameter of 8 mm was inserted into each sample having a ring shape. Further, a constant load was applied in a direction perpendicular to the axial direction of the shaft, and a load having a surface pressure of 15 MPa was applied in the radial direction of the sample. In this state, the shaft is rotated at 30 m / min. A wear resistance test was conducted by rotating for 100 hours. After the test, the test piece was taken out and the maximum wear depth on the sliding surface with the shaft was measured. This wear test assumes that the sintered bearing is rotated at a high speed with a high surface pressure. The maximum wear depth is preferably 10 ⁇ m or less.
  • the sample of Comparative Example 1 has a low crushing strength and a large maximum wear depth.
  • the sample of Comparative Example 1 has a Ni content of less than 15% by mass. Ni is a component that increases the strength of the Cu-based sintered member. For this reason, it is considered that Comparative Example 1 lacks strength. Moreover, it was confirmed that the sample of Comparative Example 1 has low dimensional stability from the dimensional change rate and the yield.
  • the sample of Comparative Example 2 has a low crushing strength and a large maximum wear depth.
  • the Ni content exceeds 36% by mass.
  • the sinterability is drastically lowered, and the strength and wear resistance are inevitably lowered. For this reason, it is considered that Comparative Example 2 lacked strength.
  • the sample of Comparative Example 3 has a low crushing strength and a large maximum wear depth.
  • the sample of Comparative Example 3 has an Sn content of less than 3% by mass. Sn is a component that increases the strength of the Cu-based sintered member by forming a solid solution with Ni or the like. For this reason, in Comparative Example 3, it is considered that the solid solution was not sufficiently formed and the strength was insufficient.
  • the sample of Comparative Example 3 was confirmed to have low dimensional stability from the dimensional change rate and yield.
  • the sample of Comparative Example 4 has low dimensional stability due to dimensional change rate and yield.
  • the Sn content exceeds 13% by mass. If the Sn content exceeds 13% by mass, the dimensional change during sintering increases, and the dimensional accuracy decreases. In Comparative Example 4, it is considered that the dimensional accuracy was lowered because the Sn content was too large.
  • the sample of Comparative Example 5 has a low crushing strength and a large maximum wear depth.
  • the sample of Comparative Example 5 does not contain P.
  • P is a component that increases the strength of the Cu-based sintered member by forming a solid solution with Ni or the like. For this reason, it is considered that Comparative Example 5 lacks strength.
  • the sample of Comparative Example 6 has low dimensional stability due to dimensional change rate and yield.
  • the P content exceeds 0.55% by mass. If the Sn content exceeds 0.55% by mass, the dimensional change during sintering increases and the dimensional accuracy decreases. In Comparative Example 6, it is considered that the dimensional accuracy was lowered because the Sn content was too large.
  • the sample of Comparative Example 7 was too small in size and resulted in poor yield.
  • C (Combined) contained by alloying in the particles is less than 0.02% by mass.
  • C (Combined) is less than 0.02% by mass, there is nothing that hinders sintering of the raw material powders, so that sintering is promoted, and the size shrinks too much due to the sintering. For this reason, it is considered that the sample of Comparative Example 7 resulted in poor yield.
  • the sample of Comparative Example 8 has a positive dimensional change rate. That is, it was found that the sintered member expanded by sintering. In the sample of Comparative Example 8, C (Combined) contained in the particles by alloying is more than 0.1% by mass. From this result, when C (Combined) exceeded 0.1 mass%, it was confirmed that a dimension will become large by sintering.
  • the sample of Comparative Example 8 has a low crushing strength and a large maximum wear depth. This is presumably because the bonding strength between the particles was reduced because the content of C (Free) intervening in the grain boundary as free graphite was large.

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Abstract

　Ｎｉ：１５質量％以上３６質量％以下と、Ｓｎ：３質量％以上１３質量％以下と、Ｐ：０．０５質量％以上０．５５質量％以下と、総和としてのＣ：０．０２質量％以上４質量％以下とを含み、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、Ｃｕ－Ｎｉ系主相粒内素地と合金化しているＣの含量が０．０２質量％以上０．１０質量％以下であるＣｕ基焼結軸受。

Description

Ｃｕ基焼結軸受及びＣｕ基焼結軸受の製造方法
　本願発明は、Ｃｕ基焼結軸受及びＣｕ基焼結軸受の製造方法に関する。
　本願は、２０１４年９月４日に、日本に出願された特願２０１４－１８０１６９号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　従来から自動車の内燃機関には、様々な組成の焼結部材からなる軸受が採用されている。
　特に、気孔に潤滑油を取り入れて潤滑させる焼結含油軸受では、低い摩擦係数を得るためにはＣｕ基材料が有用であることが知られている。特に、Ｆｅ系合金からなる回転軸の支持に、Ｃｕ基焼結部材からなる軸受（Ｃｕ基焼結軸受）を用いることで焼き付けを抑制できる。
　一方で、負荷や振動などによる高い面圧が作用する用途の軸受には、高い面圧に耐えるために、鉄系や鉄銅系の焼結部材が使用されていた。しかしながら、鉄系や鉄銅系の焼結部材は、摩擦係数が高く、高精度な制御が必要である用途、例えばスロットル弁のブッシュ等に使用することが適しておらず、ボールベアリングが採用されるために、コストが高くなっていた。
　近年、コスト削減など理由に、Ｃｕ基焼結部材をこれらの高精度な制御が必要な軸受として採用することが望まれている。
　Ｃｕ基焼結部材としては、青銅系材やリン青銅系材、銅ニッケル系材がある。これらのうち、青銅系やリン青銅系材は、そもそもの材料強度が低く、高い面圧が加わる条件では使用することが出来ない。一方銅ニッケル系のＣｕ基焼結部材は、Ｎｉを多く配合することで強度が高められており、高い面圧が必要でしかも高精度な制御が必要な部分に適用できる焼結部材として期待されている。
　Ｃｕ－Ｎｉ系のＣｕ基焼結部材としては、特許文献１、特許文献２に開示されたものがある。
日本国特開２００６－１９９９７７号公報（Ａ） 日本国特開２００６－６３３９８号公報（Ａ）
　しかしながら、銅ニッケル系の焼結部材は、青銅系材やリン青銅系材と比較すると高強度ではあるものの、高面圧用途では軸受として受ける負荷を支えきれず摩耗進行の懸念があった。
　本発明者らは鋭意検討により、銅ニッケル系の焼結部材からＣ量を低減させることで、材料強度が高まることを見出した。しかしながら、Ｃ量を低減させ過ぎると焼結時の寸法変化並びに変形が大きくなり、後工程のサイジングで寸法精度が規格内に収まらず製品歩留まりが悪く、生産性低下を招き、コストも高くなるという問題が生じた。
　本願発明は、上記の課題に鑑みなされたものであって、高面圧下で使用可能であり、焼結における寸法変化が小さく生産性の高いＣｕ基焼結軸受の提供を目的とする。
　本願発明の一態様であるＣｕ基焼結軸受（以下、「本願発明のＣｕ基焼結実受」と称する）は、Ｎｉ：１５質量％以上３６質量％以下と、Ｓｎ：３質量％以上１３質量％以下と、Ｐ：０．０５質量％以上０．５５質量％以下と、Ｃ：０．０２質量％以上４質量％以下とを含み、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、Ｃｕ－Ｎｉ系主相粒内で素地と合金化しているＣの含有量が０．０２質量％以上０．１０質量％以下である。
　また、本願発明のＣｕ基焼結軸受においては、気孔率が８％以上２５％以下であっても良い。
　本願発明の他態様であるＣｕ基焼結軸受の製造方法（以下、「本願発明のＣｕ基焼結軸受の製造方法」と称する）は、Ｎｉ：１５質量％以上３６質量％以下と、Ｓｎ：３質量％以上１３質量％以下と、Ｐ：０．０５質量％以上０．５５質量％以下と、総和としてのＣ：０．０２質量％以上０．１０質量％以下と、残部としてＣｕ及び不可避不純物と、を含む１種又は２種以上の原料粉末を混合し、プレス成形した後に焼結するＣｕ基焼結軸受の製造方法である。
　また、本願発明のＣｕ基焼結軸受の製造方法においては、前記原料粉末に加えて、黒鉛粉末を混合し、前記原料粉末に含まれるＣと前記黒鉛粉末に由来するＣとの総和が、０．０２質量％以上４質量％以下としても良い。
　また、本願発明のＣｕ基焼結軸受の製造方法においては、前記原料粉末が、Ｃｕ－Ｎｉ合金粉末、Ｓｎ粉末、Ｃｕ－Ｐ合金粉末であっても良い。
　本願発明によれば、材料に含まれる合金組成を、Ｎｉ：１５質量％以上３６質量％以下と、Ｓｎ：３質量％以上１３質量％以下と、Ｐ：０．０５質量％以上０．５５質量％以下と、Ｃ：０．０２質量％以上０．１０質量％以下とすることで、強度及び耐摩耗性が高いＣｕ基焼結軸受を提供できる。
　また、本願発明のＣｕ基焼結軸受によれば、素地と合金化しているＣ（Ｃｕ－Ｎｉ系主相粒内のＣ）と、合金中に遊離黒鉛として存在しているＣと、がある。
　素地と合金化しているＣは、原料のＣｕ－Ｎｉ合金粉末中に含有されるＣに由来するものである。素地と合金化しているＣを０．０２質量％以上０．１０質量％以下とすることで、焼結時の寸法変化率を安定させることができる。
　一方、素地と合金化せず遊離黒鉛として素地中に分散分布しているＣは、潤滑油と共に優れた潤滑性を付与し、耐摩耗性を向上させる効果がある。
実施形態に係るＣｕ基焼結軸受の一例を示す斜視図。 実施形態に係るＣｕ基焼結軸受を構成するＣｕ基焼結部材の拡大組織図。
　以下に本願発明の一実施形態について説明するが、本願発明は以下に説明する実施形態に限定されるものではない。なお、以下の説明で用いる図面は、特徴をわかりやすくするために、便宜上特徴となる部分を拡大して示している場合があり、各構成要素の寸法比率などが実際と同じであるとは限らない。
　図１は、本実施形態のＣｕ基焼結部材１０からなるリング状の軸受（Ｃｕ基焼結軸受）１を示す。また、軸受１が支持する軸２は、例えばステンレス鋼等のＦｅ系合金が用いられる。軸２は、軸受１に対して回転摺動、又は直線摺動する。
　本実施形態の軸受１は、例えば、自動車の内燃機関のスロットルや動弁系等の制御モーターに用いられる。このような用途において、軸受１に加わる負荷はエンジン等からの振動も加わり、面圧１５ＭＰａ～２５ＭＰａ、回転数は、１０００ｒｐｍ～８０００ｒｐｍとなる場合がある。このような高負荷、高回転数の用途において、従来のＣｕ基焼結軸受は、強度が十分でなく、異常摩耗が起こる場合があり、信頼性が十分でなかった。本実施形態のＣｕ基焼結軸受１は、強度が高く自動車の内燃機関のスロットルや動弁系等の制御用モーターに使用可能である。
　図２は、本実施形態のＣｕ基焼結軸受１を構成するＣｕ基焼結部材１０の表面に近い断面を光学顕微鏡により観察した組織の模式図である。なお、図２は、あくまで模式図であり、特徴となる部分を拡大して示したものである。
　図２に示すように、Ｃｕ基焼結部材１０は、複数の粒子（Ｃｕ－Ｎｉ系主相粒）１１が粒界部分に気孔１２（内在気孔１２ａ及び開気孔１２ｂ）を介し焼結により一体化され、気孔１２の内部に遊離黒鉛（Ｃ（Ｆｒｅｅ））１３が分散された構造を有している。
　また、Ｃｕ基焼結部材１０は、内部及び表面にＳｎを３０質量％以上含有するＳｎ高濃度合金層１４を有している。
　Ｃｕ－Ｎｉ系主相粒である粒子１１は、Ｓｎ、Ｐ、Ｃを含むＣｕ－Ｎｉ合金粒からなり、複数の粒子１１が焼結されてＣｕ基焼結部材１０の素地を構成している。
　Ｃｕ基焼結部材１０は、素地を構成する粒子１１が、Ｃｕ－Ｎｉ系主相粒であることによって優れた耐摩耗性が確保される。
　また、Ｃｕ基焼結部材１０に分散分布された気孔１２内に分布する潤滑性の高い遊離黒鉛１３の潤滑作用により高い潤滑性能が得られる。加えて、Ｃｕ基焼結部材１０の気孔１２に含浸された潤滑油によって、耐摩耗性の一段の向上が図られる。
　Ｃｕ基焼結部材１０は、上述した遊離黒鉛１３の他に、粒子１１内に合金化した状態で含まれるＣを含む。このＣは、原料のＣｕ－Ｎｉ合金粉末中に含有されるＣに由来するものである。粒子１１内にＣを適度に含有させることで、焼結前後の焼結体の寸法変化を安定させることができる。
　Ｓｎ高濃度合金層１４は、Ｃｕ基焼結部材１０に内在する内在気孔１２ａの内面、Ｃｕ基焼結部材１０の表面に開放されて形成されている開気孔１２ｂの内面、並びに開気孔１２ｂの開口部近傍に形成されている。Ｓｎ高濃度合金層１４は、Ｃｕ基焼結部材１０の有機酸に対する耐食性を高めることができる。
　なお、図２に示すように、開気孔１２ｂ同士の生成間隔が広い部分ではＳｎ高濃度合金層１４が形成されず粒子１１が露出する露出部１５が形成される。しかしながら、このような露出部１５は、開気孔１２ｂに形成されることはなく、粒子１１の粒界に有機酸が浸入することがない。したがって、露出部１５が形成されていても、有機酸に対する耐食性を十分に高めることができる。
　Ｃｕ基焼結軸受１の製造方法は後に詳述するが、一例として、Ｃｕ－Ｎｉ合金粉末、Ｓｎ粉末、並びにＣｕ－Ｐ合金粉末からなる原料粉末と、黒鉛粉末を所定量均一混合してプレス成形し、得られた成形体を８６０℃～９７０℃で焼結することにより得られる。
　Ｃｕ基焼結軸受１は、Ｎｉ：１５質量％以上３６質量％以下と、Ｓｎ：３質量％以上１３質量％以下と、Ｐ：０．０５質量％以上０．５５質量％以下と、Ｃ：０．０２質量％以上４質量％以下とを含み、残部がＣｕ及び不可避不純物からなることが好ましい。また、粒子１１内には、０．０２質量％以上０．１０質量％以下のＣを含むことが好ましい。また、Ｃｕ基焼結軸受１は、気孔率が８％以上２５％以下であることが好ましい。
　以下に、Ｃｕ基焼結軸受１を構成するＣｕ基焼結部材１０の各組成比及び気孔率の好ましい範囲の理由について説明する。
　＜Ｎｉ：１５質量％以上３６質量％以下＞
　Ｎｉは、粒子１１において、Ｃｕ、Ｓｎ及びＰと素地の固溶体を形成し、Ｃｕ基焼結部材１０の強度ならびに耐摩耗性を向上させる効果がある。
　所望の強度ならびに耐摩耗性を得るために、Ｎｉの含有量は、１５質量％以上とすることが好ましい。
　また、Ｎｉの含有量が３６質量％を超えると焼結性が急激に低下し、強度並びに耐摩耗性の低下が避けられなくなる。したがって、Ｎｉは、３６質量％以下とすることが好ましい。
　必ずしも必須な構成ではないが、より好ましいＮｉの含有量の範囲は１７．２質量％から３５．２質量％である。さらに、より好ましいＮｉの含有量の範囲は２０．６質量％から３５．２質量％である。
　＜Ｓｎ：３質量％以上１３質量％以下＞
　Ｓｎは、粒子１１において、Ｃｕ、Ｎｉ及びＰと固溶体を形成し、Ｃｕ基焼結部材１０の強度ならびに耐摩耗性を向上させる効果がある。
　所望の強度ならびに耐摩耗性を得るために、Ｓｎの含有量は、３質量％以上とすることが好ましい。
　また、Ｓｎの含有量が１３質量％を超えると、焼結時の寸法変化が大きくなり、寸法精度が低下する。したがって、Ｓｎは、１３質量％以下とすることが好ましい。
　必ずしも必須な構成ではないが、より好ましいＳｎの含有量の範囲は３．０質量％から１１．２質量％である。さらに、より好ましいＳｎの含有量の範囲は３．０質量％から１０．３質量％である。
　また、Ｓｎは、Ｃｕ基焼結部材１０において、内在気孔１２ａ及び開気孔１２ｂの内面、並びに開気孔１２ｂ開口部周辺に、Ｓｎ高濃度合金層を形成させる。Ｓｎ高濃度合金層は、Ｃｕ基焼結部材１０の耐食性を向上させる効果がある。
　＜Ｐ：０．０５質量％以上０．５５質量％以下＞
　Ｐは、主に粒子１１の粒界において、ＮｉあるいはＣｕ、Ｎｉ及びＳｎと固溶体を形成し、Ｃｕ基焼結部材１０の強度ならびに耐摩耗性を向上させる効果がある。
　所望の強度並びに耐摩耗性を得るために、Ｐの含有量は、０．０５質量％以上とすることが好ましい。
　また、Ｐの含有量が０．５５質量％を超えると、焼結時の寸法変化が大きくなり、寸法精度が低下する。したがって、Ｓｎは、０．５５質量％以下とすることが好ましい。
　必ずしも必須な構成ではないが、より好ましいＰの含有量の範囲は０．１質量％から０．５５質量％である。さらに、より好ましいＰの含有量の範囲は０．２質量％から０．４質量％である。
　＜Ｃの含有量＞
　Ｃは、粒子１１に内在し素地と合金化しているＣと、合金中に遊離黒鉛１３として存在しているＣと、があり、それぞれ作用が異なる。
　Ｃｕ基焼結部材１０は、素地と合金化しているＣと、遊離黒鉛１３としてのＣと、その総和として、０．０２質量％以上４質量％以下とのＣを含んでいる。
　必ずしも必須な構成ではないが、より好ましいＣの含有量の範囲は０．０２質量％から３質量％である。さらに、より好ましいＣの含有量の範囲は１質量％から３質量％である。
　＜素地と合金化しているＣ（Ｃｏｍｂｉｎｅｄ）：０．０２質量％以上０．１０質量％以下＞
　粒子１１に内在し素地と合金化しているＣ（Ｃｏｍｂｉｎｅｄ）は、原料のＣｕ－Ｎｉ合金粉末中に含有されるＣに由来するものである。原料粉末の一つであるＣｕ－Ｎｉ合金粉末中に所定量含有させることで、Ｃｕ－Ｎｉ合金粉末、Ｓｎ粉末、Ｃｕ－Ｐ合金粉末、黒鉛粉末からなる圧粉体の焼結時の寸法変化を安定させることができる。
　Ｃｕ－Ｎｉ原料粉末中に含有されるＣは、原料粉末同士の焼結を抑制する効果がある。
　Ｃｕ－Ｎｉ原料粉末中に含まれるＣの含有量が０．０２質量％未満であると、原料粉末同士の焼結を抑制するものがないために焼結が促進され、焼結によって寸法が縮みすぎてしまう。したがって、原料粉末中に含まれるＣの含有量は、０．０２質量％以上とすることが好ましい。また、これにより、粒子１１に内在するＣの含有量も、０．０２質量％以上となっていることが好ましい。
　また、原料粉末中に含まれるＣの含有量が０．１０質量％を超えると、原料粉末同士の焼結がいっそう進みにくくなり、焼結による寸法の拡大が大きくなる。したがって、原料粉末中に含まれるＣの含有量は、０．１０質量％以下とすることが好ましい。また、これにより、粒子１１に内在するＣの含有量も、０．１０質量％以下となっていることが好ましい。
　素地と合金化しているＣの含有量を０．０２質量％以上０．１０質量％以下とすることで、焼結前後における寸法の変化率を－２％以上０％以下とすることができる。
　必ずしも必須な構成ではないが、より好ましい素地と合金化しているＣの含有量の範囲は０．０２質量％から０．０８１質量％である。さらに、より好ましい素地と合金化しているＣの含有量の範囲は０．０３８質量％から０．０８１質量％である。
　＜遊離黒鉛としてのＣ（Ｆｒｅｅ）：４質量％以下＞
　遊離黒鉛１３として含まれるＣは、原料粉末と共に混合する黒鉛粉末に由来する。遊離黒鉛１３として含まれるＣは、潤滑油と共にＣｕ基焼結部材１０に優れた潤滑性を付与し、耐摩耗性を向上させる。しかしながら、遊離黒鉛１３として含まれるＣは、粒子１１の粒界に介在するため、粒子１１同士の結合を阻害して、Ｃｕ基焼結部材１０の強度を低下させる虞がある。したがって、潤滑油のみで十分な潤滑性が得られる場合には、遊離黒鉛１３を形成しなくても良い。この場合は、原料粉末の混合時に黒鉛粉末を付与しない。
　また、遊離黒鉛１３として含まれるＣは、４質量％以下とすることでＣｕ基焼結部材１０の強度及び耐摩耗性の低下を最低限度に抑制しつつ、潤滑性を高めることができる。
　必ずしも必須な構成ではないが、遊離黒鉛１３として含まれるＣの下限値としては、十分な潤滑機能を付与するために０．９８８質量％とすることが好ましい。
　必ずしも必須な構成ではないが、より好ましい有利黒鉛１３として含まれるＣの含有量の範囲は０．９８８質量％から３．７８７質量％である。さらに、より好ましい有利黒鉛１３として含まれるＣの含有量の範囲は１．５０３質量％から３．７８７質量％である。
　＜残部Ｃｕ＞
　Ｃｕ基焼結部材１０は、Ｆｅ系合金の軸を摺動させる軸受として好適に用いられる。
　Ｆｅ系合金からなる軸２は、軸受１の材質（例えばＦｅ系合金を採用した場合等）によっては、焼き付きが起こりやすくなる。軸受１は、Ｆｅ系合金を相手材として摺動した場合であっても、焼き付きが起こりにくいものであることが望まれる。
　軸受１として、Ｃｕが支配的な組成であるＣｕ基焼結部材１０を用いることで、Ｆｅ系合金からなる軸との焼き付きが生じにくくなる。
　＜気孔率：８％～２５％＞
　気孔１２は、潤滑油を含浸、貯留し、軸受１が相手部材（例えば図１に示す軸２）と摺動する際に潤滑油を供給することで軸受１の耐摩耗性を高める作用がある。また、気孔１２は、軸受１に受ける強い衝撃等を緩和し、軸受１の摩耗を著しく抑制する作用がある。
　所望の耐摩耗性を得るために必要な気孔率は８％以上である。
　また、気孔率が２５％を超えると強度が低下し耐摩耗性が低下するため、気孔率は２５％以下とすることが好ましい。
　必ずしも必須な構成ではないが、より好ましい気孔率の範囲は１０％から２５％である。さらに、より好ましい気孔率の範囲は１５％から２５％である。
　軸受１の気孔率は、日本粉末冶金工業会の焼結金属材料の解放気孔率試験方法（ＪＰＭＡ　Ｍ　０２－１９９２）により測定する事が出来る。
　＜Ｃｕ基焼結軸受の製造手順＞
　以下に、本実施形態のＣｕ基焼結軸受１の製造手順を説明する。
　まず、出発材料として１０μｍ～１００μｍ程度の範囲内の所定の平均粒径を有するＣｕ－Ｎｉ合金粉末あるいはＮｉ－Ｃｕ合金粉末、Ｃｕ－Ｐ合金粉末、Ｓｎ粉末、黒鉛粉末を用意する。また、Ｃｕ及びＮｉの成分組成を調整するために、さらにＣｕ粉末、Ｎｉ粉末を用意しても良い。
　次に、これらの各粉末を最終目的の組成比となるように混合した後、ステアリン酸亜鉛などの潤滑剤を０．１％～１．０％、例えば０．５％程度添加し、混合機で数１０分程度均一混合し、混合粉末を得る。混合に際しては、ダブルコーン型混合機、Ｖ型混合器等を用いて均一に分散させることが好ましい。
　次いで、混合粉末を金型に格納し、１００ＭＰａ～７００ＭＰａの圧力を加えプレス成形し、目的の形状、例えばリング状の圧粉体を得る。
　この圧粉体に対し、例えば、天然ガスと空気を混合し、加熱した触媒に通すことで分解変性させたエンドサーミックガス（endothermic gas）雰囲気中において、８６０℃～９７０℃の範囲内の所定の温度で焼結し、さらにサイジングを行うことで、目的の形状の軸受１を得ることができる。
　焼結時、低融点であるＳｎ（融点約２３２℃）やＣｕ－Ｐ（融点約７１８℃）は、焼結時に溶融し、ＳｎやＰはＣｕ－Ｎｉ合金粉末からなる粒子あるいはＮｉ－Ｃｕ合金粉末からなる粒子と反応する。このため、焼結後は、Ｃｕ－Ｎｉ合金粉末からなる粒子あるいはＮｉ－Ｃｕ合金粉末からなる粒子による焼結がなされ、焼結後の粒子１１の粒界の気孔部分に遊離黒鉛１３が存在する図２に示す組織が得られる。
　なお、Ｃｕ－Ｎｉ合金粉末あるいはＮｉ－Ｃｕ合金粉末を製造する場合、合金溶湯から急冷して粉末化するアトマイズ法を用いるが、るつぼ内に合金溶湯を収容してノズルから外部に噴射して急冷する場合、脱酸等の目的でＣを混合することがあるが、ここではＣの不純物としての影響が大きいので、脱酸用に添加するＣ量を調節することで、これらの合金粉末に含まれるＣ量を制御できる。
　以下、実施例を示して本願発明をさらに詳細に説明するが、本願発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　＜試料の作製＞
　まず、原料粉末として、Ｃｕ－Ｎｉ合金粉末（粒径－１００メッシュ）、Ｃｕ－Ｐ合金粉末（粒径－２００メッシュの）、黒鉛粉末（粒径－１５０メッシュ）、Ｓｎ粉末（粒径－２５０メッシュ）、並びにＮｉ粉末（平均粒径４μｍ）を用意する。なお、Ｃｕ－Ｎｉ合金粉末中のＮｉの含有割合、及びＣｕ－Ｐ合金粉末中のＰの含有割合は、質量％として表１に示す。
　次に、原料粉末を、表１に示す比率で配合し、さらにステアリン酸亜鉛０．５％を加えてＶ型混合機で２０分間混合し混合粉末を生成した。
　次に、混合粉末を金型に格納し、１００ＭＰａ～７００ＭＰａ範囲内の所定の圧力でプレス成形して圧粉体を形成した。
　次に、この圧粉体を天然ガスと空気を混合し、加熱した触媒に通すことで分解変成させたエンドサーミックガス（吸熱型ガス）雰囲気中で焼結した。各試料の焼結温度は表１に示す。
　次に、得られた焼結体を金型に格納し、２００ＭＰａ～７００ＭＰａ範囲内の所定の圧力を加えてサイジングを行った。
　次に、焼結体を潤滑用の合成油に含浸させ、真空浸油処理にて焼結体内に潤滑用の合成油を含浸させた。
　以上の工程により、外径：１８ｍｍ×内径：８ｍｍ×高さ：４ｍｍの寸法を有する実施例１～実施例１９、並びに比較例１～比較例８のリング状のＣｕ基焼結軸受を作製した。
　下段の表１に、各試料の作製時における各種パラメータをまとめた。
　次に、各試料の成分組成、気孔率、圧環試験の結果としての圧環強さ、焼結前後の寸法変化率、歩留まり、並びに摩耗試験結果としての最大摩耗深さを測定した下段の表２にまとめた。なお、表２の成分組成において、Ｃ（Ｆｒｅｅ）の列は、遊離黒鉛として粒界に介在するＣの質量％を表す。また、Ｃ（Ｃｏｍｂｉｎｅｄ）の列は、粒子の内部に合金化して含まれるＣの質量％を表す。さらに、Ｃ（総量）とは、Ｃ（Ｆｒｅｅ）及びＣ（Ｃｏｍｂｉｎｅｄ）として試料に含まれるＣの質量％の総量を表す。
　各測定方法について、以下に説明する。
　＜成分組成＞
　成分組成は、原料粉末に含まれる金属の含有量から求めた。
　また、各試料に含まれるＣの総量のうち、遊離黒鉛として粒界に介在するＣ（Ｆｒｅｅ）と、粒子の内部に合金化して含まれるＣ（Ｃｏｍｂｉｎｅｄ）と、の比率は、以下の方法で求めた。
　まず、試料の焼結軸受に含まれるＣの総量をガス分析法により測定した。次いで、遊離黒鉛として含まれるＣ（Ｆｒｅｅ）の含有量の分析をＪＩＳ１２１１－１９９５の方法に準じて行った。粒子の内部に合金化して含まれるＣ（Ｃｏｍｂｉｎｅｄ）は、Ｃの総量から遊離黒鉛の含有量を差し引いて求めた。
　＜気孔率＞
　気孔率は、焼結金属材料の解放気孔率試験方法ＪＰＭＡ Ｍ 02-1992に準じて測定した。
　＜圧環試験＞
　リング形状を有する試料に半径方向から荷重を加え、試料が破壊した時の試験荷重を圧環強さとした。
　圧環強さは２５０ＭＰａ以上であることが好ましい。
　＜寸法変化率＞
　成形体（圧粉体）の外径寸法を焼結前にあらかじめ測定し、焼結を実施する。焼結後の焼結体（焼結摺動材）の寸法を測定し、焼結前後での寸法変化率を計算にて求めた。
　寸法変化率は、－２％以上０％以下とすることが好ましい。
　＜歩留まり＞
　同一条件で作製した５０個の試料に対し、サイジング後の内径寸法が所定の寸法公差内外で歩留まりを判定した。公差巾を０．００６ｍｍとして、公差内の内径寸法製品を合格品とした。さらに、全体に対する合格品の割合に基づき、Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄの評価を行った。評価基準を以下に示す。
Ａ：合格品が９５％以上。Ｂ：合格品が９０％以上、９５％未満。
Ｃ：合格品が８０％以上、９０％未満。
Ｄ：合格品が８０％未満。
　＜耐摩耗試験＞
　まず、リング形状を有する各試料に、Ｓ４５Ｃからなりφ８ｍｍのシャフト（軸）を挿入した。さらに、シャフトの軸方向に対して直角方向に一定の荷重を加えて、試料の半径方向に面圧１５ＭＰａの負荷を与えた。この状態で、シャフトを３０ｍ／ｍｉｎ．で１００時間回転させる耐摩耗試験を行った。試験終了後に、試験片を取り出し、シャフトとの摺動面における最大摩耗深さを測定した。
　なお、この摩耗試験は、焼結軸受を高面圧で高速回転させることを想定したものである。
　最大摩耗深さは１０μｍ以下であることが好ましい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　＜考察＞
　表２から、実施例１～実施例１９の試料は、圧環強さ、寸法変化率、歩留まり、最大摩耗深さ、ともに好ましい範囲となった。
　これに対して、比較例１の試料は、圧環強さが低く、最大摩耗深さが大きくなっている。比較例１の試料は、Ｎｉの含有量が１５質量％未満である。Ｎｉは、Ｃｕ基焼結部材の強度を高める成分である。このため、比較例１は、強度が不足したものと考えられる。また、比較例１の試料は、寸法変化率及び歩留まりから、寸法の安定性が低いことが確認された。
　比較例２の試料は、圧環強さが低く、最大摩耗深さが大きくなっている。比較例２の試料は、Ｎｉの含有量が３６質量％を超えている。Ｎｉは、その含有量が３６質量％を超えると焼結性が急激に低下し、強度並びに耐摩耗性の低下が避けられなくなる。このため、比較例２は、強度が不足したと考えられる。
　比較例３の試料は、圧環強さが低く、最大摩耗深さが大きくなっている。比較例３の試料は、Ｓｎの含有量が３質量％未満である。Ｓｎは、Ｎｉ等と共に固溶体を形成してＣｕ基焼結部材の強度を高める成分である。このため、比較例３は、固溶体が十分に形成されず強度が不足したものと考えられる。また、比較例３の試料は、寸法変化率及び歩留まりから、寸法の安定性が低いことが確認された。
　比較例４の試料は、寸法変化率及び歩留まりから寸法の安定性が低い。比較例４の試料は、Ｓｎの含有量が１３質量％を超えている。Ｓｎの含有量が１３質量％を超えると、焼結時の寸法変化が大きくなり、寸法精度が低下する。比較例４は、Ｓｎの含有量が多すぎるために、寸法精度が低下したものと考えられる。
　比較例５の試料は、圧環強さが低く、最大摩耗深さが大きくなっている。比較例５の試料は、Ｐが含まれていない。Ｐは、Ｎｉ等と共に固溶体を形成してＣｕ基焼結部材の強度を高める成分である。このため、比較例５は、強度が不足したものと考えられる。
　比較例６の試料は、寸法変化率及び歩留まりから寸法の安定性が低い。比較例６の試料は、Ｐの含有量が０．５５質量％を超えている。Ｓｎの含有量が０．５５質量％を超えると、焼結時の寸法変化が大きくなり、寸法精度が低下する。比較例６は、Ｓｎの含有量が多すぎるために、寸法精度が低下したものと考えられる。
　比較例７の試料は、寸法が小さくなりすぎて、歩留まりが悪いという結果となった。比較例７の試料は、粒子の内部に合金化して含まれるＣ（Ｃｏｍｂｉｎｅｄ）が、０．０２質量％より少ない。Ｃ（Ｃｏｍｂｉｎｅｄ）が、０．０２質量％未満であると、原料粉末同士の焼結を阻害するものがないために焼結が促進され、焼結によって寸法が縮みすぎてしまう。このため比較例７の試料は、歩留まりが悪いという結果となったと考えられる。
　比較例８の試料は、寸法変化率が正の値となっている。即ち、焼結によって焼結部材が膨張したことが分かった。比較例８の試料は、粒子の内部に合金化して含まれるＣ（Ｃｏｍｂｉｎｅｄ）が、０．１質量％より多い。この結果から、Ｃ（Ｃｏｍｂｉｎｅｄ）が、０．１質量％を超えていると、焼結によって寸法が大きくなってしまうことが確認された。また、比較例８の試料は、圧環強さが低く、最大摩耗深さが大きくなっている。これは、遊離黒鉛として粒界に介在するＣ（Ｆｒｅｅ）の含有量が多いため、粒子同士の結合力が低下したためと考えられる。
　以上に、本願発明の実施形態及び実施例を説明したが、実施形態及び実施例における各構成及びそれらの組み合わせ等は一例であり、本願発明の趣旨から逸脱しない範囲内で、構成の付加、省略、置換、及びその他の変更が可能である。また、本願発明は実施形態及び実施例によって限定されることはない。
　強度及び耐摩耗性が高く、かつ寸法精度も高いＣｕ基焼結軸受を提供することができる。
　１　　軸受（Ｃｕ基焼結軸受）
　２　　軸
　１０　　Ｃｕ基焼結部材
　１１　　粒子（Ｃｕ－Ｎｉ系主相粒）
　１２　　気孔
　１２ａ　　内在気孔
　１２ｂ　　開気孔
　１３　　遊離黒鉛
　１４　　Ｓｎ高濃度合金層
　１５　　露出部

Claims (19)

  1. 　Ｎｉ：１５質量％以上３６質量％以下と、Ｓｎ：３質量％以上１３質量％以下と、Ｐ：０．０５質量％以上０．５５質量％以下と、総和としてのＣ：０．０２質量％以上４質量％以下とを含み、残部がＣｕ及び不可避不純物からなり、
    　Ｃｕ－Ｎｉ系主相粒内で素地と合金化しているＣの含有量が０．０２質量％以上０．１０質量％以下であるＣｕ基焼結軸受。
  2. 　前記Ｎｉの含有量が１７．２質量％以上３５．２質量％以下である請求項１に記載のＣｕ基焼結軸受。
  3. 　前記Ｎｉの含有量が２０．６質量％以上３５．２質量％以下である請求項１に記載のＣｕ基焼結軸受。
  4. 　前記Ｓｎの含有量が３．０質量％以上１１．２質量％以下である請求項１に記載のＣｕ基焼結軸受。
  5. 　前記Ｓｎの含有量が３．０質量％以上１０．３質量％以下である請求項１に記載のＣｕ基焼結軸受。
  6. 　前記Ｐの含有量が０．１質量％以上０．５５質量％以下である請求項１に記載のＣｕ基焼結軸受。
  7. 　前記Ｐの含有量が０．２質量％以上０．４質量％以下である請求項１に記載のＣｕ基焼結軸受。
  8. 　前記総和としてのＣの含有量が０．０２質量％以上３質量％以下である請求項１に記載のＣｕ基焼結軸受。
  9. 　前記総和としてのＣの含有量が１質量％以上３質量％以下である請求項１に記載のＣｕ基焼結軸受。
  10. 　前記合金化しているＣの含有量が０．０２質量％以上０．０８１質量％以下である請求項１に記載のＣｕ基焼結軸受。
  11. 　前記合金化しているＣの含有量が０．０３８質量％以上０．０８１質量％以下である請求項１に記載のＣｕ基焼結軸受。
  12. 　前記Ｃｕ－Ｎｉ系主相粒間の粒界に存在する遊離黒鉛としてのＣの含有量が４質量％以下である請求項１に記載のＣｕ基焼結軸受。
  13. 　前記Ｃｕ－Ｎｉ系主相粒間の粒界に存在する遊離黒鉛としてのＣの含有量が０．９８８質量％以上４質量％以下である請求項１に記載のＣｕ基焼結軸受。
  14. 　前記Ｃｕ－Ｎｉ系主相粒間の粒界に存在する遊離黒鉛としてのＣの含有量が０．９８８質量％以上３．７８７質量％以下である請求項１に記載のＣｕ基焼結軸受。
  15. 　気孔率が８％以上２５％以下である請求項１に記載のＣｕ基焼結軸受。
  16. 　気孔率が１０％以上２５％以下である請求項１に記載のＣｕ基焼結軸受。
  17. 　Ｎｉ：１５質量％以上３６質量％以下と、Ｓｎ：３質量％以上１３質量％以下と、Ｐ：０．０５質量％以上０．５５質量％以下と、Ｃ：０．０２質量％以上０．１０質量％以下と、残部としてＣｕ及び不可避不純物と、を含む１種又は２種以上の原料粉末を混合し、プレス成形した後に焼結するＣｕ基焼結軸受の製造方法。
  18. 　前記原料粉末に加えて、黒鉛粉末を混合し、
    　前記原料粉末に含まれるＣと前記黒鉛粉末に由来するＣとの総和が、０．０２質量％以上４質量％以下とする請求項１７に記載のＣｕ基焼結軸受の製造方法。
  19. 　前記原料粉末が、Ｃｕ－Ｎｉ合金粉末、Ｓｎ粉末、Ｃｕ－Ｐ合金粉末である、請求項１７又は１８に記載のＣｕ基焼結軸受の製造方法。
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