JP2012207277A - 銅系摺動材料 - Google Patents

Abstract

【課題】 連続焼結法にて作製されるＣｕ合金層中のＢｉ粒の粗大化を抑制し、耐疲労性及び耐焼付性に優れた銅系摺動材料を提供する。
【解決手段】 Ｃｕ合金層に含有させるＢｉとＳｎの質量比をＢｉ／Ｓｎ＝１．７〜３．４、ＢｉとＰの質量比をＢｉ／Ｐ＝５００〜２１００とすることで、焼結後の冷却工程にてＣｕ合金粉末中のＣｕ合金にＣｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物が析出する。これにより、Ｃｕ合金粉末中のＣｕ合金と液相になったＢｉの熱収縮率の差が緩和され、Ｂｉの液相がＣｕ合金粉末中に留まるため、Ｂｉ粒の粗大化を抑制し、Ｂｉ粒の平均粒子面積を６０〜３５０μｍ^２と微細に分散させることができる。
【選択図】 図１

Description

本発明は、耐疲労性及び耐焼付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１〜５参照）。

特許第３４２１７２４号公報 米国特許２００３／００６８１０６Ａ１号公報 特表２０１０−５３５２８７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。

ところで、特許文献１〜３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４（ａ）に示すように、帯鋼上にＣｕ合金粉末を散布した場合、Ｃｕ合金層に多くの隙間が存在している。また、図４（ｂ）に示すように、ＢｉはＣｕ合金粉末中に存在しており、その後の一次焼結工程にて昇温すると、Ｂｉが２７１℃付近で溶融して液相となる。そして、焼結温度に到達して冷却が開始されると、Ｂｉに対しＣｕ合金の収縮速度が早いため、図４（ｃ）に示すように、ＢｉがＣｕ合金粉末中から押し出され、Ｃｕ合金粉末同士の隙間に流れ出る。この隙間に流れ出たＢｉがＣｕ合金粉末表面を伝いながら拡がることにより、図３及び図４（ｄ）に示すように、Ｃｕ合金層中のＢｉ粒が粗大化してしまう。なお、図３は、図４（ｄ）に示す一次焼結後の焼結Ｃｕ合金に、さらに、圧延工程と二次焼結工程を施した後のＣｕ合金の組織である。このＢｉ粒が粗大化する現象は、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はＣｕ合金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合金に対しＢｉの強度が著しく低い。動荷重を受ける軸受では、特許文献２の段落［００３０］に記載されているように、粗大化したＢｉまたはＢｉとＣｕ合金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。

また、特許文献２，３では、軸受用のＣｕ合金層の組成をＣｕ−Ｓｎ−Ｐ−Ｂｉ系とし、Ｃｕ合金の素地をＣｕ、ＳｎおよびＰの固溶体とした軸受が提案されている。この軸受は、使用中に摺動負荷を受けると、Ｃｕ合金の素地中のＳｎが軸受の摺動面に移動し、摺動面にＳｎを多く含む層が形成されることにより、軸受の耐焼付性が高まる旨が記載されている。しかしながら、軸受の摺動面となるＣｕ合金の表面にＳｎが濃化した場合には、摺動面付近のＣｕ合金が硬くなり、耐焼付性が低下してしまう。

一方、特許文献４，５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粒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粒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粒の粗大化を抑制し、耐疲労性及び耐焼付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Ｓｎを６〜１２質量％、Ｂｉを１１〜３０質量％、Ｐを０．０１〜０．０５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Ｂｉは、前記Ｓｎとの質量比がＢｉ／Ｓｎ＝１．７〜３．４、前記Ｐとの質量比がＢｉ／Ｐ＝５００〜２１００であり、前記Ｃｕ合金層には、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物が分散することにより、前記Ｃｕ合金層の厚さ方向と平行な方向の断面に平均粒子面積が６０〜３５０μｍ^２のＢｉ粒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Ｓｎは、前記Ｂｉとの質量比がＢｉ／Ｓｎ＝２．１〜３．１であり、且つ前記Ｃｕ合金層に６．８〜９質量％含有させ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Ｃｕ合金層は、さらにＮｉ、Ｆｅ、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、さらに無機化合物を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、銅系摺動材料にＢｉを添加すると、良好な摺動特性が得られることが知られているが、Ｃｕ合金層にＢｉを１１〜３０質量％含有させることで、高い摺動特性を達成している。また、Ｂｉの含有量が１１質量％より少ないと、摺動特性が十分ではなく、耐焼付性が低下してしまう。一方、Ｂｉの含有量が３０質量％を超えて多いと、耐疲労性が低下してしまう。

また、請求項１に係る発明においては、Ｃｕ合金層にＣｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物を分散させることで、Ｂｉ粒の平均粒子面積を６０〜３５０μｍ^２と微細に制御できることを見出した。これは、以下のメカニズムによると推測される。本発明の銅系摺動材料は、帯鋼上にＣｕ合金粉末を連続的に散布し、焼結、圧延を繰り返して製造される。まず、散布工程において、図２（ａ）に示すように、帯鋼上にＣｕ合金粉末を散布した後には、Ｃｕ合金層が多孔質な状態となっている。また、図２（ｂ）に示すように、ＢｉはＣｕ合金粉末中に存在しており、その後の焼結工程にて昇温すると、Ｂｉが２７１℃付近で溶融して液相となる。そして、焼結を８００〜９００℃で行い、その後の冷却工程にて冷却が開始されると、ＢｉよりもＣｕ合金の熱収縮率が高く、Ｃｕ合金のほうが早く収縮するため、ＢｉがＣｕ合金粉末中から押し出され、Ｃｕ合金粉末同士の隙間に流れ出る。このとき、Ｃｕ合金にＣｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物を析出させることで、Ｃｕ合金の収縮が抑制される。このように、Ｃｕ合金とＢｉの熱収縮率の差を緩和することで、図２（ｃ）に示すように、Ｂｉの液相がＣｕ合金粉末中から押し出されるのを防ぐことができ、図２（ｄ）に示す組織となる。その後、緻密化のための圧延、焼結を施すことで、図１に示すように、Ｃｕ合金層中にＢｉ粒を微細に分散することが可能となる。

また、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物は、以下のメカニズムでＣｕ合金に析出する。まず、焼結温度（８００〜９００℃）では、常温時（２０℃）よりＢｉの液相に多くのＳｎ、Ｐが固溶可能な状態になるため、Ｓｎ、ＰがＣｕ合金からＢｉの液相に拡散する。その後、冷却工程にて温度が低下すると、Ｂｉの液相にＳｎ、Ｐが過飽和の状態となり、Ｓｎ、ＰがＢｉの液相からＣｕ合金に拡散する。このため、Ｂｉの液相とＣｕ合金の界面付近にＳｎ、Ｐが濃化する。このとき、冷却工程における８００℃から４５０℃までの冷却速度が早い場合には、Ｃｕ合金にＳｎ、Ｐが過飽和の状態で固溶されるが、８００℃から４５０℃までの冷却速度を４〜１０分間かけて冷却することで、Ｃｕ合金にＣｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物を析出させることが可能となる。これにより、Ｃｕ合金と液相になったＢｉの熱収縮率の差が緩和され、Ｂｉの液相がＣｕ合金粉末中に留まるため、Ｂｉ粒の粗大化を抑制することができる。

上述のように、Ｃｕ合金には、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物を析出させることにより、Ｂｉ粒の粗大化を抑制することが可能となるが、Ｃｕ−Ｓｎ化合物、Ｓｎ−Ｐ化合物が析出してもよい。なお、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｂｉ合金を用い、上述と同様の方法でＣｕ−Ｓｎ化合物のみを析出させた場合には、Ｂｉ粒の粗大化を抑制する効果が得られなかった。

また、Ｃｕ合金にＣｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物を析出させ、Ｃｕ合金がＳｎを過飽和の状態に固溶するのを防ぐことで、摺動環境下で軸受表面にＳｎが濃化するのを防止し、耐焼付性を低下させるのを抑制することができる。Ｃｕ合金にＳｎが過飽和の状態で存在する場合には、Ｓｎが不安定で移動し易く、摺動環境下で軸受表面にＳｎの濃化層を形成する。一方、Ｃｕ合金にＣｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物を析出させた場合には、Ｃｕ合金に過飽和の状態で存在するＳｎが少なくなるので、摺動環境下で軸受表面にＳｎの濃化層を形成しないため、良好な耐焼付性を有する。

また、請求項１に係る発明においては、ＢｉとＳｎの質量比をＢｉ／Ｓｎ＝１．７〜３．４、ＢｉとＰの質量比をＢｉ／Ｐ＝５００〜２１００とすることで、良好な耐疲労性を有することを見出した。このように、ＢｉとＳｎの質量比、ＢｉとＰの質量比を制御することで、Ｃｕ合金にＣｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物を析出させることが可能となり、Ｂｉ粒の平均粒子面積を６０〜３５０μｍ^２に制御することができる。また、ＢｉとＳｎの質量比（Ｂｉ／Ｓｎ）が１．７より小さいと、Ｂｉに対しＳｎの含有量が多い。Ｓｎは、Ｐに比べてＢｉに拡散し易く、焼結工程にてＢｉの液相がＳｎを飽和に固溶した状態となり、Ｂｉの液相にＰが拡散することが困難となる。このため、Ｃｕ合金にＣｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物を析出することがなく、Ｂｉ粒の粗大化を抑制する効果が得られない。一方、ＢｉとＳｎの質量比（Ｂｉ／Ｓｎ）が３．４を超えて大きいと、Ｂｉに対しＳｎの含有量が少な過ぎるため、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物の析出量が十分でなく、Ｂｉ粒の粗大化を抑制する効果が得られない。

また、ＢｉとＰの質量比（Ｂｉ／Ｐ）が５００より小さいと、Ｂｉに対しＰの含有量が多い。このため、焼結工程にてＢｉの液相がＰを多く固溶した状態となり、その後の冷却工程にてＢｉの液相で余剰となったＰの一部が、鋼裏金とＣｕ合金の接着面付近にて鋼裏金と脆いＦｅ−Ｐ化合物を形成することで、耐疲労性が低下してしまう。一方、ＢｉとＰの質量比（Ｂｉ／Ｐ）が２１００を超えて大きいと、Ｂｉに対しＰの含有量が少な過ぎるため、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物の析出量が十分ではなく、Ｂｉ粒の粗大化を抑制する効果が得られない。

また、請求項１に係る発明においては、Ｃｕ合金にＳｎを６〜１２質量％含有させているが、Ｓｎの含有量が６質量％より少ないと、Ｃｕ合金にＳｎが固溶され、Ｓｎが余剰となることがない。このため、Ｃｕ合金にＣｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物を析出することがなく、Ｂｉ粒の粗大化を抑制する効果が得られない。一方、Ｓｎの含有量が１２質量％を超えて多いと、焼結工程にてＣｕ−Ｓｎの液相が多く発生するようになり、Ｃｕ合金粉末が一部流動する。このため、Ｃｕ合金粉末からＢｉの液相が流れ出るのを抑制することができず、Ｂｉ粒の粗大化を抑制する効果が得られない。

また、請求項１に係る発明においては、Ｃｕ合金にＰを０．０１〜０．０５質量％含有させているが、Ｐの含有量が０．０１質量％より少ないと、Ｃｕ合金にＰが固溶され、Ｐが余剰となることがない。このため、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物の析出量が十分ではなく、Ｂｉ粒の粗大化を抑制する効果が得られない。一方、Ｐの含有量が０．０５質量％を超えて多いと、焼結工程にてＢｉの液相がＰを多く固溶した状態となり、その後の冷却工程にてＢｉの液相で余剰となったＰの一部が、鋼裏金とＣｕ合金の接着面付近にて鋼裏金と脆いＦｅ−Ｐ化合物を形成することで、耐疲労性が低下してしまう。

また、請求項１に係る発明においては、Ｃｕ合金層に分散されるＢｉ粒の平均面積を６０〜３５０μｍ^２に制御することで、良好な耐疲労性を有することを見出した。なお、Ｂｉの平均粒子面積とは、Ｃｕ合金層の厚さ方向に平行な方向の断面における各Ｂｉ粒の面積の平均値である。Ｂｉは、Ｃｕ合金に対し強度が著しく低く、Ｂｉ粒が疲労の起点となることが多い。このＢｉ粒の平均面積を３５０μｍ^２より大きく制御した場合には、粗大化したＢｉ粒に亀裂が発生し、耐疲労性が著しく低下してしまう。

また、請求項２に係る発明においては、ＢｉとＳｎの質量比をＢｉ／Ｓｎ＝２．１〜３．１とし、且つＳｎを６．８〜９質量％含有させることで、良好な耐焼付性を有することを見出した。これは、以下のメカニズムによると推測される。Ｃｕ合金には、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物の他に、Ｃｕ−Ｓｎ化合物、Ｓｎ−Ｐ化合物が析出しているが、これらの化合物がＣｕ合金に比べて硬いため、Ｃｕ合金に多く析出すると、Ｃｕ合金が硬くなり過ぎる。一方、これらの化合物の析出量が少ないと、Ｃｕ合金にＳｎが過飽和の状態で固溶されており、摺動環境下で軸受表面にＳｎの濃化層を形成するため、その部分が硬化する。このため、摺動環境下で軸受表面の順応性が失われ、耐焼付性が低下してしまう。

上述のように、ＢｉとＳｎの質量比（Ｂｉ／Ｓｎ）が大きくなると、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物の析出量が少なくなり、摺動環境下で軸受表面にＳｎの濃化層を形成し易く、その部分が硬化し易くなる。一方、ＢｉとＳｎの質量比（Ｂｉ／Ｓｎ）が小さくなると、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物の析出量が多くなるが、Ｃｕ−Ｓｎ化合物、Ｓｎ−Ｐ化合物の析出量も多くなり、Ｃｕ合金が硬化し易くなる。このような状況下で、ＢｉとＳｎの質量比をＢｉ／Ｓｎ＝２．１〜３．１とすることで、Ｃｕ合金にＳｎが過飽和の状態で固溶されることがなく、摺動環境下で軸受表面にＳｎの濃化層が形成され難くなる。また、Ｃｕ合金におけるＣｕ−Ｓｎ化合物、Ｓｎ−Ｐ化合物の析出量も少ないため、Ｃｕ合金が硬化し難く、良好な耐焼付性を有することが可能となる。

また、ＢｉとＳｎの質量比がＢｉ／Ｓｎ＝２．１〜３．１であるとき、Ｓｎの含有量が増加すると、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物の析出量だけでなく、Ｃｕ−Ｓｎ化合物の析出量も増加する。本発明者は、実験の結果、Ｓｎの含有量を９質量％以下とすることで、もっとも良好な耐焼付性を有することを見出した。一方、Ｓｎの含有量は少ないほうが好ましいが、６．８質量％より少ないと、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物の析出量が少な過ぎるため、耐焼付性が低下してしまう。

また、請求項３に係る発明のように、Ｃｕ合金層を強化するため、Ｎｉ、Ｆｅ、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質量より少ないと、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％を超えて多くなると、Ｃｕ合金層が脆くなり、耐疲労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合金層を強化するため、無機化合物を０．１〜１０質量％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、酸化物などを使用することができる。また、無機化合物は、平均粒径が１〜１０μｍのものを使用することができる。無機化合物の含有量が０．１質量％より少ないと、Ｃｕ合金層の強化が不十分となる。また、無機化合物の含有量が１０質量％を超えて多くなると、Ｃｕ合金層中で無機化合物粒が凝集するため、強度が低下してしまう。

Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ−Ｂｉ系のＣｕ合金層の組織を示す模式図である。 Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ−Ｂｉ系のＣｕ合金層の作製工程におけるＢｉの挙動を説明するための図である。 従来のＣｕ−Ｂｉ系のＣｕ合金層の組織を示す模式図である。 従来のＣｕ−Ｂｉ系のＣｕ合金層の作製工程におけるＢｉの挙動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１〜１７と比較例１〜１３について、Ｂｉ粒の平均粒子面積を測定するとともに、軸受疲労試験を行った。また、実施例１〜１７と比較例１については、軸受焼付試験を行った。実施例１〜１７及び比較例１〜１３の組成（質量％）、ＢｉとＳｎの質量比（Ｂｉ／Ｓｎ）、ＢｉとＰの質量比（Ｂｉ／Ｐ）を表１に示す。実施例１〜１７は、アトマイズ法にて表１に示す組成で作製したＣｕ合金粉末を用い、その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８３０℃の温度で行い、焼結後の冷却工程にて８３０℃から４５０℃まで７分で降温させることにより、Ｃｕ合金にＣｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物を析出させた。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１は、特許文献２，３に記載されたＣｕ合金であり、実施例の作製方法とは、焼結後の冷却工程にて８３０℃から４５０℃まで２分で降温させることにより、Ｃｕ合金にＳｎ、Ｐを過飽和の状態で固溶させ、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物が析出しないようにした点のみを異ならせた方法にて、表１に示す組成ですべり軸受を作製した。また、比較例２は、特許文献１に記載されたＣｕ合金であり、実施例と同じ作製方法にて、表１に示す組成ですべり軸受を作製した。また、比較例３，４は、特許文献４，５に記載されたＣｕ合金であり、メカニカルアロイング法にて表１に示す組成で作製したＣｕ合金粉末を用い、その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した。なお、焼結工程において、比較例３は７００℃、比較例４は８３０℃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。また、比較例５〜１３は、実施例と同じ作製方法にて、表１に示す組成で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Ｃｕ合金層の厚さ方向に平行な方向の断面において、その厚さ方向の中央部付近の画像を２００倍（観察視野：Ｃｕ合金層の厚さ方向の長さ２００μｍ、Ｃｕ合金層の厚さ方向に垂直な方向の長さ３００μｍで画定される長方形の範囲）で撮影し、その画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粒の面積を測定し、平均を算出している。この値をＢｉ粒の平均粒子面積とし、その測定結果を表１に示す。また、実施例１〜１７は、一般的なＴＥＭ分析を用いて、Ｃｕ合金層にＣｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物が分散していることを確認した。

軸受疲労試験の試験条件を表２に示す。実施例１〜１７及び比較例１〜１３は、軸受試験機にて表２に示す試験条件で軸受疲労試験を実施した。また、実施例１〜１７及び比較例１は、軸受試験機にて表３に示す試験条件で軸受焼付試験を実施した。これらの試験結果を表１に示す。表１の耐疲労性欄には試料に疲労が起こらなかった限界の圧力を、耐焼付性欄には試料に焼付が起こらなかった限界の圧力を示す。

実施例１〜１７は、比較例１〜１３と比較し、何れも良好な耐疲労性を有している。実施例１〜１７では、ＢｉとＳｎの質量比をＢｉ／Ｓｎ＝１．７〜３．４、ＢｉとＰの質量比をＢｉ／Ｐ＝５００〜２１００とすることで、段落［００１５］で説明したように、焼結後の冷却工程にてＣｕ合金粉末中のＣｕ合金にＣｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物を析出することが可能となる。これにより、Ｃｕ合金粉末中のＣｕ合金と液相になったＢｉの熱収縮率の差が緩和され、Ｂｉの液相がＣｕ合金粉末中に留まるため、Ｂｉ粒の粗大化を抑制し、Ｃｕ合金層の耐疲労性を高めることができる。

実施例１〜１７は、比較例１と比較し、何れも良好な耐焼付性を有するが、実施例１〜１７のうち実施例１，４，５，１３〜１７は、特に良好な耐焼付性を有している。実施例１，４，５，１３〜１７では、ＢｉとＳｎの質量比をＢｉ／Ｓｎ＝２．１〜３．１とし、且つＳｎを６．８〜９質量％含有させることで、段落［００２４］で説明したように、Ｃｕ合金にＳｎが過飽和の状態で固溶されることがなく、摺動環境下で軸受表面にＳｎの濃化層が形成され難くなる。また、Ｃｕ合金におけるＣｕ−Ｓｎ化合物、Ｓｎ−Ｐ化合物の析出量も少ないため、Ｃｕ合金が硬化し難く、Ｃｕ合金層の耐焼付性を高めることができる。

実施例１６は、Ｃｕ合金にＮｉ、Ｆｅ、Ａｇを含有させ、実施例１７は、Ｃｕ合金に無機化合物（この実施例ではＭｏ_２Ｃ）を含有させているが、実施例１〜１５と同じく、Ｂｉ粒の粗大化を抑制し、Ｃｕ合金層の耐疲労性を高めることができる。また、Ｃｕ合金が硬化し難く、Ｃｕ合金層の耐焼付性を高めることができる。

比較例１は、実施例１と比較し、Ｂｉ粒の平均粒子面積が大きく、耐疲労性及び耐焼付性が劣った結果となっている。この比較例１では、Ｃｕ合金の組成が実施例１と同じであるが、冷却工程での冷却速度が実施例１より早く、Ｃｕ合金にＳｎ、Ｐが過飽和の状態で固溶されるため、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物を析出することがない。このため、Ｃｕ合金とＢｉの熱収縮率の差が緩和されることなく、ＢｉがＣｕ合金粉末同士の隙間に流れ出すことにより、Ｂｉ粒が粗大化し、耐疲労性が低下している。また、摺動環境下で軸受表面にＳｎの濃化層を形成することにより、その部分が硬化し、耐焼付性が低下している。

比較例２は、実施例１と比較し、Ｂｉ粒の平均粒子面積が大きく、耐疲労性が劣った結果となっている。この比較例２では、Ｃｕ合金にＰを含有しないため、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物を析出することがなく、Ｃｕ−Ｓｎ化合物を析出する。このため、Ｃｕ合金とＢｉの熱収縮率の差が緩和されることなく、ＢｉがＣｕ合金粉末同士の隙間に流れ出すことにより、Ｂｉ粒が粗大化し、耐疲労性が低下している。

比較例３は、実施例１と比較し、Ｂｉ粒の平均粒子面積が同程度に小さいが、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ためである。また、比較例４は、実施例１と比較し、Ｂｉ粒の平均粒子面積が大きく、耐疲労性が劣った結果となっている。これは、焼結温度が８３０℃と高く、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粒を微細化する効果が失われたためである。

比較例５は、実施例よりＢｉとＳｎの質量比（Ｂｉ／Ｓｎ）が大きい。すなわち、Ｂｉに対しＳｎの含有量が少なく、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物の析出量が十分でないため、Ｂｉ粒の平均粒子面積が大きく、耐疲労性が低下している。また、比較例６は、実施例よりＢｉとＳｎの質量比（Ｂｉ／Ｓｎ）が小さい。すなわち、Ｂｉに対しＳｎの含有量が多く、焼結工程にてＢｉの液相がＳｎのみを固溶して飽和の状態となるため、Ｂｉの液相にＰが拡散することが困難となり、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物を析出することがない。その結果、Ｂｉ粒の平均粒子面積が大きく、耐疲労性が低下している。

比較例７は、実施例よりＢｉとＰの質量比（Ｂｉ／Ｐ）が小さい。すなわち、Ｂｉに対しＰの含有量が多く、焼結工程でＢｉの液相にＰが多く固溶され過ぎるため、冷却工程にてＢｉの液相で余剰となったＰの一部が、鋼裏金と脆いＦｅ−Ｐ化合物を形成する。その結果、Ｂｉ粒の平均粒子面積が小さいが、耐疲労性が低下している。また、比較例８は、実施例よりＢｉとＰの質量比（Ｂｉ／Ｐ）が大きい。すなわち、Ｂｉに対しＰの含有量が少なく、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物の析出量が極めて少なくなるため、Ｂｉ粒の平均粒子面積が大きく、耐疲労性が低下している。

比較例９は、実施例よりＢｉの含有量が多い。Ｂｉは、Ｃｕ合金に対し強度が著しく低いため、Ｂｉ粒の平均粒子面積は小さいが、耐疲労性が低下している。

比較例１０は、実施例よりＳｎの含有量が多く、焼結工程にてＣｕ−Ｓｎの液相が多く発生するため、Ｃｕ合金粉末の表面が一部流動し、Ｃｕ合金粉末からＢｉの液相が流れ出してしまう。その結果、Ｂｉ粒の平均粒子面積が大きく、耐疲労性が低下している。また、比較例１１は、実施例よりＳｎの含有量が少なく、Ｃｕ合金に全てのＳｎが固溶されるため、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物を析出することがない。その結果、Ｂｉ粒の平均粒子面積が大きく、耐疲労性が低下している。

比較例１２は、実施例よりＰの含有量が多く、焼結工程にてＢｉの液相にＰが多く固溶され過ぎるため、冷却工程にてＢｉの液相で余剰となったＰが、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物だけでなく、鋼裏金と脆いＦｅ−Ｐ化合物を形成する。その結果、Ｂｉ粒の平均粒子面積は小さいが、耐疲労性が低下している。また、比較例１３は、実施例よりＰの含有量が少なく、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物の析出量が十分でないため、Ｂｉ粒の平均粒子面積が大きく、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や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 (4)

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Ｓｎを６〜１２質量％、Ｂｉを１１〜３０質量％、Ｐを０．０１〜０．０５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Ｂｉは、前記Ｓｎとの質量比がＢｉ／Ｓｎ＝１．７〜３．４、前記Ｐとの質量比がＢｉ／Ｐ＝５００〜２１００であり、
   前記Ｃｕ合金層には、Ｃｕ−Ｓｎ−Ｐ系化合物が分散することにより、前記Ｃｕ合金層の厚さ方向と平行な方向の断面に平均粒子面積が６０〜３５０μｍ^２のＢｉ粒が分散していることを特徴とする銅系摺動材料。
2. 前記Ｓｎは、前記Ｂｉとの質量比がＢｉ／Ｓｎ＝２．１〜３．１であり、且つ前記Ｃｕ合金層に６．８〜９質量％含有させ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Ｃｕ合金層は、さらにＮｉ、Ｆｅ、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、さらに無機化合物を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３のいずれかに記載の銅系摺動材料。

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