(57)【要約】【課題】耐焼付性が良好な銅合金を提供する。【解決手段】２５．０ｗｔ％以上かつ４８．０ｗｔ％以下のＺｎを含有し、１．０ｗｔ％以上かつ７．０ｗｔ％以下のＭｎを含有し、０．５ｗｔ％以上かつ３．０ｗｔ％以下のＳｉを含有するとともに、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の断面積の平均値と面積が等しい円の周長を、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の断面の周長の平均値で除算した値が０．５以下となることを特徴とする、銅合金。【選択図】図２
2014095127.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
２５．０ｗｔ％以上かつ４８．０ｗｔ％以下のＺｎを含有し、
１．０ｗｔ％以上かつ７．０ｗｔ％以下のＭｎを含有し、
０．５ｗｔ％以上かつ３．０ｗｔ％以下のＳｉを含有するとともに、
Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の断面積の平均値と面積が等しい円の周長を、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の断面の周長の平均値で除算した値が０．５以下となる、
ことを特徴とする銅合金。
【請求項２】
断面において、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の内部にＣｕ−Ｚｎマトリクスが内包されている、
請求項１に記載の銅合金。
【請求項３】
Ｓｉに対する質量の比が０．０６以上かつ０．３０以下となる含有量のＮｉを含有し、
Ｎｉの一部がＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子を構成し、Ｎｉの他の一部がＣｕ−Ｚｎマトリクスに固溶している、
請求項１または請求項２のいずれかに記載の銅合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、摺動部材を構成する銅合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
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１，２、参照）。Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子はマトリクスよりも硬いため、銅合金の耐摩耗性を向上させることができる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２００３−４２１４５号公報
【特許文献２】特開２００３−１５５５３１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
特許文献１，２の銅合金において相手材を摺動させると、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子よりも軟らかいマトリクスが選択的に摩耗し、相手材からの荷重がＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子に集中することとなる。すると、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子と相手材との間の摩擦抵抗が大きくなり、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子と相手材との間に焼き付きが発生す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、耐焼付性が良好な銅合金を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
前記の目的を達成するため、本発明の銅合金は、２５．０ｗｔ％以上かつ４８．０ｗｔ％以下のＺｎを含有し、１．０ｗｔ％以上かつ７．０ｗｔ％以下のＭｎを含有し、０．５ｗｔ％以上かつ３．０ｗｔ％以下のＳｉを含有するとともに、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の断面積の平均値と面積が等しい円の周長を、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の断面の周長の平均値で除算した値が０．５以下となる。
【０００６】
Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の断面積の平均値と面積が等しい円の周長を、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の断面の周長の平均値で除算した値（以下、円形度）は、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の形状が円形である場合に１となる。そして、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の形状が円形から乖離するほど、円形度は小さい値となる。一定面積を有する図形の周長は、図形が円形となる場合に最短となり、図形が円形から乖離するほど長くなるからである。例えば、短辺の長さと長辺の長さとの比が１：１０となる矩形状の粒子を想定した場合、当該粒子の円形度は０．５１となる。このように、短辺の長さと長辺の長さとの比が１：１０程度となる細長のＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子が析出する可能性は低く、円形度が０．５以下となる場合、内周だけでなく外周も有する環状断面のＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子が多数存在していると考えることができる。すなわち、Ｃｕ−Ｚｎマトリクスの内包部分を内包している環状断面のＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子が多数存在していると考えることができる。ただし、本発明において、必ずしも環状断面のＭｎ−Ｓｉ化合物が存在する必要はなく、環状断面のＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子、または、断面が環状に近いＭｎ−Ｓｉ化合物が多数存在することにより、全体の円形度０．５以下となっていればよい。
【０００７】
Ｃｕ−Ｚｎマトリクスの方がＭｎ−Ｓｉ化合物よりも軟らかいため、本発明の銅合金に相手材を摺動させた場合、Ｃｕ−Ｚｎマトリクスが選択的に摩耗することとなる。従って、環状断面のＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子の内包されたＣｕ−Ｚｎマトリクスの内包部分も選択的に摩耗し、環状断面のＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子の内側に凹部が形成される。この凹部において潤滑油を保持することができる。凹部においては潤滑油の接触面積が大きくなり、潤滑油との親和性が高くなるからである。また、硬いＭｎ−Ｓｉ化合物によって囲まれた凹部の内部に潤滑油が入り込むため、相手材によって潤滑油が?き取られる量も抑制できるからである。
【０００８】
Ｃｕ−Ｚｎマトリクスが選択的に摩耗するため、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子が他の部分よりも突出し、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子にて相手材からの荷重を支持することとなる。この場合、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子に応力が集中し、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子と相手材との間に焼き付きが発生しやすくなる。しかしながら、応力が集中するＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子の近傍（凹部）に潤滑油を保持することができるため、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子と相手材との接触面に潤滑油を絶えず供給することができる。従って、Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子と相手材との間に焼き付きが発生することを防止できる。
【０００９】
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。特に、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Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物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、銅合金が脆くなることを防止できる。
【００１０】
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Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物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化合物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。
【００１１】
ここで、本発明の銅合金は、Ｓｉに対する質量の比が０．０６以上かつ０．３０以下となる含有量のＮｉを含有してもよい。そして、Ｎｉの一部がＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子を構成し、Ｎｉの他の一部がＣｕ−Ｚｎマトリクスに固溶するようにしてもよい。これにより、Ｎｉがさらに化合したＭｎ−Ｓｉ化合物であるＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子をＣｕ−Ｚｎマトリクス中に分散させることができる。Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子はＮｉが化合していないＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子よりも硬いため、銅合金の耐摩耗性を向上させることができる。Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子は、Ｎｉが化合していないＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子よりも割れにくいため、相手材からの荷重がＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子に集中しても粒子が微小となることを防止できる。
【００１２】
さらに、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物に取り込まれなかったＮｉがＣｕに固溶することにより、Ｃｕ−Ｚｎマトリクスを固溶強化することができる。すなわち、ＮｉがＣｕに固溶することにより、Ｃｕ−Ｚｎマトリクスの結晶格子に歪みを生じさせ、塑性変形における転移の移動を抑制することができる。従って、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子がＣｕ−Ｚｎマトリクスにおいて塑性流動することを防止し、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子が銅合金から脱落することを防止できる。従って、耐摩耗性を維持することができる。
【００１３】
なお、Ｓｉに対するＮｉの質量の比が０．０６未満の場合、および、Ｓｉに対するＮｉの質量の比が０．３０よりも大きい場合、銅合金の耐摩耗性が不十分であった。Ｓｉに対するＮｉの質量の比が０．０６未満の場合、Ｓｉに対してＮｉが不足し、耐摩耗性を向上させる量までＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子が析出しないからである。一方、Ｓｉに対するＮｉの質量の比が０．３０よりも大きい場合は、Ｓｉに対してＮｉが過多となり、却ってＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の析出を阻害し、耐摩耗性を向上させる大きさ（Ｃｕ−Ｚｎマトリクスから脱落しにくい大きさ）までＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子が成長しない。これに対して、Ｓｉに対するＮｉの質量の比を０．０６以上かつ０．３０以下とすることにより、耐摩耗性を向上させる大きさまで成長したＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子を、耐摩耗性を向上させる量だけ析出させることができる。また、Ｓｉに対するＮｉの質量の比を０．０６以上かつ０．３０以下とすることにより、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物に取り込まれないＮｉを存在させることができ、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物に取り込まれなかったＮｉによってＣｕ−Ｚｎマトリクスを固溶強化することができる。なお、Ｓｉに対するＮｉの質量の比とは、銅合金が含有するＮｉの質量を、銅合金が含有するＳｉの質量で除算した値を意味する。
【００１４】
ここで、本発明の銅合金は、１．０ｗｔ％以上かつ１０．０ｗｔ％以下のＢｉを含有してもよい。１．０ｗｔ％以上のＢｉを含有することにより、耐焼付き性や異物埋収性を向上させることができる。また、Ｂｉの含有量を１０ｗｔ％以下に抑えることにより、強度や靭性が低下することを防止できる。さらに、Ｂｉの含有量を１０．０ｗｔ％以下に抑えることにより、Ｂｉ粒子が粗大化することによってＢｉの分布が不均一となり、Ｂｉの分布が疎となる部分において焼付きが生じることを防止できる。
【００１５】
さらに、本発明の銅合金は、上述した成分のみを含有するものに限らず、含有量の合計が５．０ｗｔ％以下となるように、Ｆｅ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｓｂ、Ｂを含有してもよい。Ｆｅ、Ａｌ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｓｂ、Ｂを含有することにより、Ｃｕ−Ｚｎマトリクスの機械特性を強化することができる。特に、Ａｌ，Ｃｒを含有させることにより、銅合金の耐腐食性を向上させることができる。また、本発明の銅合金は、不可避不純物を含有し得る。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】ラジアル軸受の斜視図である。
【図２】（２Ａ）〜（２Ｃ）はラジアル軸受の断面写真である。
【図３】（３Ａ）は摩耗試験を説明する模式図、（３Ｂ）は摩耗体積を説明する模式図、（３Ｃ）は摩耗した銅合金を示す図である。
【図４】Ｎｉ／Ｓｉと硬さとの関係を示すグラフである。
【図５】他の実施形態のラジアル軸受の断面写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
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）実験例：
（４）他の実施形態：
【００１８】
（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銅合金によって形成されたラジアル軸受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回転軸２（破線）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は内径が回転軸２の外径よりも所定量だけ大きい円環状に形成されており、ラジアル軸受１と回転軸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。なお、図示しないが回転軸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。
【００１９】
以下、ラジアル軸受１を形成した銅合金について説明する。ラジアル軸受１を構成する銅合金は、４１．３ｗｔ％のＺｎを含有し、４．９８ｗｔ％のＭｎを含有し、１．５７ｗｔ％のＳｉを含有し、Ｓｉに対する質量の比が０．１５となる含有量（０．２３ｗｔ％）のＮｉを含有し、４．０ｗｔ％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，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。銅合金における各元素の質量は、ＩＣＰ発光分光分析装置によって計測した。
【００２０】
図２Ａは、ラジアル軸受１の断面の写真を示す。同図に示すように、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子およびＢｉの粒子がＣｕ−Ｚｎマトリクス中に均一に分散していた。なお、図２Ａにおいて、Ｂｉの粒子の方がＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子よりも、色が薄く、かつ、円形に近い形状となっている。Ｃｕ−Ｚｎマトリクスの色は、Ｂｉの粒子、および、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の色よりも薄い。また、環状断面のＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子が存在し、当該環状断面の粒子の内部にはＣｕ−Ｚｎマトリクスの内包部分が内包されていた。Ｃｕ−Ｚｎマトリクスの内包部分とは、断面において環状断面のＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子に内包されているＣｕ−Ｚｎマトリクスと同成分の部分を指し、環状断面のＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子外のＣｕ−Ｚｎマトリクスと分断されている部分を指す。
【００２１】
ラジアル軸受１の断面におけるＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の平均円相当径は８．７μｍであった。すなわち、ラジアル軸受１の断面におけるＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の平均面積は１８．９２×πμｍ2であった。ラジアル軸受１の断面に占めるＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の面積率は１０．６％であった。Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の円形度は０．３０であった。一方、ラジアル軸受１の断面におけるＣｕ−Ｚｎマトリクスの各内包部分の平均円相当径は４．１μｍであった。すなわち、ラジアル軸受１の断面におけるＣｕ−Ｚｎマトリクスの各内包部分の平均面積は４．２０×πμｍ2であった。また、ラジアル軸受１の断面に占めるＣｕ−Ｚｎマトリクスの各内包部分の面積率は０．４％であり、Ｃｕ−Ｚｎマトリクスの内包部分の個数は１２個であった。
【００２２】
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となる任意の観察視野範囲（縦０．１８４ｍｍ×横０．２４４ｍｍの矩形範囲）を金属顕微鏡によって４００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  ルーゼックスII）に入力し、観察画像に存在する各粒子および各内包部分の像を抽出した。各粒子および各内包部分の像の外縁にはエッジ（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または各内包部分の像として観察画像から抽出した。
【００２３】
さらに、観察画像における各粒子および各内包部分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、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子と、Ｂｉの粒子とが存在し、さらに環状断面のＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の内部にＣｕ−Ｚｎマトリクスと同成分の内包部分が存在していることが確認された。
【００２４】
そして、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の像を観察画像から抽出し、画像解析装置によって、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子について投影面積円相当径（計測パラメータ：ＨＥＹＷＯＯＤ）を計測した。投影面積円相当径とは、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の断面積と等しい面積を有する円の直径であり、Ｎｉ−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。さらに、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の投影面積円相当径の算術平均値（合計値／粒子数）を平均円相当径として計測した。さらに、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の平均円相当径と等しい直径を有する円の面積に、観察視野範囲に存在するＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の個数を乗算することにより、ラジアル軸受１の断面上に存在するＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の総面積を算出した。そして、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の総面積を観察視野範囲の面積で除算することにより、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の面積率を計測した。
【００２５】
同様の手法により、ラジアル軸受１の断面上に存在するＣｕ−Ｚｎマトリクスの各内包部分の平均円相当径と面積率とを計測した。なお、投影面積円相当径が１．０μｍ未満の場合、投影面積円相当径の信頼度や物質の特定の信頼度が低くなるため、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子およびＣｕ−Ｚｎマトリクスの各内包部分についての平均円相当径を算出する際に考慮しないこととした。
【００２６】
さらに、画像解析装置によって、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子について実周長（計測パラメータ：ＰＥＲＩＭＥ）を計測した。実周長は、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の像のエッジの長さを光学倍率に基づいて現実の長さに換算した周長である。なお、環状断面のＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の像のエッジの長さは、外周のエッジの長さと内周のエッジの長さとを合計することにより得た。さらに、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の実周長の算術平均値（合計値／粒子数）を平均実周長として計測した。また、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の平均円相当径と等しい直径を有する円の円周の長さを平均円相当周長として計測した。さらに、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の平均円相当周長を平均実周長で除算することにより、円形度を算出した。
【００２７】
ここで、平均円相当径は、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の断面積と等しい面積を有する円の直径である投影面積円相当径の平均値である。すなわち、平均円相当径は、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の断面積の平均値と面積が等しい円の直径を意味する。従って、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の平均円相当径と等しい直径を有する円の円周の長さである平均円相当周長は、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の断面積の平均値と面積が等しい円の周長を意味する。すなわち、円形度は、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の断面積の平均値と面積が等しい円の周長（平均円相当周長）を、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の断面の実周長の平均値（平均実周長）で除算した値を意味する。
【００２８】
また、ラジアル軸受１の断面の各位置に存在する元素を電子線マイクロアナライザ（日本電子製ＪＸＡ−８１００）によって分析した。その結果、内包部分を含むＣｕ−Ｚｎマトリクスの全域においてＮｉが検出され、Ｃｕ−ＺｎマトリクスにＮｉが均一に固溶していることが確認された。なお、Ｃｕ−Ｚｎマトリクスの部分とは、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子およびＢｉの粒子が存在しない部分である。
【００２９】
Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の形状が円形である場合に、平均円相当周長と平均実周長とが同一となり、円形度は１となる。そして、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の形状が円形から乖離するほど、円形度は小さい値となる。一定面積を有する図形の周長は、図形が円形となる場合に最短となり、図形が円形から乖離するほど長くなるからである。例えば、短辺の長さと長辺の長さとの比が１：１０となる矩形状の粒子を想定した場合、当該粒子の円形度は０．５１となる。このように、短辺の長さと長辺の長さとの比が１：１０程度となる細長のＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子が析出する可能性は低く、円形度が０．５以下となる場合、内周だけでなく外周も有する環状断面のＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子が多数存在していると考えることができる。すなわち、円形度が小さいことは、環状断面のＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子が多数存在していることを意味する。また、Ｃｕ−Ｚｎマトリクスの内包部分の個数は環状断面のＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の個数と同視できる。従って、Ｃｕ−Ｚｎマトリクスの内包部分の個数が多いことは、環状断面のＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子が多数存在していることを意味する。
【００３０】
図２Ｂ、図２Ｃは、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の断面の拡大図である。図２Ｂに示すように、環状断面のＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の断面の幾何学的な重心Ｇと、当該Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子上の点Ｙとを結ぶ直線を引いた場合に、当該直線はＣｕ−Ｚｎマトリクスの内包部分を通過することとなる。また、図２Ｃに示すように、環状ではないが、環状に近い断面を有するＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の断面の幾何学的な重心Ｇと、当該Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子上の点Ｙとを結ぶ直線を引いた場合にも、当該直線はＣｕ−Ｚｎマトリクスを通過することとなる。
【００３１】
次に、ラジアル軸受１の機械特性について説明する。本実施形態のラジアル軸受１を構成する銅合金の硬さは、２１８０Ｎ／ｍｍ2であった。ラジアル軸受１を構成する銅合金と同一条件で形成した試験片の表面に超微小押し込み硬さ試験機（エリオニクス社製  ＥＮＴ−１１００ａ）によって圧痕を形成することにより硬さを計測した。具体的に、室温（１５〜３０℃）において、バーコビッチ圧子（三角錐圧子）によって１０００ｍｇｆ（９．８０６６５×１０-3Ｎ）の荷重を与えることにより試験片の表面に圧痕を形成し、当該圧痕の大きさに基づいて硬さを計測した。
【００３２】
また、本実施形態のラジアル軸受１を構成する銅合金の比摩耗量は、１．０×１０-10ｍｍ2／Ｎであった。図３Ａは、比摩耗量を計測するため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軸Ａを回転させるとともに、相手軸Ａに所定の試験荷重が作用するように試験片Ｔを相手軸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を構成する銅合金と同一条件で形成した。相手軸Ａは、ラジアル軸受１が軸受けする回転軸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。相手軸Ａの回転軸方向における試験片Ｔの長さａを１０ｍｍとし、相手軸Ａの底面の半径ｒを２０ｍｍとした。摺動部における相手軸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、相手軸Ａの回転速度を制御した。また、試験荷重Ｗ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における相手軸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、摩耗試験において、試験片Ｔと相手軸Ａとの間に焼き付きが発生することはなかった。
【００３３】
さらに、下記の（１）式によって、比摩耗量Ｋを算出した。
【数１】
2014095127.tif 000003
Ｌは摺動距離であり、摩耗試験において試験片Ｔ上を摺動した相手軸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、非摩耗量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。
【００３４】
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、相手軸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。相手軸Ａの円形状の底面のうち中心Ｃから試験片Ｔの摺動面に直交する半径ＣＰ0において相手軸Ａが最も深く入り込み、当該半径ＣＰ0において相手軸Ａが入り込んでいる深さが摩耗深さｄとなる。ここで、相手軸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、相手軸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。相手軸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。
【数２】
2014095127.tif 000004
【００３５】
前記扇形の面積Ｓ1は以下の（３）式によって算出できる。
【数３】
2014095127.tif 000005
ここで、θは、半径ＣＰ1，ＣＰ2が相手軸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。
【数４】
2014095127.tif 000006
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。
【数５】
2014095127.tif 000007
【００３６】
以上説明したように、本実施形態のラジアル軸受１は、硬さが２１８０Ｎ／ｍｍ2と硬く、比摩耗量も１．０×１０-10ｍｍ2／Ｎに抑制できるため、回転軸２の摺動時において高い耐摩耗性を発揮できる。Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子が硬いからである。また、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子は割れにくいため、耐摩耗性を維持することができる。さらに、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物に取り込まれなかったＮｉがＣｕに固溶することにより、Ｃｕ−Ｚｎマトリクスを固溶強化することができる。従って、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子がＣｕ−Ｚｎマトリクスにおいて塑性流動することを防止し、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子がラジアル軸受１から脱落することを防止できる。従って、耐摩耗性を維持することができる。
【００３７】
図３Ｃは、摩耗試験後の試験片Ｔを摩耗面に対して垂直に切断した断面を示す模式図である。同図に示すように、Ｃｕ−Ｚｎマトリクス（Ｌ）の方がＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物（Ｑ）よりも軟らかいため、Ｃｕ−Ｚｎマトリクスが選択的に摩耗することとなる。従って、環状断面のＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の内包されたＣｕ−Ｚｎマトリクスの内包部分も選択的に摩耗し、環状断面のＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の内側に凹部（Ｄ）が形成される。この凹部においてエンジンオイル（Ｆ）を保持することができる。凹部においてはエンジンオイルの接触面積が大きくなり、エンジンオイルと試験片Ｔとの親和性が高くなるからである。また、硬いＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物によって囲まれた凹部の内部にエンジンオイルが入り込むため、相手軸Ａによってエンジンオイルが?き取られる量も抑制できるからである。
【００３８】
Ｃｕ−Ｚｎマトリクスが選択的に摩耗するため、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子が他の部分よりも突出し、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子にて相手軸Ａからの荷重を支持することとなる。この場合、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子に応力が集中し、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子と相手軸Ａとの間に焼き付きが発生しやすくなる。しかしながら、応力が集中するＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の近傍（凹部）にエンジンオイルを保持することができるため、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子と相手軸Ａとの接触面にエンジンオイルを絶えず供給することができる。従って、本実施形態のラジアル軸受１は、硬度と耐焼付性とを両立させることができる。
【００３９】
（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。
【００４０】
ａ．溶融
まず、４２．０ｗｔ％のＺｎを含有し、４．０ｗｔ％のＭｎを含有し、１．３ｗｔ％のＳｉを含有し、Ｓｉに対する質量の比が０．１５のＮｉ（０．１９５ｗｔ％）を含有し、４．０ｗｔ％のＢｉを含有し、残部がＣｕと不可避不純物とからなる銅合金が形成できるように各原料を計量して用意する。例えば、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、Ｃｕ−Ｎｉのインゴットとをそれぞれを計量して用意する。ここでは、目標とするラジアル軸受１の機械特性（硬さや比摩耗量や耐焼き付き性）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回転軸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。
【００４１】
ｂ．連続鋳造
次に、溶融した銅合金の材料を鋳型に注入し、当該鋳型の開口から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、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、１６０ｍｍ／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Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子とＢｉの粒子とが析出することとなる。なお、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。
【００４２】
ｃ．切断
次に、銅合金の連続鋳造棒をラジアル軸受１の厚み（回転軸２の長さ方向の厚み）ごとに切断する。
【００４３】
ｄ．機械加工
最後に、切断後の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、回転軸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。
【００４４】
（３）実験例：
表１は、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１〜１２について、硬さと比摩耗量等を計測した結果を示す。また、上述した製造方法に記載した条件で銅合金の各試料１〜１２を作成した。
【表１】
2014095127.tif 000008
【００４５】
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％）、および、Ｓｉの質量に対するＮｉの質量の比の下限値（０．０６）と上限値（０．３０）の組み合わせごとに試料１〜１２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、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。
【００４６】
表１において、いずれの試料１〜１２においても、１０５０Ｎ／ｍｍ2以上の硬さが得られ、４．５×１０-10ｍｍ2／Ｎ以下に比摩耗量を抑制できることが確認できた。試料１〜１２において、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の平均円相当径が４．２〜１１．５μｍであり、良好な硬さと耐摩耗性を実現するために適度な大きさのＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子が析出していると言える。また、試料１〜１２において、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の面積率が４．０〜１４．３％であり、良好な硬さと耐摩耗性を実現するために適度な量のＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子が析出していると言える。
【００４７】
ところで、上述した実施形態のラジアル軸受１を構成する銅合金の硬さは２１８０Ｎ／ｍｍ2であり、試料１〜１２よりもはるかに大きい。以下、その理由について説明する。表２は、Ｓｉの質量に対するＮｉの質量の比を変化させて作成した試料１３〜１８について、硬さを計測した結果を示す。
【表２】
2014095127.tif 000009
また、図４は、表２の試料１３〜１８の硬さを示すグラフである。図４の横軸はＳｉの質量に対するＮｉの質量の比（Ｎｉ／Ｓｉ）を示し、縦軸は硬さを示す。同図に示すように、Ｓｉの質量に対するＮｉの質量の比が０．１５の試料１６（実施形態）において最大の硬さ（２１８０Ｎ／ｍｍ2）が得られた。また、０．１５よりも大きい範囲においてＳｉの質量に対するＮｉの質量の比が大きくなるほど、硬さが小さくなる。Ｓｉの質量に対するＮｉの質量の比が大きくなりすぎると、過剰なＮｉによってＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の生成、成長を阻害され、適切な大きさのＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子が形成できないためと推測される。また、０．１５よりも小さい範囲においてＳｉの質量に対するＮｉの質量の比が小さくなるほど、硬さが小さくなる。Ｓｉに対してＮｉが不足するにより耐摩耗性を向上させる量までＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子が析出しないからである。上述した実施形態のラジアル軸受１を構成する銅合金は、試料１６に近い組成を有しているため、極めて良好な硬さ、すなわち耐摩耗性を得ることができた。
【００４８】
さらに、表２に示すように試料１３〜１８においてＢｉの含有量を変化させているが、Ｂｉの含有量は硬さに大きく影響を与えないことが理解できる。従って、１．０ｗｔ％以上かつ１０．０ｗｔ％以下のＢｉを含有させることにより、耐焼付き性や異物埋収性を向上させるとともに、良好な硬さを実現することができる。
【００４９】
表３は、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１９〜２８について、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の状態と、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子に内包されたＣｕ−Ｚｎマトリクスの各内包部分の状態とを調査した結果を示す。
【表３】
2014095127.tif 000010
また、上述した製造方法に記載した条件で銅合金の各試料１９〜２９を作成した。表３に示すように、概ねＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の円形度は０．５以下となった。Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子は連続鋳造時において析出する。さらに、連続鋳造時において、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子が粒子間の隙間が埋まり切らない程度に凝集することにより、環状になると推定される。１６０ｍｍ／ｍｉｎの引抜速度で引き抜いて連続鋳造棒を形成することにより、Ｎｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物が析出し、凝集が可能な温度帯（９００℃程度）において適度な保持時間を確保することができたものと推定される。
【００５０】
表３について、各元素の含有量と円形度との相関を調査したところ、Ｚｎの含有量と円形度との間に最も強い正の相関（相関係数０．４７）が見られた。すなわち、Ｚｎの含有量が大きいほど円形度が大きくなり、Ｚｎの含有量が小さいほどＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子の形状が環状となり易くなると推定できる。試料１９〜２８は、本発明のＺｎの含有量の上限値４８．０ｗｔ％に近いＺｎの含有量で作成されたものであるため、本発明のＺｎの含有量の範囲において環状断面のＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子が形成できると考えられる。また、Ｚｎ以外の元素と円形度との間には、ほぼ相関が見られなかった。従って、本発明の範囲内でＭｎとＳｉとＮｉの含有量を変化させても、環状断面のＮｉ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物の各粒子が形成できると考えられる。
【００５１】
（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。
【００５２】
また、本発明の銅合金は必ずしもＮｉを含有しなくてもよい。Ｎｉを含有しなくても環状かつＣｕ−Ｚｎマトリックスよりも硬いＭｎ−Ｓｉ化合物の各粒子が形成できるからである。すなわち、Ｎｉを含有しなくても、図３Ｂに示すように環状断面のＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子の内側に形成される凹部においてエンジンオイルを保持することができる。図５は、Ｎｉを含有しない銅合金の断面の写真を示す。図５に断面の写真を示す銅合金は、４３．４ｗｔ％のＺｎを含有し、４．５ｗｔ％のＭｎを含有し、１．４５ｗｔ％のＳｉを含有し、３．７ｗｔ％のＢｉを含有し、残部がＣｕと不可避不純物とからなる。図５に示すように、Ｎｉを含有しない場合でも、環状断面のＭｎ−Ｓｉ化合物の粒子が形成されることが分かった。
【符号の説明】
【００５３】
１…ラジアル軸受、２…回転軸、Ａ…相手軸、Ｔ…試験片。
【図１】
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【図３】
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【図４】
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【図２】
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【図５】
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