(57)【要約】【課題】耐焼き付き性が良好な黄銅系すべり軸受用合金および黄銅系すべり軸受を提供する。【解決手段】本発明の黄銅系すべり軸受用合金および黄銅系すべり軸受は、ＺｎとＭｎとＳｉとＢｉと、を含有し、残部が不可避不純物とＣｕとからなる黄銅系すべり軸であって、Ｃｕ−Ｚｎマトリクスがα相とβ相とを有し、Ｂｉ粒子がＣｕ−Ｚｎマトリクスのα相に内包される、ことを特徴とする。【選択図】図２
2016169434.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＺｎとＭｎとＳｉとＢｉとを含有し、
残部が不可避不純物とＣｕとからなる黄銅系すべり軸受用合金であって、
Ｃｕ−Ｚｎマトリクスがα相とβ相とを有し、
Ｂｉ粒子がＣｕ−Ｚｎマトリクスのα相に内包される、
ことを特徴とする黄銅系すべり軸受用合金。
【請求項２】
全Ｂｉ粒子のうち、Ｃｕ−Ｚｎマトリクスのα相に内包されたＢｉ粒子の個数割合が６０％以上である、
請求項１に記載の黄銅系すべり軸受用合金。
【請求項３】
相手材の摺動面におけるＣｕ−Ｚｎマトリクスのβ相の面積をα相の面積で除算した面積比が０．１〜５である、
請求項１または請求項２のいずれかに記載の黄銅系すべり軸受用合金。
【請求項４】
Ｃｕ−ＺｎマトリクスにおけるＣｕの質量をＺｎの質量で除算した質量比が１．２〜１．６である、
請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の黄銅系すべり軸受用合金。
【請求項５】
ＺｎとＭｎとＳｉとＢｉとを含有し、
残部が不可避不純物とＣｕとからなる黄銅系すべり軸であって、
Ｃｕ−Ｚｎマトリクスがα相とβ相とを有し、
Ｂｉ粒子がＣｕ−Ｚｎマトリクスのα相に内包される、
ことを特徴とする黄銅系すべり軸受。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、黄銅系の黄銅系すべり軸受用合金および黄銅系すべり軸受に関する。
【背景技術】
【０００２】
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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特許第３７１８１４７号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
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、耐焼き付き性が良好な黄銅系すべり軸受用合金および黄銅系すべり軸受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、本発明の黄銅系すべり軸受用合金および黄銅系すべり軸受は、ＺｎとＭｎとＳｉとＢｉと、を含有し、残部が不可避不純物とＣｕとからなる黄銅系すべり軸受用合金であって、Ｃｕ−Ｚｎマトリクスがα相とβ相とを有し、Ｂｉ粒子がＣｕ−Ｚｎマトリクスのα相に内包される。このように、β相よりも軟らかく摩耗しやすいα相がＢｉ粒子を内包することにより、摺動面におけるＢｉ粒子の周囲にα相が摩耗した凹部を形成することができる。この凹部において軟質のＢｉ粒子を引き延ばすことができ、摺動面においてＢｉが存在する面積を増大させることができる。摺動面において軟質のＢｉが存在する面積を増大させることができるため、耐焼き付き性を良好とすることができる。
【０００６】
また、全Ｂｉ粒子のうち、Ｃｕ−Ｚｎマトリクスのα相に内包されたＢｉ粒子の個数割合が６０％以上であってもよい。α相に内包されたＢｉ粒子の個数割合を６０％以上とすることにより、多くのＢｉ粒子のＢｉをα相の摩耗によって形成された凹部にて引き延ばすことができる。従って、摺動面において軟質のＢｉが存在する面積を増大させることができ、耐焼き付き性を良好とすることができる。
【０００７】
さらに、相手材の摺動面におけるＣｕ−Ｚｎマトリクスのβ相の面積をα相の面積で除算した面積比が０．１〜５であってもよい。これにより、α相が過剰となって耐摩耗性が不足することを防止できるとともに、α相が不足してα相に内包されたＢｉ粒子が形成できなくなることを防止できる。
【０００８】
また、Ｃｕ−ＺｎマトリクスにおけるＣｕの質量をＺｎの質量で除算した質量比が１．２〜１．６であってもよい。ＣｕとＺｎの質量比を１．２〜１．６とすることにより、α相とβ相とを含むＣｕ−Ｚｎマトリクスを形成することができる。すなわち、Ｃｕ−Ｚｎマトリクスの凝固課程において、まずβ相を晶出させ、その後、当該β相の一部をα相へと相変態させることができる。α相への相変態が生じる温度域においてＢｉは溶融しており、Ｂｉの周辺においては原子拡散が生じやすく、α相への相変態を生じやすくすることができる。従って、Ｂｉ粒子の周辺においてα相を形成することができ、最終的にＢｉが凝固した段階で、Ｂｉ粒子をＣｕ−Ｚｎマトリクスのα相に内包させることができる。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
【図１】ラジアル軸受の斜視図である。
【図２】（２Ａ）はラジアル軸受の摺動面の写真、（２Ｂ）は摺動面の模式図である。
【図３】（３Ａ）はピンオンディスク試験機の模式図、（３Ｂ），（３Ｃ）はラジアル軸受の断面模式図である。
【図４】Ｃｕ−Ｚｎ系平衡状態図である。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
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：
（１−１）耐焼付性の評価：
（２）ラジアル軸受の製造方法：
（３）実験結果：
（４）他の実施形態：
【００１１】
（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黄銅系すべり軸受用合金によって形成された黄銅系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。
【００１２】
以下、ラジアル軸受１を構成する黄銅系すべり軸受用合金について説明する。黄銅系すべり軸受用合金は、４１ｗｔ％のＺｎを含有し、３ｗｔ％のＭｎを含有し、１ｗｔ％のＳｉを含有し、３ｗｔ％のＢｉを含有し、残部がＣｕと不可避不純物とからなる。Ｃｕの質量をＺｎの質量で除算した質量比は１．２７である。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。黄銅系すべり軸受用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。
【００１３】
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４００倍の倍率で撮影した写真である。
図２Ａ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中に、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４（１番目に濃い灰色）とＢｉ粒子３（３番目に濃い灰色）とが分散している。Ｃｕ−Ｚｎマトリクス５は、α相５ａ（４番目に濃い灰色）とβ相５ｂ（２番目に濃い灰色）とを含む。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。
【００１４】
金属顕微鏡によって摺動面を４００倍の光学倍率で撮影した写真の画像（以下、解析画像）を画像解析装置（ニレコ社製  ＬＵＺＥＸ＿ＡＰ）に入力し、Ｃｕ−Ｚｎマトリクス５のα相５ａとβ相５ｂとＢｉ粒子３とＭｎ−Ｓｉ初晶４の面積（各成分の断面の合計面積）を計測した。ただし、円相当径（計測パラメータ：ＨＥＹＷＯＯＤ）が１μｍ以上となる像のみを計測対象とした。次に、α相５ａとβ相５ｂとＢｉ粒子３とＭｎ−Ｓｉ初晶４の面積を、解析画像全体の面積で除算することにより、α相５ａとβ相５ｂとＢｉ粒子３とＭｎ−Ｓｉ初晶４の面積率を計測した。本実施形態において、α相５ａとβ相５ｂとＢｉ粒子３とＭｎ−Ｓｉ初晶４の面積率は、それぞれ２０％，７２％，３％，５％であった。そのため、β相５ｂの面積をα相５ａの面積で除算した面積比は３．６であった。
【００１５】
図２Ｂは、摺動面の模式図である。円相当径が１μｍ以上となるＢｉ粒子３のなかから、Ｂｉ粒子３の輪郭Ｅのうちα相５ａと接している部分（一点鎖線）の長さを、Ｂｉ粒子３の輪郭Ｅの一周分（一点鎖線＋二点鎖線）の長さで除算した接触割合が５０％以上となっているＢｉ粒子３（以下、α相５ａに内包されたＢｉ粒子３と表記）を抽出した。円相当径が１μｍ以上となるＢｉ粒子３の全個数のうち、α相５ａに内包されたＢｉ粒子３の個数が占める個数割合を計測したところ、当該個数割合は７０％であった。すなわち、Ｂｉ粒子３は、Ｃｕ−Ｚｎマトリクス５中に存在し、半数以上のＢｉ粒子３がＣｕ−Ｚｎマトリクス５のうちのα相５ａに内包されていることとなる。
【００１６】
（１−１）耐焼付性の評価：
ラジアル軸受１を構成する黄銅系すべり軸受用合金の耐焼付性を評価するために焼付試験を行った。図３Ａ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。
【００１７】
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。
【００１８】
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を構成する黄銅系すべり軸受用合金の焼付面圧を計測したところ、２５ＭＰａ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。
【００１９】
図３Ｂ，３Ｃは、相手軸２が摺動面を摺動することによりラジアル軸受１が摩耗する様子を示すラジアル軸受１の断面模式図である。図３Ｂ，３Ｃは、摺動面のうちα相５ａに内包されたＢｉ粒子３を含む部分を、当該摺動面の垂直方向に切断した断面を示す。図３Ｂ，３Ｃに示すように、Ｃｕ−Ｚｎマトリクス５のβ相５ｂ中にα相５ａが存在し、さらにα相５ａにＢｉ粒子３が内包されている。
【００２０】
図３Ｂに示すように、相手軸２が摺動する前の段階では、Ｂｉ粒子３とα相５ａとβ相５ｂとが面一となって摺動面を形成する。一方、図３Ｃに示すように、相手軸２が摺動してラジアル軸受１の摩耗が進行すると、Ｂｉ粒子３とα相５ａとβ相５ｂとのうち最も軟らかいＢｉ粒子３が最も深く摩耗し、次に軟らかいα相５ａがβ相５ｂよりも深く摩耗する。このように、Ｂｉ粒子３とα相５ａとが、β相５ｂよりも深く摩耗することにより、Ｂｉ粒子３とα相５ａの表面に凹部Ｄが形成されることとなる。Ｂｉ粒子３は摺動における摩擦熱によってさらに軟化し、凹部Ｄにおけるα相５ａの表面上にもＢｉが広がることとなる。凹部Ｄにおいては、相手軸２との接触が緩和されるため、Ｂｉを保持することができる。このように、摺動面において軟質のＢｉの面積を増大させることができるため、良好な焼付面圧が得られたと考えられる。また、図３Ｂに示すように、凹部Ｄにおいて、α相５ａとＢｉ粒子３とが順に深くなるような傾斜面を形成することができ、摺動面からＭｎ−Ｓｉ初晶４が脱落しても、当該傾斜面に沿ってＭｎ−Ｓｉ初晶４をＢｉ粒子３に誘導でき、脱落したＭｎ−Ｓｉ初晶４をＢｉ粒子３に埋収させることができる。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。
【００２１】
（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。
【００２２】
ａ．溶融
まず、４１ｗｔ％のＺｎを含有し、３ｗｔ％のＭｎを含有し、１ｗｔ％のＳｉを含有し、３ｗｔ％のＢｉを含有し、残部がＣｕと不可避不純物とからなる黄銅系すべり軸受用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。
【００２３】
ｂ．連続鋳造
次に、黄銅系すべり軸受用合金の溶融材料を鋳型に注入し、当該鋳型の開口から黄銅系すべり軸受用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、黄銅系すべり軸受用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。なお、黄銅系すべり軸受用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。
【００２４】
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が晶出すると考えられる。図４は、Ｃｕ−Ｚｎ平衡状態図である。同図において、破線Ｑが本実施形態のラジアル軸受１のＣｕ−Ｚｎマトリクス５が該当するＣｕとＺｎの質量の比に対応する。破線Ｑで示すように、鋳造温度から冷却していくと、まず液相からβ相５ｂが晶出することが分かる。さらに、５００〜８００℃の範囲においてβ相５ｂの一部がα相５ａへと相変態することが分かる。本実施形態において、５００〜８００℃の範囲における冷却速度を、０．５〜１０℃／ｓｅｃと低速にすることにより、β相５ｂからα相５ａへの相変態を促進した。また、５００〜８００℃の範囲においてＢｉは溶融しているため、Ｂｉの周辺においては原子拡散が容易に生じ、Ｂｉの周辺においてβ相５ｂからα相５ａへの相変態が生じやすいと考えられる。従って、α相５ａに内包されたＢｉ粒子３の個数割合を大きくすることができたものと考えられる。
【００２５】
ｃ．切断
次に、黄銅系すべり軸受用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。
【００２６】
ｄ．機械加工
最後に、切断後の黄銅系すべり軸受用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。
【００２７】
（３）実験結果：
表１は、実施例１，２と比較例１，２についての実験結果を示す表である。なお、実施例２は第１実施形態と同じである。実施例１，２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ものである。
【表１】
2016169434.tif 000003
表１に示すように、α相５ａに内包されたＢｉ粒子３の個数割合が概ね６０％以上であれば、良好な耐焼き付き性が得られると考えられる。実施例１，２において、α相５ａとβ相５ｂとＢｉ粒子３とＭｎ−Ｓｉ初晶４の面積率は、それぞれ８０％，２０％と１２％，７２％と３％，３％と５％，５％であった。また、実施例１，２において、β相５ｂの面積をα相５ａの面積で除算した面積比は、０．１５，３．６であった。従って、β相５ｂの面積をα相５ａの面積で除算した面積比が０．１〜５の範囲において良好な耐焼き付き性が得られると考えられる。また、実施例１，２において、Ｃｕの質量をＺｎの質量で除算した質量比は１．２〜１．６の範囲内であった。実施例１，２は、ＣｕとＺｎ以外の成分も含むが、概ね図４のＣｕ−Ｚｎ平衡状態図にしたがって凝固すると見なすことができる。図４に示すように、質量比が１．２〜１．６（Ｚｎ：３８〜４５ｗｔ％）となる範囲は、β相５ｂからα相５ａへの相変態を生じさせることが可能な範囲に対応する。
【００２８】
（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、本発明の黄銅系すべり軸受用合金は、連続鋳造以外の製造方法で製造されてもよい。
【符号の説明】
【００２９】
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
【図１】
2016169434.tif 000004
【図３】
2016169434.tif 000005
【図４】
2016169434.tif 000006
【図２】
2016169434.tif 000007