JP2016098381A - すべり軸受用銅合金およびすべり軸受 - Google Patents

Abstract

【課題】Ｍｎ−Ｓｉ初晶における焼付きを防止できるすべり軸受用銅合金およびすべり軸受を提供する。【解決手段】本発明のすべり軸受用銅合金およびすべり軸受は、２５ｗｔ％以上かつ４８ｗｔ％以下のＺｎと、１ｗｔ％以上かつ７ｗｔ％以下のＭｎと、０．５ｗｔ％以上かつ３ｗｔ％以下のＳｉと、１ｗｔ％以上かつ１０ｗｔ％以下のＢｉと、を含有し、残部が不可避不純物とＣｕとからなるすべり軸受用銅合金であって、相手材との摺動面において、最近接の３個のＭｎ−Ｓｉ初晶を頂点とする三角形のうち、面積が５０００μｍ2以上であり、かつ、円相当径が１０μｍ以上となるＢｉ粒子が存在しない三角形の割合が２０％以下であることを特徴とする。【選択図】図２

Description

本発明は、黄銅系のすべり軸受用銅合金およびすべり軸受に関する。

晶出型Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子を摺動面にて分散させた銅合金が知られている（特許文献１、参照）。特許文献１において、晶出型Ｍｎ−Ｓｉ化合物の平均粒子間距離を２０〜８０μｍとすることにより、銅合金のマトリクスの表面を均質に活性状態とすることができ早期に硫化膜を形成することが可能となる。そして、この硫化膜によって耐焼付性を高めている。

特開２０１１−１７９６００号公報

しかしながら、マトリクスの摩耗が進行すると硬質の晶出型Ｍｎ−Ｓｉ化合物が突出し、晶出型Ｍｎ−Ｓｉ化合物に相手軸からの荷重が集中することとなり、晶出型Ｍｎ−Ｓｉ化合物にて生じた摩擦熱により焼付きが生じやすくなるという問題があった。また、晶出型Ｍｎ−Ｓｉ化合物の平均粒子間距離を２０〜８０μｍに管理しても粒子間距離が大きくなる領域、すなわち晶出型Ｍｎ−Ｓｉが疎となる領域が生じ得る。このように、晶出型Ｍｎ−Ｓｉが疎となる領域においては、小数の晶出型Ｍｎ−Ｓｉに荷重が集中することとなり、焼付きが生じやすくな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、Ｍｎ−Ｓｉ初晶における焼付きを防止できるすべり軸受用銅合金およびすべり軸受を提供することを目的とする。

前記の目的を達成するため、本発明のすべり軸受用銅合金およびすべり軸受は、２５ｗｔ％以上かつ４８ｗｔ％以下のＺｎと、１ｗｔ％以上かつ７ｗｔ％以下のＭｎと、０．５ｗｔ％以上かつ３ｗｔ％以下のＳｉと、１ｗｔ％以上かつ１０ｗｔ％以下のＢｉと、を含有し、残部が不可避不純物とＣｕとからなるすべり軸受用銅合金であって、相手材との摺動面において、最近接の３個のＭｎ−Ｓｉ初晶を頂点とする三角形のうち、面積が５０００μｍ²以上であり、かつ、円相当径が１０μｍ以上となるＢｉ粒子が存在しない三角形の割合が２０％以下である。

前記のように構成したすべり軸受用銅合金において、Ｂｉ粒子から供給されたＢｉが摺動面を覆うことにより耐焼付性を向上させることができる。ここで、Ｍｎ−Ｓｉ初晶を頂点とする三角形であって、面積が５０００μｍ²以上となる三角形が形成される領域、すなわちＭｎ−Ｓｉ初晶が疎となる領域が形成され得る。なお、面積が５０００μｍ²以上となる正三角形を想定すると、当該正三角形の１辺の長さ、すなわちＭｎ−Ｓｉ初晶間の距離は１０７．４５μｍとなる。このようにＭｎ−Ｓｉ初晶が疎となる領域においては、摩耗されにくいＭｎ−Ｓｉ初晶に荷重が集中することとなり、焼付きが生じやすくなる。しかしながら、面積が５０００μｍ²以上であり、かつ、円相当径が１０μｍ以上となるＢｉ粒子が存在しない三角形の割合が多くとも２０％以下であれば、Ｍｎ−Ｓｉ初晶が疎となる領域が存在しても、ＢｉがＭｎ−Ｓｉ初晶を覆うようにすることができ、Ｍｎ−Ｓｉ初晶における摩擦抵抗を軽減できる。従って、Ｍｎ−Ｓｉ初晶における摩擦熱を軽減し、焼付きを防止できる。

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。Ｍｎ−Ｓｉ初晶が疎となる領域では、Ｍｎ−Ｓｉ初晶における摩擦熱によってＳ成分による硫化腐食が生じやすくなるが、Ｍｎ−Ｓｉ初晶が疎となる領域をＢｉで覆うことができるためＳ成分による硫化腐食を抑制できる。なお、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Ｍｎ−Ｓｉ初晶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、Ｃｕ−Ｚｎマトリクスが脆くなることを防止できる。

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Ｍｎ−Ｓｉ初晶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初晶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。なお、本発明の銅合金は、不可避不純物を含有し得る。

ラジアル軸受の斜視図である。 （２Ａ）〜（２Ｄ）はラジアル軸受の摺動面の写真である。 （３Ａ）は摩耗試験の説明図、（３Ｂ）は摩耗体積を説明する模式図である。 焼付試験の説明図である。

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）実験結果：
（４）他の実施形態：

（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すべり軸受用銅合金によって形成された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。

以下、ラジアル軸受１を構成するすべり軸受用銅合金について説明する。すべり軸受用銅合金は、４０．０ｗｔ％のＺｎを含有し、４．０ｗｔ％のＭｎを含有し、１．４ｗｔ％のＳｉを含有し、３．９ｗｔ％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，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。すべり軸受用銅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。

以下、ラジアル軸受１の摺動面の写真の解析結果と解析手法について説明する。図２Ａ〜２Ｄ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２００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（灰色）中に、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４（黒色）とＢｉ粒子３とが分散している。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。

図２Ａに示す摺動面の写真の画像（以下、解析画像）を画像解析装置（ニレコ社製 ＬＵＺＥＸ＿ＡＰ）に入力し、当該画像解析装置によって解析画像を以下の手順で解析した。まず、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４の像が黒色となり、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４以外の像が白色となるように、解析画像の明るさとコントラストを調整した。図２Ｂは、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４の像が黒色となり、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４の像以外が白色となるように調整された解析画像を示す。図２Ｂの解析画像を所定の明るさで二値化することにより、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４の像をＭｎ−Ｓｉ初晶４以外の像から分離した。さらに、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４の像の円相当径（計測パラメータ：ＨＥＹＷＯＯＤ）を計測し、円相当径が３μｍ以上のＭｎ−Ｓｉ初晶４の像を抽出した。これは、微小なＭｎ−Ｓｉの結晶（Ｍｎ−ＳｉとＣｕ−Ｚｎとの共晶も含む）を解析対象から除外するためである。なお、抽出したＭｎ−Ｓｉ初晶４の像の平均円相当径は２６．５μｍであった。

次に、円相当径が３μｍ以上のＭｎ−Ｓｉ初晶４の粒子の像のそれぞれについて像の幾何学的な重心を求め、最近接の重心同士を頂点とする三角形（以下、単位三角形と表記）を形成した。図２Ｃは、解析画像上に形成された単位三角形を示す。最近接の重心Ｇ同士を頂点とする単位三角形とは、当該単位三角形内に頂点の重心Ｇ以外の重心Ｇを含まない三角形を意味する。次に、単位三角形の全個数と面積とを計測し、当該面積が５０００μｍ²以上となる単位三角形を抽出した。なお、単位三角形の平均面積は、６３００μｍ²であった。

次に、Ｂｉ粒子３の像が白色となり、Ｂｉ粒子３の像以外が黒色となるように、解析画像の明るさとコントラストを調整した。図２Ｄは、Ｂｉ粒子３の像が白色となり、Ｂｉ粒子３の像以外が黒色となるように調整された解析画像を示す。図２Ｄの解析画像を所定の明るさで二値化することにより、Ｂｉ粒子３の像をＢｉ粒子３以外の像から分離した。そして、Ｂｉ粒子３の像の円相当径（計測パラメータ：ＨＥＹＷＯＯＤ）を計測し、円相当径が１０μｍ以上のＢｉ粒子３の像を抽出した。なお、Ｂｉ粒子３の像の平均円相当径は３３μｍであった。

そして、単位三角形のうち、面積が５０００μｍ²以上であり、かつ、円相当径が１０μｍ以上となるＢｉ粒子３の像が存在しない三角形（以下、Ｂｉ不在三角形と表記）の個数を計測した。単位三角形にＢｉ粒子３の像が存在しないとは、単位三角形内に円相当径が１０μｍ以上となるＢｉ粒子３の像が一部分も存在しないことを意味する。さらに、Ｂｉ不在三角形の個数を単位三角形の全個数で除算することにより、Ｂｉ不在三角形の割合を算出した。本実施形態において、Ｂｉ不在三角形の割合は、２０％であった。ここで、Ｂｉ不在三角形とは、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４が疎となる領域であり、かつ、粒子のサイズが大きいＢｉ粒子３が存在していない領域を意味する。従って、Ｂｉ不在三角形の割合が小さいことは、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４が疎となる領域が少ないこと、および、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４が疎となる領域においてＢｉ粒子３が存在している可能性が大きいことを意味する。

（１−１）耐摩耗性の評価：
ラジアル軸受１を構成するすべり軸受用銅合金の耐摩耗性を評価するために摩耗試験を行った。図３Ａは、摩耗試験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材Ａを回転させるとともに、相手材Ａに所定の静荷重が作用するように試験片Ｔを相手材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を構成するすべり軸受用銅合金と同一条件で形成し、平面板状とした。相手材Ａは、ラジアル軸受１が軸受けする相手軸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。相手材Ａの回転軸方向における試験片Ｔの長さａを１０ｍｍとし、相手材Ａの底面の半径ｒを２０ｍｍとした。摺動部における相手材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、相手材Ａの回転速度を制御した。また、静荷重を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における相手材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、下記の（１）式によって、比摩耗量Ｋを算出した。
Ｌは摺動距離であり、摩耗試験において試験片Ｔ上を摺動した相手材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、比摩耗量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。比摩耗量Ｋが小さいほど、耐摩耗性が高いことを意味する。

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、相手材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。相手材Ａの円形状の底面のうち中心Ｃから試験片Ｔの摺動面１ａに直交する半径ＣＰ₀において相手材Ａが最も深く入り込み、当該半径ＣＰ₀において相手材Ａが入り込んでいる深さが摩耗深さｄとなる。ここで、相手材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、相手材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。相手材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。

前記扇形の面積Ｓ₁は以下の（３）式によって算出できる。
ここで、θは、半径ＣＰ₁，ＣＰ₂が相手材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。
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。
以上のようにして、本実施形態のラジアル軸受１を構成するすべり軸受用銅合金の比摩耗量Ｋを計測したところ、１．９５×１０^-10ｍｍ²／Ｎと良好であった。

（１−３）耐焼付性の評価：
ラジアル軸受１を構成するすべり軸受用銅合金の耐焼付性を評価するために焼付試験を行った。図４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。

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。

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を構成するすべり軸受用銅合金の焼付面圧を計測したところ、２３Ｍｐａ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。

以上説明したように、本実施形態では、ラジアル軸受１の摺動面におけるＢｉ不在三角形の割合が２０％であり、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４が疎となる領域が少ないこと、および、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４が疎となる領域においてもＢｉ粒子３が存在している可能性が大きいことが確認できた。そのため、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４が疎となる領域が存在しても、ＢｉがＭｎ−Ｓｉ初晶４を覆うようにすることができ、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４における摩擦抵抗を軽減できる。従って、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４における摩擦熱を軽減し、２３Ｍｐａと良好な焼付面圧が実現できることが確認できた。

（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。

ａ．溶融
まず、４０．０ｗｔ％のＺｎを含有し、４．０ｗｔ％のＭｎを含有し、１．４ｗｔ％のＳｉを含有し、３．９ｗｔ％のＢｉを含有し、残部がＣｕと不可避不純物とからなるすべり軸受用銅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。

ｂ．連続鋳造
次に、すべり軸受用銅合金の溶融材料を鋳型に注入し、当該鋳型の開口からすべり軸受用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、すべり軸受用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、９０ｍｍ／ｍｉｎの引抜速度で引き抜いて連続鋳造棒を形成する。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が晶出し、最後にＭｎ−ＳｉとＣｕ−Ｚｎとの共晶が凝固すると考えられる。なお、すべり軸受用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。

ｃ．切断
次に、すべり軸受用銅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。

ｄ．機械加工
最後に、切断後のすべり軸受用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、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。

（３）実験結果：
表１は、複数の実施例１〜３についての実験結果を示す表である。なお、実施例３は第１実施形態と同じである。また、表１の摩耗量比の値は、実施例３の比摩耗量Ｋで各実施例１〜３の比摩耗量Ｋを除算した値である。

実施例１〜３は、Ｂｉの含有量を除き第１実施形態と同様の材料組成において、Ｂｉの含有量を調整するとともに、連続鋳造における保持時間や冷却速度を調整することにより、Ｂｉ粒子３やＭｎ−Ｓｉ初晶４の分布状態や形状を調整した。具体的に、実施例１におけるＢｉの含有量を１．５ｗｔ％とし、実施例２におけるＢｉの含有量を４．３ｗｔ％とし、実施例３におけるＢｉの含有量は３．９ｗｔ％とした。表１に示すように、単位三角形の平均面積が最も大きい実施例３において最も良好な焼付面圧が得られている。単位三角形の平均面積が大きいほど、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４が疎となる領域が多くなり、Ｍｎ−Ｓｉ初晶４における摩擦熱によって焼付きが生じやすくなることが予想される。しかしながら、Ｂｉ不在三角形の割合を２０％以下に抑制した上で、ある程度Ｂｉの含有量を大きくしてＢｉ粒子３の密度を確保し、かつ、Ｂｉ粒子３の平均円相当径を大きくすることにより、単位三角形の平均面積が大きくても十分な耐焼付性が得られることが分かった。

（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、本発明のすべり軸受用銅合金は、連続鋳造以外の製造方法で製造されてもよい。

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

Claims (2)

1. ２５ｗｔ％以上かつ４８ｗｔ％以下のＺｎと、
   １ｗｔ％以上かつ７ｗｔ％以下のＭｎと、
   ０．５ｗｔ％以上かつ３ｗｔ％以下のＳｉと、
   １ｗｔ％以上かつ１０ｗｔ％以下のＢｉと、を含有し、
   残部が不可避不純物とＣｕとからなるすべり軸受用銅合金であって、
   相手材との摺動面において、最近接の３個のＭｎ−Ｓｉ初晶を頂点とする三角形のうち、面積が５０００μｍ²以上であり、かつ、円相当径が１０μｍ以上となるＢｉ粒子が存在しない三角形の割合が２０％以下である、
   ことを特徴とするすべり軸受用銅合金。
2. ２５ｗｔ％以上かつ４８ｗｔ％以下のＺｎと、
   １ｗｔ％以上かつ７ｗｔ％以下のＭｎと、
   ０．５ｗｔ％以上かつ３ｗｔ％以下のＳｉと、
   １ｗｔ％以上かつ１０ｗｔ％以下のＢｉと、を含有し、
   残部が不可避不純物とＣｕとからなるすべり軸であって、
   相手材との摺動面において、最近接の３個のＭｎ−Ｓｉ初晶を頂点とする三角形のうち、面積が５０００μｍ²以上であり、かつ、円相当径が１０μｍ以上となるＢｉ粒子が存在しない三角形の割合が２０％以下である、
   ことを特徴とするすべり軸受。