JP2000017363A - すべり軸受用アルミニウム合金及びすべり軸受 - Google Patents
すべり軸受用アルミニウム合金及びすべり軸受Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 従来のＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ−Ｃｒ系すべり軸受
用アルミニウム合金は最近の高負荷内燃機関に使用する
と疲労を起こすおそれがあるので、耐疲労性が優れたア
ルミニウム軸受合金を提供することを目的とする。 【解決手段】（ａ）合金組成−Ｓｎ：１〜１５％，Ｓ
ｉ：１〜８％，Ｃｒ：０．０５〜０．３％，Ｚｒ：０．
０５〜０．３％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物
からなる。 （ｂ）組織−Ａｌ−Ｃｒ金属間化合物が主としてアルミ
ニウムの結晶粒界に析出し、Ａｌ−Ｚｒ金属間化合物が
主としてアルミニウム結晶粒内の亜粒界に析出する。 （ｃ）調質状態：圧延後に３００〜４００℃の低温焼鈍
（Ｔ1 ）と４００〜４８０℃の高温焼鈍（Ｔ2 ）を行っ
た焼鈍調質状態（但し、Ｔ2 −Ｔ1 ≧１０℃）
用アルミニウム合金は最近の高負荷内燃機関に使用する
と疲労を起こすおそれがあるので、耐疲労性が優れたア
ルミニウム軸受合金を提供することを目的とする。 【解決手段】（ａ）合金組成−Ｓｎ：１〜１５％，Ｓ
ｉ：１〜８％，Ｃｒ：０．０５〜０．３％，Ｚｒ：０．
０５〜０．３％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物
からなる。 （ｂ）組織−Ａｌ−Ｃｒ金属間化合物が主としてアルミ
ニウムの結晶粒界に析出し、Ａｌ−Ｚｒ金属間化合物が
主としてアルミニウム結晶粒内の亜粒界に析出する。 （ｃ）調質状態：圧延後に３００〜４００℃の低温焼鈍
（Ｔ1 ）と４００〜４８０℃の高温焼鈍（Ｔ2 ）を行っ
た焼鈍調質状態（但し、Ｔ2 −Ｔ1 ≧１０℃）
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、すべり軸受用アル
ミニウム合金に関するものであり、さらに詳しく述べる
ならば、高面圧下での耐疲労性を著しく高めたすべり軸
受用アルミニウム合金、ならびにすべり軸受に関するも
のである。
ミニウム合金に関するものであり、さらに詳しく述べる
ならば、高面圧下での耐疲労性を著しく高めたすべり軸
受用アルミニウム合金、ならびにすべり軸受に関するも
のである。
【０００２】
【従来の技術】アルミニウム合金と銅合金はすべり軸受
用合金の二大材料である。アルミニウム合金の代表的添
加成分は潤滑性を付与するＳｎなど，耐摩耗性を付与す
るＳｉなど，なじみ性を付与するＰｂなどである。この
ような組成のアルミニウム合金を改良するための種々の
提案がなされているが、本出願人の提案であって実機に
使用されているものとしては、ドイツ特許DE 32 49 133
C2号で提案されたものがある。このすべり軸受用アルミ
ニウム合金は、Ｓｉ，Ｆｅなどの硬質成分を平均粒径が
５〜７μｍの粗大粒子として析出させた組織を特徴とし
ている。この粗大硬質粒子は相手軸の球状黒鉛鋳鉄を削
り、軸面をなじみ面とすることにより軸受性能を向上し
たものである。同様の本出願人の提案として米国特許第
４１５３７５６号のものがある。この特許で提案された
Ａｌ−Ｓｎ系すべり軸受は微量のＣｒを添加することに
よりＳｎ粒子の粗大化を阻止し、耐疲労性を高めたもの
である。
用合金の二大材料である。アルミニウム合金の代表的添
加成分は潤滑性を付与するＳｎなど，耐摩耗性を付与す
るＳｉなど，なじみ性を付与するＰｂなどである。この
ような組成のアルミニウム合金を改良するための種々の
提案がなされているが、本出願人の提案であって実機に
使用されているものとしては、ドイツ特許DE 32 49 133
C2号で提案されたものがある。このすべり軸受用アルミ
ニウム合金は、Ｓｉ，Ｆｅなどの硬質成分を平均粒径が
５〜７μｍの粗大粒子として析出させた組織を特徴とし
ている。この粗大硬質粒子は相手軸の球状黒鉛鋳鉄を削
り、軸面をなじみ面とすることにより軸受性能を向上し
たものである。同様の本出願人の提案として米国特許第
４１５３７５６号のものがある。この特許で提案された
Ａｌ−Ｓｎ系すべり軸受は微量のＣｒを添加することに
よりＳｎ粒子の粗大化を阻止し、耐疲労性を高めたもの
である。
【０００３】Ｓｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｍｇなどの元素をある
程度添加したアルミニウム合金は析出硬化型合金とな
り、その熱処理としては、一般的には、溶体化処理後に
室温時効（Ｔ4 ）もしくは１５０℃程度での人工時効
（Ｔ6 ）を行う方法が行われている。
程度添加したアルミニウム合金は析出硬化型合金とな
り、その熱処理としては、一般的には、溶体化処理後に
室温時効（Ｔ4 ）もしくは１５０℃程度での人工時効
（Ｔ6 ）を行う方法が行われている。
【０００４】近年の自動車用内燃機関は従来にもまして
高負荷となっており、例えば２０００ｃｃの排気量で２
５０馬力の出力も珍しくなくなっている。このために、
従来のすべり軸受用アルミニウム合金は疲労によりトラ
ブルを招くおそれが抱かれている。さらに、潤滑油の温
度が１７０〜１８０℃程度の高温でかつ４０ＭＰａ以上
の高面圧ですべり軸受が作動されるので、すべり軸受用
アルミニウム合金はこのような使用条件では疲労が加速
されることになる。このような疲労は、破壊学の面から
は滑り軸受表面に微細亀裂が発生する；かなり広い面が
削り取られるように剥離するなどの現象となり；材料学
の面からは、１７０〜１８０℃ではアルミニウム合金が
過時効状態となり強度の低下が起こり、またＡｌ結晶が
粗大化するなどの現象となる。この結果軸受が焼付を起
こす。
高負荷となっており、例えば２０００ｃｃの排気量で２
５０馬力の出力も珍しくなくなっている。このために、
従来のすべり軸受用アルミニウム合金は疲労によりトラ
ブルを招くおそれが抱かれている。さらに、潤滑油の温
度が１７０〜１８０℃程度の高温でかつ４０ＭＰａ以上
の高面圧ですべり軸受が作動されるので、すべり軸受用
アルミニウム合金はこのような使用条件では疲労が加速
されることになる。このような疲労は、破壊学の面から
は滑り軸受表面に微細亀裂が発生する；かなり広い面が
削り取られるように剥離するなどの現象となり；材料学
の面からは、１７０〜１８０℃ではアルミニウム合金が
過時効状態となり強度の低下が起こり、またＡｌ結晶が
粗大化するなどの現象となる。この結果軸受が焼付を起
こす。
【０００５】上記したＣｒ添加Ａｌ−Ｓｎ軸受が高面圧
下で疲労により焼付いた場合、その金属組織を観察する
と、Ｓｎ相の粗大化はかなり阻止されているが、過時効
現象、Ａｌ結晶粒界の破断，Ａｌ結晶粒の粗大化や結晶
粒内の破断が起こっていることが観察された。
下で疲労により焼付いた場合、その金属組織を観察する
と、Ｓｎ相の粗大化はかなり阻止されているが、過時効
現象、Ａｌ結晶粒界の破断，Ａｌ結晶粒の粗大化や結晶
粒内の破断が起こっていることが観察された。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】したがって、本発明
は、高負荷の内燃機関に使用しても疲労を起こし難い耐
疲労性が優れたアルミニウム軸受合金及びすべり軸受を
提供することを目的とする。
は、高負荷の内燃機関に使用しても疲労を起こし難い耐
疲労性が優れたアルミニウム軸受合金及びすべり軸受を
提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明に係るすべり軸受
用アルミニウム合金は、Ｓｎ：１〜１５重量％，Ｓｉ：
１〜８重量％，Ｃｒ：０．０５〜０．３重量％，Ｚｒ：
０．０５〜０．３重量％を含有し、残部Ａｌ及び不可避
的不純物からなり、Ａｌ−Ｃｒ金属間化合物が主として
アルミニウムの結晶粒界に析出し、Ａｌ−Ｚｒ金属間化
合物が主としてアルミニウム結晶粒内の亜粒界に析出し
ていることを特徴とするものである。さらに、本発明に
係るすべり軸受用アルミニウム合金は、Ｓｎ：１〜１５
重量％，Ｓｉ：１〜８重量％，Ｃｒ：０．０５〜０．３
重量％，Ｚｒ：０．０５〜０．３重量％を含有し、残部
Ａｌ及び不可避的不純物からなり、圧延後に３００〜４
００℃の低温焼鈍と４００〜４８０℃の高温焼鈍−但
し、低温焼鈍と高温焼鈍の温度差１０℃以上−を行って
焼鈍調質状態としたことを特徴とするものである。ま
た、本発明に係るすべり軸受は、上記したすべり軸受用
アルミニウム合金を軸受形状に成形してなるライニング
と、このライニングに被着されたＭｏＳ2 と樹脂のコー
ティングを含んでなることを特徴とするものである。以
下、本発明の滑り軸受合金の組成を先ず説明する。
用アルミニウム合金は、Ｓｎ：１〜１５重量％，Ｓｉ：
１〜８重量％，Ｃｒ：０．０５〜０．３重量％，Ｚｒ：
０．０５〜０．３重量％を含有し、残部Ａｌ及び不可避
的不純物からなり、Ａｌ−Ｃｒ金属間化合物が主として
アルミニウムの結晶粒界に析出し、Ａｌ−Ｚｒ金属間化
合物が主としてアルミニウム結晶粒内の亜粒界に析出し
ていることを特徴とするものである。さらに、本発明に
係るすべり軸受用アルミニウム合金は、Ｓｎ：１〜１５
重量％，Ｓｉ：１〜８重量％，Ｃｒ：０．０５〜０．３
重量％，Ｚｒ：０．０５〜０．３重量％を含有し、残部
Ａｌ及び不可避的不純物からなり、圧延後に３００〜４
００℃の低温焼鈍と４００〜４８０℃の高温焼鈍−但
し、低温焼鈍と高温焼鈍の温度差１０℃以上−を行って
焼鈍調質状態としたことを特徴とするものである。ま
た、本発明に係るすべり軸受は、上記したすべり軸受用
アルミニウム合金を軸受形状に成形してなるライニング
と、このライニングに被着されたＭｏＳ2 と樹脂のコー
ティングを含んでなることを特徴とするものである。以
下、本発明の滑り軸受合金の組成を先ず説明する。
【０００８】
【作用】Ｓｎは潤滑性を付与する成分であり、１重量％
（以下百分率は特に断らない限り重量％を意味するもの
とする）未満であると、軸受使用初期の凝着摩耗が多く
なり、一方１５％を超えると合金の強度が低下すること
によるアブレーシブな摩耗が多くなる。またＳｎ量が１
〜１５％の範囲内に入らないと所期の耐疲労性向上を図
ることはできない。好ましいＳｎ含有量は２〜１０％で
あり、より好ましいＳｎ含有量は２〜６％である。
（以下百分率は特に断らない限り重量％を意味するもの
とする）未満であると、軸受使用初期の凝着摩耗が多く
なり、一方１５％を超えると合金の強度が低下すること
によるアブレーシブな摩耗が多くなる。またＳｎ量が１
〜１５％の範囲内に入らないと所期の耐疲労性向上を図
ることはできない。好ましいＳｎ含有量は２〜１０％で
あり、より好ましいＳｎ含有量は２〜６％である。
【０００９】Ｓｉは共晶Ｓｉとして析出して耐摩耗性を
向上する成分である。Ｓｉが１％未満であると耐摩耗性
が不足し、一方８％を超えると加工性が低下する。
向上する成分である。Ｓｉが１％未満であると耐摩耗性
が不足し、一方８％を超えると加工性が低下する。
【００１０】ＣｒはＡｌ−Ｃｒ金属間化合物として析出
して耐疲労性を高める。このような効果を実現するため
にはＣｒは０．０５％以上が必要であり、一方０．３％
を超えると、合金が硬くなりすぎて加工性が低下し、又
粗大折出物が発生する。好ましいＣｒ量は０．０５〜
０．２５％であり、より好ましいＣｒ量は０．１〜０．
２％である。
して耐疲労性を高める。このような効果を実現するため
にはＣｒは０．０５％以上が必要であり、一方０．３％
を超えると、合金が硬くなりすぎて加工性が低下し、又
粗大折出物が発生する。好ましいＣｒ量は０．０５〜
０．２５％であり、より好ましいＣｒ量は０．１〜０．
２％である。
【００１１】ＺｒはＣｒと同様に圧延と焼鈍によりＡｌ
−Ｚｒ金属間化合物として析出してピンニング効果によ
りもたらす。この効果を実現するためにはＺｒは０．０
５％以上が必要であり、一方０．３％を超えると合金が
硬くなりすぎて加工性が低下し、又粗大折出物が発生す
る。好ましいＺｒ量は０．０５〜０．２％であり、より
好ましいＺｒ量は０．１〜０．２％である。
−Ｚｒ金属間化合物として析出してピンニング効果によ
りもたらす。この効果を実現するためにはＺｒは０．０
５％以上が必要であり、一方０．３％を超えると合金が
硬くなりすぎて加工性が低下し、又粗大折出物が発生す
る。好ましいＺｒ量は０．０５〜０．２％であり、より
好ましいＺｒ量は０．１〜０．２％である。
【００１２】また、本発明においてはアルミニウムの強
化元素であるＣｕ及びＭｇの少なくとも１種を３％以下
添加することができる。同様に、軟質成分でありなじみ
性を付与するＰｂ及びＢｉの少なくとも１種を９％以下
さらに添加することができる。
化元素であるＣｕ及びＭｇの少なくとも１種を３％以下
添加することができる。同様に、軟質成分でありなじみ
性を付与するＰｂ及びＢｉの少なくとも１種を９％以下
さらに添加することができる。
【００１３】続いて、組織の面から見た本発明のアルミ
ニウム合金を説明する。通常の鋳造法によると、アルミ
ニウム合金に添加されたＣｒは、圧延と焼鈍を経るとＡ
ｌ7 ＣｒなどのＡｌ−Ｃｒ金属間化合物として析出す
る。すなわち、圧延による加工硬化を取り除く軟化焼鈍
においてＡｌ−Ｃｒ金属間化合物がＡｌマトリックスか
ら転位の近傍に析出する。その後の再圧延では、この金
属間化合物は転位をピンニングし、一方Ａｌ結晶はさら
に変形され圧延方向に伸びる。さらに最終の軟化焼鈍を
で行うと、この温度で形成される再結晶粒の粒界に金属
間化合物のほとんどが存在している。このように結晶粒
の粒界の析出したＡｌ−Ｃｒ金属間化合物は結晶粒をピ
ンニングし結晶粒の粗大化による疲労破壊を防止する。
Ｚｒ−Ａｌ金属間化合物は析出する場所がＡｌ結晶粒界
ではなくＡｌ結晶粒内の亜粒界であることと、析出温度
が高いことに特長がある。すなわち、亜粒界にＡｌ3 Ｚ
ｒなどの金属間化合物が析出して、亜粒界をピンニング
することにより疲労を阻止する。この作用がないと耐疲
労性が劣化するのは、すべり軸受の使用中に亜粒界で境
界を接する亜結晶粒間で剪断歪みが発生することに起因
する新たな結晶粒が疲労の起点となるなどの理由が考え
られる。なお、結晶粒界はアルミニウム合金で通常行わ
れる光学顕微鏡による観察で検出でき、一方亜粒界は透
過電子顕微鏡による観察で検出できる。
ニウム合金を説明する。通常の鋳造法によると、アルミ
ニウム合金に添加されたＣｒは、圧延と焼鈍を経るとＡ
ｌ7 ＣｒなどのＡｌ−Ｃｒ金属間化合物として析出す
る。すなわち、圧延による加工硬化を取り除く軟化焼鈍
においてＡｌ−Ｃｒ金属間化合物がＡｌマトリックスか
ら転位の近傍に析出する。その後の再圧延では、この金
属間化合物は転位をピンニングし、一方Ａｌ結晶はさら
に変形され圧延方向に伸びる。さらに最終の軟化焼鈍を
で行うと、この温度で形成される再結晶粒の粒界に金属
間化合物のほとんどが存在している。このように結晶粒
の粒界の析出したＡｌ−Ｃｒ金属間化合物は結晶粒をピ
ンニングし結晶粒の粗大化による疲労破壊を防止する。
Ｚｒ−Ａｌ金属間化合物は析出する場所がＡｌ結晶粒界
ではなくＡｌ結晶粒内の亜粒界であることと、析出温度
が高いことに特長がある。すなわち、亜粒界にＡｌ3 Ｚ
ｒなどの金属間化合物が析出して、亜粒界をピンニング
することにより疲労を阻止する。この作用がないと耐疲
労性が劣化するのは、すべり軸受の使用中に亜粒界で境
界を接する亜結晶粒間で剪断歪みが発生することに起因
する新たな結晶粒が疲労の起点となるなどの理由が考え
られる。なお、結晶粒界はアルミニウム合金で通常行わ
れる光学顕微鏡による観察で検出でき、一方亜粒界は透
過電子顕微鏡による観察で検出できる。
【００１４】続いて、調質状態から見た本発明のすべり
軸受用アルミニウム合金を説明する。本発明と同一組成
のアルミニウム合金のＴ4 もしくはＴ6 調質状態の引張
り強さは約３００ＭＰａであるが、本発明のアルミニウ
ム合金の強度は、この半分以下になっている。このよう
な強度特性に相当する調質状態は、加工歪みが除去され
さらに過時効域に突入した状態である。この状態を本発
明では焼鈍調質と称する。具体的には圧延後に３００〜
４００℃、好ましくは３２０〜３８０℃の低温焼鈍と４
００〜４８０℃、好ましくは４２０〜４８０℃の高温焼
鈍（但し、低温と高温焼鈍の温度差１０℃以上）を行っ
た状態である。この低温焼鈍はＡｌ−Ｃｒ金属間化合物
を析出させ、一方高温焼鈍はＡｌ−Ｚｒ金属間化合物を
析出させる。この条件から逸脱すると、Ａｌ−Ｃｒ金属
間化合物は高温焼鈍では粗大化し、また一部は固溶し、
一方Ａｌ−Ｚｒ金属間化合物は低温焼鈍では析出が少な
い。このために、高温と低温の別々の焼鈍を行う必要が
ある。また、上述の理由から低温焼鈍を先に行い、高温
焼鈍を後に行うことが好ましい。この順序を逆にして
も、高温焼鈍で一部固溶したＡｌ−Ｃｒ金属間化合物が
析出するが、析出量は少なくなる。低温焼鈍は３０分〜
５時間の範囲内で、高温焼鈍は３０分〜５時間の範囲内
で行うことが好ましい。
軸受用アルミニウム合金を説明する。本発明と同一組成
のアルミニウム合金のＴ4 もしくはＴ6 調質状態の引張
り強さは約３００ＭＰａであるが、本発明のアルミニウ
ム合金の強度は、この半分以下になっている。このよう
な強度特性に相当する調質状態は、加工歪みが除去され
さらに過時効域に突入した状態である。この状態を本発
明では焼鈍調質と称する。具体的には圧延後に３００〜
４００℃、好ましくは３２０〜３８０℃の低温焼鈍と４
００〜４８０℃、好ましくは４２０〜４８０℃の高温焼
鈍（但し、低温と高温焼鈍の温度差１０℃以上）を行っ
た状態である。この低温焼鈍はＡｌ−Ｃｒ金属間化合物
を析出させ、一方高温焼鈍はＡｌ−Ｚｒ金属間化合物を
析出させる。この条件から逸脱すると、Ａｌ−Ｃｒ金属
間化合物は高温焼鈍では粗大化し、また一部は固溶し、
一方Ａｌ−Ｚｒ金属間化合物は低温焼鈍では析出が少な
い。このために、高温と低温の別々の焼鈍を行う必要が
ある。また、上述の理由から低温焼鈍を先に行い、高温
焼鈍を後に行うことが好ましい。この順序を逆にして
も、高温焼鈍で一部固溶したＡｌ−Ｃｒ金属間化合物が
析出するが、析出量は少なくなる。低温焼鈍は３０分〜
５時間の範囲内で、高温焼鈍は３０分〜５時間の範囲内
で行うことが好ましい。
【００１５】ところで、圧延加工後焼鈍されたアルミニ
ウム合金は再結晶組織となっており、内燃機関に使用さ
れるアルミニウム合金はこの組織状態である。軸受の使
用温度である１７０〜１８０℃程度の温度で高負荷が加
えられたアルミニウム合金は、さらに再結晶することは
ないが、荷重により移動する転位が疲労のきっかけを作
り出し、また荷重による結晶粒界や亜結晶粒界のずれが
疲労のきっかけを作り出す。本発明が特徴とする焼鈍は
１７０〜１８０℃より遥かに高温で行われるから、析出
するＡｌ−Ｃｒ及びＡｌ−Ｚｒ金属間化合物は軸受の使
用温度で安定であり、上記の転位及び結晶粒界をピンニ
ングすることにより疲労の進展を抑えることができる。
このような理由により、合金自体が著しく軟化するため
に強度の面では不利であるが、Ａｌ−Ｃｒ金属間化合物
とＡｌ−Ｚｒ金属間化合物の析出形態を制御する焼鈍調
質状態が高面圧下での耐疲労性の面では重要になる。
ウム合金は再結晶組織となっており、内燃機関に使用さ
れるアルミニウム合金はこの組織状態である。軸受の使
用温度である１７０〜１８０℃程度の温度で高負荷が加
えられたアルミニウム合金は、さらに再結晶することは
ないが、荷重により移動する転位が疲労のきっかけを作
り出し、また荷重による結晶粒界や亜結晶粒界のずれが
疲労のきっかけを作り出す。本発明が特徴とする焼鈍は
１７０〜１８０℃より遥かに高温で行われるから、析出
するＡｌ−Ｃｒ及びＡｌ−Ｚｒ金属間化合物は軸受の使
用温度で安定であり、上記の転位及び結晶粒界をピンニ
ングすることにより疲労の進展を抑えることができる。
このような理由により、合金自体が著しく軟化するため
に強度の面では不利であるが、Ａｌ−Ｃｒ金属間化合物
とＡｌ−Ｚｒ金属間化合物の析出形態を制御する焼鈍調
質状態が高面圧下での耐疲労性の面では重要になる。
【００１６】続いて、本発明に係るすべり軸受用アルミ
ニウム合金の製造方法を説明する。所定の組成をもつ合
金のインゴットを鋳造もしくは連続鋳造により製造した
後、圧延と本発明の特長とする焼鈍を少なくとも１回行
う加工工程によりライニングの厚さとする。熱処理とし
ては上記加工工程の中で低温焼鈍によりＡｌ−Ｃｒ金属
間化合物を析出する熱処理を行い、その後圧延を介して
または介さずに高温焼鈍によりＡｌ−Ｚｒ金属間化合物
を析出させる熱処理を行う。上記以外の熱処理、加工な
どは任意に追加して行うことができる。例えば、Ｍｇ2
Ｓｉ，Ａｌ−Ｃｕなどの金属間化合物は焼鈍温度では固
溶するために、これらの析出強化を利用する場合には、
上記熱処理の後に通常のＴ6 処理に相当する時効を行う
か、あるいは室温時効を行うことができる。この場合で
もＡｌ−Ｃｒ，Ａｌ−Ｚｒ金属間化合物の析出場所は上
記したところと変わらない。またＣｒ，Ｚｒ，Ｍｇ，Ｃ
ｕなどを固溶させるための熱処理として溶体化処理を行
うことができる。加工歪みを除去するための目的で低温
焼鈍を行うこともできる。
ニウム合金の製造方法を説明する。所定の組成をもつ合
金のインゴットを鋳造もしくは連続鋳造により製造した
後、圧延と本発明の特長とする焼鈍を少なくとも１回行
う加工工程によりライニングの厚さとする。熱処理とし
ては上記加工工程の中で低温焼鈍によりＡｌ−Ｃｒ金属
間化合物を析出する熱処理を行い、その後圧延を介して
または介さずに高温焼鈍によりＡｌ−Ｚｒ金属間化合物
を析出させる熱処理を行う。上記以外の熱処理、加工な
どは任意に追加して行うことができる。例えば、Ｍｇ2
Ｓｉ，Ａｌ−Ｃｕなどの金属間化合物は焼鈍温度では固
溶するために、これらの析出強化を利用する場合には、
上記熱処理の後に通常のＴ6 処理に相当する時効を行う
か、あるいは室温時効を行うことができる。この場合で
もＡｌ−Ｃｒ，Ａｌ−Ｚｒ金属間化合物の析出場所は上
記したところと変わらない。またＣｒ，Ｚｒ，Ｍｇ，Ｃ
ｕなどを固溶させるための熱処理として溶体化処理を行
うことができる。加工歪みを除去するための目的で低温
焼鈍を行うこともできる。
【００１７】上記した本発明に係るすべり軸受用アルミ
ニウム合金は、通常の構造のすべり軸受として使用する
ことができる。この中には、アルミニウム軸受合金（い
わゆるライニング）を鋼板などの裏金に圧着したバイメ
タル軸受や裏金に接着しないソリッド軸受が含まれる。
さらに、裏金とライニングの間に、強化層としての純ア
ルミニウム、Ａｌ−Ｃｕ、ＭｇもしくはＭｎ系アルミニ
ウム合金などの中間層を介在させた３層構造の軸受構造
も可能である。相手軸と接触するアルミニウム合金は、
その表面に固体潤滑剤であるＭｏＳ2と樹脂のコーティ
ングを好ましくは２〜１０μｍに被着することにより、
ＭｏＳ2 の働きによって軸受使用初期の焼付を防止する
ことができる。樹脂としてはポリイミド、ポリアミドイ
ミド樹脂などを好ましく使用することができる。また、
コーティング中のＭｏＳ2 の量は６０〜９０％であるこ
とが好ましい。上記のコーティングがある程度摩滅する
とアルミニウム合金が軸と接触する状態となって、軸受
合金本来の性能によって焼付、摩耗などが防止される。
したがって、Ｓｎのもつ機能はある程度ＭｏＳ2 により
代替されているので、アルミニウム合金中のＳｎ量は１
〜８％であることが好ましい。ＭｏＳ2 と組合わせてあ
るいはＭｏＳ2 とは別にグラファイトなどの固体潤滑剤
を使用することができる。以下、実施例により本発明を
説明する。
ニウム合金は、通常の構造のすべり軸受として使用する
ことができる。この中には、アルミニウム軸受合金（い
わゆるライニング）を鋼板などの裏金に圧着したバイメ
タル軸受や裏金に接着しないソリッド軸受が含まれる。
さらに、裏金とライニングの間に、強化層としての純ア
ルミニウム、Ａｌ−Ｃｕ、ＭｇもしくはＭｎ系アルミニ
ウム合金などの中間層を介在させた３層構造の軸受構造
も可能である。相手軸と接触するアルミニウム合金は、
その表面に固体潤滑剤であるＭｏＳ2と樹脂のコーティ
ングを好ましくは２〜１０μｍに被着することにより、
ＭｏＳ2 の働きによって軸受使用初期の焼付を防止する
ことができる。樹脂としてはポリイミド、ポリアミドイ
ミド樹脂などを好ましく使用することができる。また、
コーティング中のＭｏＳ2 の量は６０〜９０％であるこ
とが好ましい。上記のコーティングがある程度摩滅する
とアルミニウム合金が軸と接触する状態となって、軸受
合金本来の性能によって焼付、摩耗などが防止される。
したがって、Ｓｎのもつ機能はある程度ＭｏＳ2 により
代替されているので、アルミニウム合金中のＳｎ量は１
〜８％であることが好ましい。ＭｏＳ2 と組合わせてあ
るいはＭｏＳ2 とは別にグラファイトなどの固体潤滑剤
を使用することができる。以下、実施例により本発明を
説明する。
【００１８】
【実施例】実施例１ 表１に示す組成の合金を連続鋳造により板厚が１５ｍｍ
の連続鋳造板とした。その後以下の順序で加工と熱処理
を行った。本発明処理条件 （ａ）圧延（常温，板厚＝６ｍｍ） （ｂ）軟化焼鈍（３５０℃） （ｃ）圧延（常温℃，板厚＝１ｍｍ） （ｃ）軟化焼鈍（温度は表１に示すとおり）比較例処理条件 （ａ）圧延（常温℃，板厚＝６ｍｍ） （ｂ）軟化焼鈍（３５０℃） （ｃ）圧延（常温℃，板厚＝１ｍｍ） （ｃ）軟化焼鈍（３５０℃）
の連続鋳造板とした。その後以下の順序で加工と熱処理
を行った。本発明処理条件 （ａ）圧延（常温，板厚＝６ｍｍ） （ｂ）軟化焼鈍（３５０℃） （ｃ）圧延（常温℃，板厚＝１ｍｍ） （ｃ）軟化焼鈍（温度は表１に示すとおり）比較例処理条件 （ａ）圧延（常温℃，板厚＝６ｍｍ） （ｂ）軟化焼鈍（３５０℃） （ｃ）圧延（常温℃，板厚＝１ｍｍ） （ｃ）軟化焼鈍（３５０℃）
【００１９】
【００２０】上記処理を施したアルミニウム合金を室温
及び１７５℃で引張り試験を行った。
及び１７５℃で引張り試験を行った。
【００２１】
【表２】
【００２２】比較例３及び５はＺｒ無添加の組成を低温
時効したのでＡｌ7 ＣｒはＡｌ結晶粒の亜粒界に析出し
たが、Ａｌ−Ｚｒ金属間化合物は析出していない合金で
ある。このため引張り強さは低い。比較例４、６はＺｒ
とＣｒの添加した合金であるので、比較例３、５よりも
特性が優れているが、低温時効のみを行っているので、
引張り強さが低い。
時効したのでＡｌ7 ＣｒはＡｌ結晶粒の亜粒界に析出し
たが、Ａｌ−Ｚｒ金属間化合物は析出していない合金で
ある。このため引張り強さは低い。比較例４、６はＺｒ
とＣｒの添加した合金であるので、比較例３、５よりも
特性が優れているが、低温時効のみを行っているので、
引張り強さが低い。
【００２３】本発明処理Ｎｏ．１のＴＥＭによる組織の
内（亜）粒界、Ａｌ7 Ｃｒ及びＡｌ3 Ｚｒに着目したス
ケッチ図である。図示したように、Ａｌ7 Ｃｒ及びＡｌ
3 ＺｒはＡｌ結晶のそれぞれ結晶粒界と亜粒界に析出し
ている。
内（亜）粒界、Ａｌ7 Ｃｒ及びＡｌ3 Ｚｒに着目したス
ケッチ図である。図示したように、Ａｌ7 Ｃｒ及びＡｌ
3 ＺｒはＡｌ結晶のそれぞれ結晶粒界と亜粒界に析出し
ている。
【００２４】実施例２ 表３に組成を示す本発明の合金につき実施例と同様に加
工及び熱処理を施した。この圧延の途中でアルミニウム
合金を裏金（厚さ１．２ｍｍのＳＰＣＣ鋼板に圧着し
た。
工及び熱処理を施した。この圧延の途中でアルミニウム
合金を裏金（厚さ１．２ｍｍのＳＰＣＣ鋼板に圧着し
た。
【００２５】
【表３】
【００２６】表４に組成を示す合金につき前掲ドイツ特
許の実施例（公報第１１頁、第２表）と同様に加工及び
熱処理を施して、比較例の供試材とし、実施例１と同様
に裏金鋼板に圧着した。
許の実施例（公報第１１頁、第２表）と同様に加工及び
熱処理を施して、比較例の供試材とし、実施例１と同様
に裏金鋼板に圧着した。
【００２７】
【表４】
【００３０】これらのバイメタル材料を用いて、軸受に
加工し下記条件で疲労試験を行った。疲労試験条件 （イ）試験機：回転荷重試験機 （ロ）回転数：８０００ｒｐｍ （ハ）試験温度（軸受背面温度）：１６０〜１８３℃ （ニ）面圧：２９ＭＰａ （ホ）相手材：Ｓ５５Ｃ 高周波焼入れ （ヘ）潤滑油：５ｗ−３０ＳＨ 試験の結果をＮｏ．７とＮｏ．１２については図２に、
Ｎｏ．８とＮｏ１２については図３に示す。これらの図
より本発明の供試材は軸受背面で約１５℃、繰り返し数
で約５０倍従来の供試材よりも耐疲労性が優れているこ
とが分かる。上記以外の供試材についても同様の傾向が
得られた。
加工し下記条件で疲労試験を行った。疲労試験条件 （イ）試験機：回転荷重試験機 （ロ）回転数：８０００ｒｐｍ （ハ）試験温度（軸受背面温度）：１６０〜１８３℃ （ニ）面圧：２９ＭＰａ （ホ）相手材：Ｓ５５Ｃ 高周波焼入れ （ヘ）潤滑油：５ｗ−３０ＳＨ 試験の結果をＮｏ．７とＮｏ．１２については図２に、
Ｎｏ．８とＮｏ１２については図３に示す。これらの図
より本発明の供試材は軸受背面で約１５℃、繰り返し数
で約５０倍従来の供試材よりも耐疲労性が優れているこ
とが分かる。上記以外の供試材についても同様の傾向が
得られた。
【００３１】実施例３ 実施例２における本発明処理条件及び比較例処理条件の
うち一部につき、実施例２の疲労試験条件を一部修正し
た下記条件で試験を行った。疲労試験条件 （イ）試験機：往復動荷重試験機 （ロ）回転数：２０００〜３０００ｒｐｍ （ハ）試験温度（軸受背面温度）：１６０℃ （ニ）面圧：６０強ＭＰａ〜９０強ＭＰａ （ホ）相手材：Ｓ５５Ｃ 高周波焼入れ （ヘ）潤滑油：ＣＤ１０ｗ−３０ 試験の結果を図４に示す。なお図４より本発明の供試材
（◆）は、繰り返し数で約５０倍、面圧で３０ＭＰａ弱
従来の供試材よりも耐疲労性が優れていることが分か
る。
うち一部につき、実施例２の疲労試験条件を一部修正し
た下記条件で試験を行った。疲労試験条件 （イ）試験機：往復動荷重試験機 （ロ）回転数：２０００〜３０００ｒｐｍ （ハ）試験温度（軸受背面温度）：１６０℃ （ニ）面圧：６０強ＭＰａ〜９０強ＭＰａ （ホ）相手材：Ｓ５５Ｃ 高周波焼入れ （ヘ）潤滑油：ＣＤ１０ｗ−３０ 試験の結果を図４に示す。なお図４より本発明の供試材
（◆）は、繰り返し数で約５０倍、面圧で３０ＭＰａ弱
従来の供試材よりも耐疲労性が優れていることが分か
る。
【００３２】実施例４ 実施例３の本発明の処理条件と同じ供試材につきアルミ
ニウム合金の表面を粒面化した。粒面化の方法、りん酸
化合物もしくはクロム酸化合物添加酸液での酸洗、ある
いは機械的方法（ショットブラスト）であった。次にＭ
ｏＳ2 粒子（平均粒径０．５μｍ）７０重量％及びポリ
アミドイミド樹脂３０重量％からなる混合物を塗布し、
その後２２０℃で焼成して厚さが５μｍのコーティング
を形成した。その後実施例３の試験条件で試験を行った
ところ、本発明供試材の疲労特性は●で示すとおりとな
り、コーティングの効果が認められた。
ニウム合金の表面を粒面化した。粒面化の方法、りん酸
化合物もしくはクロム酸化合物添加酸液での酸洗、ある
いは機械的方法（ショットブラスト）であった。次にＭ
ｏＳ2 粒子（平均粒径０．５μｍ）７０重量％及びポリ
アミドイミド樹脂３０重量％からなる混合物を塗布し、
その後２２０℃で焼成して厚さが５μｍのコーティング
を形成した。その後実施例３の試験条件で試験を行った
ところ、本発明供試材の疲労特性は●で示すとおりとな
り、コーティングの効果が認められた。
【００３３】
【発明の効果】以上説明したように、本発明は、組織制
御あるいは調質状態の設定により、後面圧下でのＡｌ−
Ｓｎ−Ｓｉ系すべり軸受合金の耐疲労性を著しく高める
ことができる。また、これにＭｏＳ2 系皮膜を施すとさ
らに良好な性能が得られ、またＳｎ量を少なくすること
ができる。
御あるいは調質状態の設定により、後面圧下でのＡｌ−
Ｓｎ−Ｓｉ系すべり軸受合金の耐疲労性を著しく高める
ことができる。また、これにＭｏＳ2 系皮膜を施すとさ
らに良好な性能が得られ、またＳｎ量を少なくすること
ができる。
【図１】 本発明に係るすべり軸受用アルミニウム合金
の顕微鏡組織のスケッチである。
の顕微鏡組織のスケッチである。
【図２】 実施例２のＮｏ．７（本発明）とＮｏ．１２
（比較例）について疲労特性を示すグラフである。なお
ドットで示す幅は９５％の信頼性を示す。
（比較例）について疲労特性を示すグラフである。なお
ドットで示す幅は９５％の信頼性を示す。
【図３】 実施例２のＮｏ．８（本発明）とＮｏ．１２
（比較例）について図２と同様である。
（比較例）について図２と同様である。
【図４】 実施例３及び４において得られた疲労試験の
結果を示すグラフである。
結果を示すグラフである。
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８５ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８５Ｚ ６８６ ６８６Ｂ ６９１ ６９１Ｂ
Claims (7)
- 【請求項１】 Ｓｎ：１〜１５重量％，Ｓｉ：１〜８重
量％，Ｃｒ：０．０５〜０．３重量％，Ｚｒ：０．０５
〜０．３重量％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物
からなり、Ａｌ−Ｃｒ金属間化合物が主としてアルミニ
ウムの結晶粒界に析出し、Ａｌ−Ｚｒ金属間化合物が主
としてアルミニウム結晶粒内の亜粒界に析出しており、
高面圧下で耐疲労性が優れていることを特徴とするすべ
り軸受用アルミニウム合金。 - 【請求項２】 Ｓｎ：１〜１５重量％，Ｓｉ：１〜８重
量％，Ｃｒ：０．０５〜０．３重量％，Ｚｒ：０．０５
〜０．３重量％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物
からなり、圧延後に３００〜４００℃の低温焼鈍と４０
０〜４８０℃の高温焼鈍−但し低温焼鈍と高温焼鈍の温
度差１０℃以上−を行って焼鈍調質状態とし、高面圧下
で耐疲労性が優れていることを特徴とするすべり軸受用
アルミニウム合金。 - 【請求項３】 低温焼鈍の後に高温焼鈍を行う請求項２
記載のすべり軸受用アルミニウム合金。 - 【請求項４】 Ｃｕ及びＭｇの少なとも１種を３重量％
以下さらに含有することを特徴とする請求項１から３ま
での何れか１項記載のすべり軸受用アルミニウム合金。 - 【請求項５】 Ｐｂ及びＢｉの少なとも１種を９重量％
以下さらに含有することを特徴とする請求項１から４ま
での何れか１項記載のすべり軸受用アルミニウム合金。 - 【請求項６】 請求項１から５までの何れか１項記載の
すべり軸受用アルミニウム合金を軸受形状に成形してな
るライニングと、このライニングに被着されたＭｏＳ2
と樹脂のコーティングと、を含んでなるすべり軸受。 - 【請求項７】 前記すべり軸受用アルミニウム合金のＳ
ｎ量が８重量％以下である請求項６記載のすべり軸受。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19168598A JP3868630B2 (ja) | 1998-07-07 | 1998-07-07 | すべり軸受用アルミニウム合金及びすべり軸受 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19168598A JP3868630B2 (ja) | 1998-07-07 | 1998-07-07 | すべり軸受用アルミニウム合金及びすべり軸受 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000017363A true JP2000017363A (ja) | 2000-01-18 |
| JP3868630B2 JP3868630B2 (ja) | 2007-01-17 |
Family
ID=16278762
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19168598A Expired - Lifetime JP3868630B2 (ja) | 1998-07-07 | 1998-07-07 | すべり軸受用アルミニウム合金及びすべり軸受 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3868630B2 (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1475449A1 (de) * | 2003-03-14 | 2004-11-10 | Miba Gleitlager GmbH | Aluminiumknetlegierung |
| WO2005033353A2 (de) * | 2003-10-08 | 2005-04-14 | Miba Gleitlager Gmbh | Legierung, insbesondere für eine gleitschicht |
| EP2105512A1 (en) | 2008-03-25 | 2009-09-30 | Daido Metal Company Ltd. | Aluminium-based bearing alloy |
| EP2105518A2 (en) | 2008-03-25 | 2009-09-30 | Daido Metal Company Ltd. | Sliding bearing |
| CN102296210A (zh) * | 2011-08-24 | 2011-12-28 | 吴江市精工铝字制造厂 | 铸造铝合金 |
| EP2518172A1 (en) * | 2009-12-26 | 2012-10-31 | Taiho Kogyo Co., Ltd | Aluminum alloy for slide bearing, slide bearing and method for producing same |
| DE112010003120T5 (de) | 2009-07-29 | 2013-01-10 | Daido Metal Company Ltd. | Gleitlager |
| WO2015141572A1 (ja) * | 2014-03-19 | 2015-09-24 | 大豊工業株式会社 | すべり軸受 |
| JP2015178654A (ja) * | 2014-03-19 | 2015-10-08 | 大豊工業株式会社 | すべり軸受 |
| JP2015178655A (ja) * | 2014-03-19 | 2015-10-08 | 大豊工業株式会社 | すべり軸受 |
-
1998
- 1998-07-07 JP JP19168598A patent/JP3868630B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1475449A1 (de) * | 2003-03-14 | 2004-11-10 | Miba Gleitlager GmbH | Aluminiumknetlegierung |
| WO2005033353A2 (de) * | 2003-10-08 | 2005-04-14 | Miba Gleitlager Gmbh | Legierung, insbesondere für eine gleitschicht |
| WO2005033353A3 (de) * | 2003-10-08 | 2006-01-26 | Miba Gleitlager Gmbh | Legierung, insbesondere für eine gleitschicht |
| US7879453B2 (en) | 2003-10-08 | 2011-02-01 | Miba Gleitlager Gmbh | Alloy, in particular for a bearing coating |
| US8147981B2 (en) | 2003-10-08 | 2012-04-03 | Miba Gleitlager Gmbh | Alloy, in particular for a bearing coating |
| EP2105512A1 (en) | 2008-03-25 | 2009-09-30 | Daido Metal Company Ltd. | Aluminium-based bearing alloy |
| EP2105518A2 (en) | 2008-03-25 | 2009-09-30 | Daido Metal Company Ltd. | Sliding bearing |
| DE112010003120T5 (de) | 2009-07-29 | 2013-01-10 | Daido Metal Company Ltd. | Gleitlager |
| EP2518172A1 (en) * | 2009-12-26 | 2012-10-31 | Taiho Kogyo Co., Ltd | Aluminum alloy for slide bearing, slide bearing and method for producing same |
| EP2518172A4 (en) * | 2009-12-26 | 2014-07-30 | Taiho Kogyo Co Ltd | ALUMINUM ALLOY FOR A SLIDING BEARINGS, SLIDING BEARINGS AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF |
| CN102296210A (zh) * | 2011-08-24 | 2011-12-28 | 吴江市精工铝字制造厂 | 铸造铝合金 |
| WO2015141572A1 (ja) * | 2014-03-19 | 2015-09-24 | 大豊工業株式会社 | すべり軸受 |
| JP2015178654A (ja) * | 2014-03-19 | 2015-10-08 | 大豊工業株式会社 | すべり軸受 |
| JP2015178655A (ja) * | 2014-03-19 | 2015-10-08 | 大豊工業株式会社 | すべり軸受 |
| EP3037562A1 (en) * | 2014-03-19 | 2016-06-29 | Taiho Kogyo Co., Ltd | Sliding bearing |
| US9528550B2 (en) | 2014-03-19 | 2016-12-27 | Taiho Kogyo Co., Ltd. | Sliding bearing |
| EP3037562A4 (en) * | 2014-03-19 | 2017-05-17 | Taiho Kogyo Co., Ltd | Sliding bearing |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3868630B2 (ja) | 2007-01-17 |
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