JP2000119791A - すべり軸受用アルミニウム合金及びその製造方法 - Google Patents
すべり軸受用アルミニウム合金及びその製造方法Info
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Classifications
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- C22C32/0047—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with carbides, nitrides, borides or silicides as the main non-metallic constituents
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 なじみ性及び耐疲労性が共に高いレベルにあ
るすべり軸受用アルミニウム合金を提供する。 【解決手段】 Ｓｎ：２〜２０重量％，Ｃｕ：３重量％
以下，平均粒径５μｍ以下のＴｉＣ：０．３〜５容量％
を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるすべり
軸受用アルミニウム合金。
るすべり軸受用アルミニウム合金を提供する。 【解決手段】 Ｓｎ：２〜２０重量％，Ｃｕ：３重量％
以下，平均粒径５μｍ以下のＴｉＣ：０．３〜５容量％
を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるすべり
軸受用アルミニウム合金。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明はＡｌ−Ｓｎ系すべり
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、微粒子分散により室温域でのなじみ
性を確保しつつ高温域の使用でも耐疲労性を向上させた
Ａｌ−Ｓｎ系すべり軸受用アルミニウム合金及びその製
造方法に関するものである。
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、微粒子分散により室温域でのなじみ
性を確保しつつ高温域の使用でも耐疲労性を向上させた
Ａｌ−Ｓｎ系すべり軸受用アルミニウム合金及びその製
造方法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、なじみ性を付与するＳｎ，Ｐｂなど，
耐摩耗性を付与するＳｉなどである。アルミニウム合金
の耐疲労性を高める一つの方法としては、Ｓｉ，Ｃｒ，
Ｃｕ，Ｍｇなどの元素をある程度添加して析出硬化を利
用する手段がある。その熱処理としては、一般には、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。同じ
く、耐疲労性を高める他の方法としては、Ｃｕ，Ｍｇな
どの元素を固溶限以下添加して固溶体強化を利用する手
段がある。その熱処理としては、一般的には溶体化処理
後室温時効（Ｔ4 ）をする方法が行われている。
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、なじみ性を付与するＳｎ，Ｐｂなど，
耐摩耗性を付与するＳｉなどである。アルミニウム合金
の耐疲労性を高める一つの方法としては、Ｓｉ，Ｃｒ，
Ｃｕ，Ｍｇなどの元素をある程度添加して析出硬化を利
用する手段がある。その熱処理としては、一般には、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。同じ
く、耐疲労性を高める他の方法としては、Ｃｕ，Ｍｇな
どの元素を固溶限以下添加して固溶体強化を利用する手
段がある。その熱処理としては、一般的には溶体化処理
後室温時効（Ｔ4 ）をする方法が行われている。
【０００３】上述の固溶体強化法は温度が高くなるとそ
の効果がなくなる。また固溶体強化及び析出強化の何れ
も室温からある程度の高温までは温度の上昇とともに強
度及び硬度が増加するが、これに伴って軸受にとっては
重要ななじみ性が劣化する。なじみ性不足と関連して焼
付や疲労が発生する危険が高くなる。
の効果がなくなる。また固溶体強化及び析出強化の何れ
も室温からある程度の高温までは温度の上昇とともに強
度及び硬度が増加するが、これに伴って軸受にとっては
重要ななじみ性が劣化する。なじみ性不足と関連して焼
付や疲労が発生する危険が高くなる。
【０００４】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 133C2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４〜５μｍ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。
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 133C2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４〜５μｍ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。
【０００５】一方、セラミック微粒子による分散強化を
アルミニウム合金に適用することも公知である。この方
法としては一般に粉末冶金法が採用されている（例えば
特許第２７０９０９７号公報参照）。粉末冶金法により
製造されたセラミック微粒子分散強化アルミニウム合金
は耐摩耗部品には適しているが、厳しいなじみ性が要求
されるすべり軸受用として提供されたものではない。と
ころで、セラミック粒子を溶製アルミニウム合金に添加
することも公知であり、例えばダイカスト中に添加する
方法（特許第２７３９５８０号公報）がある。また、セ
ラミックス粒子を溶湯に供給する母合金に関しては、特
開平６−１７１６５号公報では、Ｔｉ粉末、黒鉛粉末及
びＡｌ（合金）粉末からなる圧粉成形体を作成し、Ａｌ
（合金）溶湯を圧粉成形体に含浸させた後に、加熱して
ＴｉＣ粒子を生成させ、続いて上記の処理をした圧粉成
形体をＴｉＣの母合金としている。
アルミニウム合金に適用することも公知である。この方
法としては一般に粉末冶金法が採用されている（例えば
特許第２７０９０９７号公報参照）。粉末冶金法により
製造されたセラミック微粒子分散強化アルミニウム合金
は耐摩耗部品には適しているが、厳しいなじみ性が要求
されるすべり軸受用として提供されたものではない。と
ころで、セラミック粒子を溶製アルミニウム合金に添加
することも公知であり、例えばダイカスト中に添加する
方法（特許第２７３９５８０号公報）がある。また、セ
ラミックス粒子を溶湯に供給する母合金に関しては、特
開平６−１７１６５号公報では、Ｔｉ粉末、黒鉛粉末及
びＡｌ（合金）粉末からなる圧粉成形体を作成し、Ａｌ
（合金）溶湯を圧粉成形体に含浸させた後に、加熱して
ＴｉＣ粒子を生成させ、続いて上記の処理をした圧粉成
形体をＴｉＣの母合金としている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】通常のアルミニウム合
金とセラミックスを複合したアルミニウム合金を比較す
ると、前者は室温での硬度が低くなじみ性に優れている
が高温で急激に硬度が低下するために耐疲労性が十分で
はなく、一方後者は高温での硬度が高いために耐疲労性
が良好であるが室温硬度が高いためになじみ性が不良で
あるという一長一短があった。したがって、本発明は、
上述の技術の現状に鑑み、低温でのなじみ性を確保しつ
つ高温域での耐疲労性が優れたすべり軸受用アルミニウ
ム合金及びその製造方法を提供することを目的とする。
金とセラミックスを複合したアルミニウム合金を比較す
ると、前者は室温での硬度が低くなじみ性に優れている
が高温で急激に硬度が低下するために耐疲労性が十分で
はなく、一方後者は高温での硬度が高いために耐疲労性
が良好であるが室温硬度が高いためになじみ性が不良で
あるという一長一短があった。したがって、本発明は、
上述の技術の現状に鑑み、低温でのなじみ性を確保しつ
つ高温域での耐疲労性が優れたすべり軸受用アルミニウ
ム合金及びその製造方法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】本発明は、Ｓｎ：２〜２
０重量％，Ｃｕ：３重量％以下，平均粒径５μｍ以下の
ＴｉＣ粒子：０．３〜５容量％を含有し、残部Ａｌ及び
不可避的不純物からなることを特徴とする微粒子分散Ａ
ｌ−Ｓｎ系すべり軸受用アルミニウム合金を提供する。
０重量％，Ｃｕ：３重量％以下，平均粒径５μｍ以下の
ＴｉＣ粒子：０．３〜５容量％を含有し、残部Ａｌ及び
不可避的不純物からなることを特徴とする微粒子分散Ａ
ｌ−Ｓｎ系すべり軸受用アルミニウム合金を提供する。
【０００８】以下、本発明の特徴を説明する。先ず上記
組成において、Ｓｎは軟質の二次相として分散してなじ
み性を発現する元素である。Ｓｎ量は２重量％未満では
なじみ性が不足し、一方２０重量％を超えるとＡｌ合金
の強度が低下するのでＳｎ量は２〜２０重量％とする必
要がある。好ましいＳｎ量は２〜１２重量％であり、さ
らに好ましいＳｎ量は２〜８重量％である。
組成において、Ｓｎは軟質の二次相として分散してなじ
み性を発現する元素である。Ｓｎ量は２重量％未満では
なじみ性が不足し、一方２０重量％を超えるとＡｌ合金
の強度が低下するのでＳｎ量は２〜２０重量％とする必
要がある。好ましいＳｎ量は２〜１２重量％であり、さ
らに好ましいＳｎ量は２〜８重量％である。
【０００９】ＣｕはＡｌの固溶体強化によりＡｌマトリ
ックスを強化して疲労を起こり難くする。Ｃｕ量が３重
量％を超えると、室温から軸受使用温度までの硬度が高
くなりすぎるためになじみ性が低下する。好ましいＣｕ
量の下限は０．１重量％であり、好ましいＣｕ量範囲は
０．１〜２重量％である。
ックスを強化して疲労を起こり難くする。Ｃｕ量が３重
量％を超えると、室温から軸受使用温度までの硬度が高
くなりすぎるためになじみ性が低下する。好ましいＣｕ
量の下限は０．１重量％であり、好ましいＣｕ量範囲は
０．１〜２重量％である。
【００１０】ＴｉＣ粒子は分散強化により高温強度と耐
疲労性を向上する。なじみ性の観点からのＴｉＣの特質
は、硬質粒子であるためにそれ自身がなじむ作用はな
い；Ａｌマトリックスから析出することによる硬化を起
こさないのでそれよるなじみ性低下の弊害もない；他の
硬質粒子よりは硬度が低いのでなじみ性は比較的良好で
あるなどである。ＴｉＣ粒子は平均粒径が小さい方が耐
疲労性及びなじみ性の観点から好ましく、５μｍを超え
ると弊害が目立つようになる。ＴｉＣ粒子は０．３容量
％未満でも高温強度向上の効果が少なくなり、５容量％
を超えるとなじみ性が著しく低下する。好ましくは、Ｔ
ｉＣ粒子は平均粒径が２μｍ以下で、添加量が３容量％
以下である。ＴｉＣ粒子による耐疲労性の向上効果は圧
延材において著しく高められる。この理由は、（ａ）圧
延材ではＳｎ粒子とＴｉＣ粒子が接近していることから
判断してＳｎ粒子の粗大化が軸受使用中に抑制される；
（ｂ）室温での硬さ上昇が他のセラミックス粒子複合添
加の場合よりも低いためになじみ性が良い；（ｃ）圧延
により導入された転位が解放され難くなるために、高温
での強度低下が少ないことに関連していると思われる。
疲労性を向上する。なじみ性の観点からのＴｉＣの特質
は、硬質粒子であるためにそれ自身がなじむ作用はな
い；Ａｌマトリックスから析出することによる硬化を起
こさないのでそれよるなじみ性低下の弊害もない；他の
硬質粒子よりは硬度が低いのでなじみ性は比較的良好で
あるなどである。ＴｉＣ粒子は平均粒径が小さい方が耐
疲労性及びなじみ性の観点から好ましく、５μｍを超え
ると弊害が目立つようになる。ＴｉＣ粒子は０．３容量
％未満でも高温強度向上の効果が少なくなり、５容量％
を超えるとなじみ性が著しく低下する。好ましくは、Ｔ
ｉＣ粒子は平均粒径が２μｍ以下で、添加量が３容量％
以下である。ＴｉＣ粒子による耐疲労性の向上効果は圧
延材において著しく高められる。この理由は、（ａ）圧
延材ではＳｎ粒子とＴｉＣ粒子が接近していることから
判断してＳｎ粒子の粗大化が軸受使用中に抑制される；
（ｂ）室温での硬さ上昇が他のセラミックス粒子複合添
加の場合よりも低いためになじみ性が良い；（ｃ）圧延
により導入された転位が解放され難くなるために、高温
での強度低下が少ないことに関連していると思われる。
【００１１】さらに、本発明のアルミニウム合金は、Ｍ
ｇ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｍｎ，Ｖ，Ｎｉ及びＦｅからなる群の
１種又は２種以上を合計で２重量％以下さらに含有する
ことができる。これらの元素のうちＭｇはＣｕと同様に
固溶体強化を行う元素である。その添加量は２重量％以
下であり、２重量％を超えると合金が硬化しすぎるため
になじみ性などが劣化する。ＣｒなどのＭｇ以外の元素
は高温強度を向上する元素である。その添加量は２重量
％以下であり、２重量％を超えると合金が硬化しすぎま
た粗大析出物が発生する。Ｍｇ等の好ましい添加量は合
計で０．３〜１．５％である。
ｇ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｍｎ，Ｖ，Ｎｉ及びＦｅからなる群の
１種又は２種以上を合計で２重量％以下さらに含有する
ことができる。これらの元素のうちＭｇはＣｕと同様に
固溶体強化を行う元素である。その添加量は２重量％以
下であり、２重量％を超えると合金が硬化しすぎるため
になじみ性などが劣化する。ＣｒなどのＭｇ以外の元素
は高温強度を向上する元素である。その添加量は２重量
％以下であり、２重量％を超えると合金が硬化しすぎま
た粗大析出物が発生する。Ｍｇ等の好ましい添加量は合
計で０．３〜１．５％である。
【００１２】また、本発明のアルミニウム合金は、Ｐ
ｂ，Ｂｉ及びＩｎからなる群の１種又は２種以上を合計
で８重量％以下さらに含有することができる。これらの
元素は単独であるいはＳｎとの合金として軟質相を形成
してなじみ性を高める。ただし、その添加量が８重量％
を超えると合金強度が低下する。Ｐｂなどの好ましい添
加量は４重量％であり、より好ましくは２重量％以下で
ある。
ｂ，Ｂｉ及びＩｎからなる群の１種又は２種以上を合計
で８重量％以下さらに含有することができる。これらの
元素は単独であるいはＳｎとの合金として軟質相を形成
してなじみ性を高める。ただし、その添加量が８重量％
を超えると合金強度が低下する。Ｐｂなどの好ましい添
加量は４重量％であり、より好ましくは２重量％以下で
ある。
【００１３】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。まず、Ａｌ−Ｓｎ，
Ａｌ−ＣｕなどのＡｌ合金及び純Ａｌなどの金属原料の
少なくとも１種（以下「Ａｌ母合金」と言う）と、Ｔｉ
Ｃを分散させた圧粉成形体（以下「ＴｉＣ母合金」と言
う）とを、全体の組成が上記した複合合金組成になるよ
うに用意し、Ａｌ母合金を溶解して得た溶湯にＴｉＣ母
合金を添加するなどの方法でこれらを接触させて溶製し
たＴｉＣ分散アルミニウム合金鋳塊を圧延することが好
ましい。すなわち、上述の方法によりＡｌ（合金）溶湯
にＴｉＣを均一に分散させることができ、さらに圧延に
よりＴｉＣがＡｌ合金中にさらに均一に分散せしめられ
る。ＴｉＣを添加する圧粉成形体としては、Ａｌ，Ａｌ
合金、Ｃｕ，Ｃｕ合金などの任意の材料を選択すること
ができる。添加の方法としては、ＴｉＣ粉末とこれらの
材料を粉末冶金法により混合、圧粉する方法や、前掲特
開平６−１７１６５号公報にて開示された方法によるこ
とができる。また、ＴｉＣ粉末として添加するのではな
くＴｉと黒鉛を圧粉体内で反応させる方法によってもよ
い。
ニウム合金の製造方法を説明する。まず、Ａｌ−Ｓｎ，
Ａｌ−ＣｕなどのＡｌ合金及び純Ａｌなどの金属原料の
少なくとも１種（以下「Ａｌ母合金」と言う）と、Ｔｉ
Ｃを分散させた圧粉成形体（以下「ＴｉＣ母合金」と言
う）とを、全体の組成が上記した複合合金組成になるよ
うに用意し、Ａｌ母合金を溶解して得た溶湯にＴｉＣ母
合金を添加するなどの方法でこれらを接触させて溶製し
たＴｉＣ分散アルミニウム合金鋳塊を圧延することが好
ましい。すなわち、上述の方法によりＡｌ（合金）溶湯
にＴｉＣを均一に分散させることができ、さらに圧延に
よりＴｉＣがＡｌ合金中にさらに均一に分散せしめられ
る。ＴｉＣを添加する圧粉成形体としては、Ａｌ，Ａｌ
合金、Ｃｕ，Ｃｕ合金などの任意の材料を選択すること
ができる。添加の方法としては、ＴｉＣ粉末とこれらの
材料を粉末冶金法により混合、圧粉する方法や、前掲特
開平６−１７１６５号公報にて開示された方法によるこ
とができる。また、ＴｉＣ粉末として添加するのではな
くＴｉと黒鉛を圧粉体内で反応させる方法によってもよ
い。
【００１４】鋳造は連続鋳造もしくは鋳塊鋳造により任
意の厚さに行う。圧延は冷間圧延で行い、圧延による圧
下率（厚さ減少率）は１パス当たり２０〜５０％であ
り、また鋳塊から製品までの合計圧下率は９５〜９９％
が好ましい。圧延板の調質状態は固溶体化処理（Ｔ4 ）
が好ましいが、特に限定はされない。
意の厚さに行う。圧延は冷間圧延で行い、圧延による圧
下率（厚さ減少率）は１パス当たり２０〜５０％であ
り、また鋳塊から製品までの合計圧下率は９５〜９９％
が好ましい。圧延板の調質状態は固溶体化処理（Ｔ4 ）
が好ましいが、特に限定はされない。
【００１５】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。
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。
【００１６】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３〜１０μｍに被着することにより、Ｍ
ｏＳ2 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重量％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２〜８重量％であることが好ましい。
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３〜１０μｍに被着することにより、Ｍ
ｏＳ2 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重量％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２〜８重量％であることが好ましい。
【００１７】
【作用】一般に、分散強化により高温強度が向上する
と耐疲労性も向上する；硬質分散相によりなじみ性が
劣化する。すると、軸受使用初期のなじみが形成され難
く、また一旦形成されたなじみ面が乱されるために、境
界潤滑や固体潤滑になり摩耗が起こり、ひいては耐疲労
性にマイナスの作用を及ぼすと言える。使用温度がより
高温になっている近年の内燃機関に本発明のすべり軸受
を使用するとの作用が有効な働きをする。またＴｉＣ
を分散したアルミニウム合金はで記述した室温でのな
じみ性劣化の度合いが少ない。これらの結果本発明によ
ると、高温での顕著な耐疲労性向上効果と室温域でのす
ぐれたなじみ性が得られる。以下、実施例により本発明
を説明する。
と耐疲労性も向上する；硬質分散相によりなじみ性が
劣化する。すると、軸受使用初期のなじみが形成され難
く、また一旦形成されたなじみ面が乱されるために、境
界潤滑や固体潤滑になり摩耗が起こり、ひいては耐疲労
性にマイナスの作用を及ぼすと言える。使用温度がより
高温になっている近年の内燃機関に本発明のすべり軸受
を使用するとの作用が有効な働きをする。またＴｉＣ
を分散したアルミニウム合金はで記述した室温でのな
じみ性劣化の度合いが少ない。これらの結果本発明によ
ると、高温での顕著な耐疲労性向上効果と室温域でのす
ぐれたなじみ性が得られる。以下、実施例により本発明
を説明する。
【００１８】
【実施例】実施例１ 本発明においては、ＴｉＣ母合金は次の方法で製造し
た。なお、百分率は特記しない限り重量％である。１．
１ｇのＴｉ粉末（住友シチックス製、−３２５メッシ
ュ）、０．２ｇの黒鉛粉末（ＡＥＳＡＲ製、−３２５メ
ッシュ）、および０．５ｇの純Ａｌ粉末（東洋アルミニ
ウム製、−１００メッシュ）を秤量混合した。得られた
混合粉末を金型圧縮法にて面圧４トンでφ１１．３ｍｍ
×５ｍｍの円柱状に成形した。この圧粉成形体を、純Ａ
ｌ溶湯（温度：７８０℃）中に３０秒間浸漬した後、取
り出して赤熱しないように凝固させ、含浸体とした。上
記含浸体をＡｒガス雰囲気中にて５℃／分の加熱速度で
１２００℃まで加熱した後、加熱を停止して同雰囲気中
で室温まで自然冷却してベレット（ＴｉＣ母合金）を得
た。
た。なお、百分率は特記しない限り重量％である。１．
１ｇのＴｉ粉末（住友シチックス製、−３２５メッシ
ュ）、０．２ｇの黒鉛粉末（ＡＥＳＡＲ製、−３２５メ
ッシュ）、および０．５ｇの純Ａｌ粉末（東洋アルミニ
ウム製、−１００メッシュ）を秤量混合した。得られた
混合粉末を金型圧縮法にて面圧４トンでφ１１．３ｍｍ
×５ｍｍの円柱状に成形した。この圧粉成形体を、純Ａ
ｌ溶湯（温度：７８０℃）中に３０秒間浸漬した後、取
り出して赤熱しないように凝固させ、含浸体とした。上
記含浸体をＡｒガス雰囲気中にて５℃／分の加熱速度で
１２００℃まで加熱した後、加熱を停止して同雰囲気中
で室温まで自然冷却してベレット（ＴｉＣ母合金）を得
た。
【００１９】Ａｌ母合金としては組成が，４．５％Ｓ
ｎ，１．７％Ｃｕ，残部Ａｌのものを通常の溶解法で用
意した。Ａｌ母合金を低周波炉で溶解した後、ＴｉＣ母
合金を投入溶解した。その後２０分保持してＴｉＣ微粒
子の溶湯中での分散を均一化した後、板厚１８ｍｍに８
００℃にて連続鋳造した。引き続いて中間焼鈍を３５０
℃で行って２段の冷間圧延を行って厚さが１．１ｍｍの
製品圧延板とした。この圧延板の組成は４％Ｓｎ，１．
５％Ｃｕ，２％ＴｉＣ（平均粒径１μｍ），残部Ａｌで
あった。
ｎ，１．７％Ｃｕ，残部Ａｌのものを通常の溶解法で用
意した。Ａｌ母合金を低周波炉で溶解した後、ＴｉＣ母
合金を投入溶解した。その後２０分保持してＴｉＣ微粒
子の溶湯中での分散を均一化した後、板厚１８ｍｍに８
００℃にて連続鋳造した。引き続いて中間焼鈍を３５０
℃で行って２段の冷間圧延を行って厚さが１．１ｍｍの
製品圧延板とした。この圧延板の組成は４％Ｓｎ，１．
５％Ｃｕ，２％ＴｉＣ（平均粒径１μｍ），残部Ａｌで
あった。
【００２０】続いてＡｌ合金圧延板と軟鋼板（厚さ２．
４ｍｍ）を通常の方法でバイメタル状に圧接した。この
バイメタル状試験片につき下記条件の疲労試験を行っ
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焼入材 （ヘ）潤滑油：５ｗ−３０ＳＨ 試験の結果を図１に示す。図２には上記試験片の顕微鏡
組織（表面を５０μｍ研摩した後の表面組織）を示す。
これよりＳｎ二次相が圧延方向に長く伸びていることが
明らかである。
４ｍｍ）を通常の方法でバイメタル状に圧接した。この
バイメタル状試験片につき下記条件の疲労試験を行っ
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焼入材 （ヘ）潤滑油：５ｗ−３０ＳＨ 試験の結果を図１に示す。図２には上記試験片の顕微鏡
組織（表面を５０μｍ研摩した後の表面組織）を示す。
これよりＳｎ二次相が圧延方向に長く伸びていることが
明らかである。
【００２１】組成が１２％Ｓｎ，１．０％Ｃｕ，２．７
％Ｓｉ、残部Ａｌとなる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、上述の本発明の圧延板
と同様に裏金鋼板に圧着した。その耐疲労性試験結果を
図１に併せて示す。図１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。
％Ｓｉ、残部Ａｌとなる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、上述の本発明の圧延板
と同様に裏金鋼板に圧着した。その耐疲労性試験結果を
図１に併せて示す。図１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。
【００２２】実施例２ 上記試験条件において試験温度を１７５℃と一定にし
て、表１に示す組成につき試験を行った。
て、表１に示す組成につき試験を行った。
【００２３】
【表１】
【００２４】表１に示すように、Ｓｎ量、Ｃｕ量、Ｔｉ
Ｃ添加量、ＴｉＣ平均粒径のいずれかが本発明範囲外と
なると耐疲労性もしくは耐焼付性が劣化する。またＴｉ
Ｃ添加量が少ない試料Ｎｏ４の顕微鏡組織を図２から、
この組織ではＳｎ二次相に接近しているＴｉＣ量が少な
いことが分かる。
Ｃ添加量、ＴｉＣ平均粒径のいずれかが本発明範囲外と
なると耐疲労性もしくは耐焼付性が劣化する。またＴｉ
Ｃ添加量が少ない試料Ｎｏ４の顕微鏡組織を図２から、
この組織ではＳｎ二次相に接近しているＴｉＣ量が少な
いことが分かる。
【００２５】実施例３ 図３（表２）に示す組成の材料につき実施例１と同様に
試験を行い、得られた繰り返し回数を表２に併記する。
試験を行い、得られた繰り返し回数を表２に併記する。
【００２６】
【発明の効果】以上説明したように、本発明は、ＴｉＣ
微粒子の分散強化により耐疲労性を著しく高めることが
でき、またなじみ性も良好に保つことができる。
微粒子の分散強化により耐疲労性を著しく高めることが
でき、またなじみ性も良好に保つことができる。
【図１】 実施例１及び比較例１において得られた疲労
試験の結果を示すグラフである。
試験の結果を示すグラフである。
【図２】 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（倍率倍）写真である。
の顕微鏡組織（倍率倍）写真である。
【図３】 実施例２に供した材料の組成及び疲労試験結
果を示す図表（表２）である。
果を示す図表（表２）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） Ｆ１６Ｃ 33/14 Ｆ１６Ｃ 33/14 Ｚ (72)発明者 神谷 荘司 愛知県豊田市緑ケ丘３丁目65番地 大豊工 業株式会社内 (72)発明者 佐藤 和明 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内 (72)発明者 大河内 幸男 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内 (72)発明者 額見 哲也 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内 Ｆターム(参考） 3J011 DA02 SB03 SB04 SB05 SB12 SB13 SB15 SB20 4K020 AA22 AC01 BA02 BB22 BC02 BC03
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｓｎ：２〜２０重量％，Ｃｕ：３重量％
以下，平均粒径５μｍ以下のＴｉＣ：０．３〜５容量％
を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなることを
特徴とするすべり軸受用アルミニウム合金。 - 【請求項２】 Ｍｇ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｍｎ，Ｖ，Ｎｉ及び
Ｆｅからなる群の１種又は２種以上を合計で２重量％以
下さらに含有することを特徴とする請求項１記載のすべ
り軸受用アルミニウム合金。 - 【請求項３】 Ｐｂ，Ｂｉ及びＩｎからなる群の１種又
は２種以上を合計で８重量％以下さらに含有することを
特徴とする請求項１又は２記載のすべり軸受用アルミニ
ウム合金。 - 【請求項４】 圧延材であ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】 Ａｌ母合金もしくは金属原料と、ＴｉＣ
を分散させた圧粉成形体とを、全体の組成が請求項１か
ら３までの何れか１項記載の組成になるように用意し、
前記Ａｌ母合金もしくは金属原料を溶解して得た溶湯
と、前記ＴｉＣを分散させた圧粉成形体とを接触させて
溶製したＴｉＣ分散アルミニウム合金鋳塊を圧延するこ
とを特徴とするすべり軸受用アルミニウム合金の製造方
法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28797298A JP4116166B2 (ja) | 1998-10-09 | 1998-10-09 | すべり軸受及びその製造方法 |
| US09/841,034 US6706126B2 (en) | 1998-10-09 | 2001-04-25 | Aluminum alloy for sliding bearing and its production method |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28797298A JP4116166B2 (ja) | 1998-10-09 | 1998-10-09 | すべり軸受及びその製造方法 |
| US09/841,034 US6706126B2 (en) | 1998-10-09 | 2001-04-25 | Aluminum alloy for sliding bearing and its production method |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000119791A true JP2000119791A (ja) | 2000-04-25 |
| JP4116166B2 JP4116166B2 (ja) | 2008-07-09 |
Family
ID=26556961
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28797298A Expired - Fee Related JP4116166B2 (ja) | 1998-10-09 | 1998-10-09 | すべり軸受及びその製造方法 |
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| Country | Link |
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| JP (1) | JP4116166B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| US6706126B2 (en) | 1998-10-09 | 2004-03-16 | Taiho Kogyo Co., Ltd. | Aluminum alloy for sliding bearing and its production method |
| WO2004092602A1 (ja) * | 2003-04-17 | 2004-10-28 | Daido Metal Company Ltd. | 摺動部材 |
| US6899844B2 (en) | 2001-04-25 | 2005-05-31 | Taiho Kogyo Co., Ltd. | Production method of aluminum alloy for sliding bearing |
| CN100365144C (zh) * | 2004-08-03 | 2008-01-30 | 米巴·格来特来格有限公司 | 用于承受摩擦载荷的表面的铝合金 |
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|---|---|---|---|---|
| GB0216331D0 (en) * | 2002-07-13 | 2002-08-21 | Dana Corp | Bearings |
| AT412284B (de) * | 2003-03-14 | 2004-12-27 | Miba Gleitlager Gmbh | Aluminiumknetlegierung |
| DE102014220788B4 (de) | 2014-10-14 | 2016-08-11 | Federal-Mogul Wiesbaden Gmbh | Gleitlagerverbundwerkstoff mit Aluminium-Lagermetallschicht |
| DE102015213052A1 (de) * | 2015-07-13 | 2017-01-19 | Federal-Mogul Wiesbaden Gmbh | Gleitlager, Gleitlagerwerkstoff, Verfahren zur Herstellung eines Gleitlagerwerkstoffes und Verwendung eines Gleitlagerwerkstoffes für ein Gleitlager |
| CN109852851A (zh) * | 2019-03-20 | 2019-06-07 | 安徽信息工程学院 | 一种低磨损率材料及其制备方法 |
| CN111690857A (zh) * | 2020-05-13 | 2020-09-22 | 宁波华源精特金属制品有限公司 | 一种发动机连杆 |
Family Cites Families (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4836982A (en) | 1984-10-19 | 1989-06-06 | Martin Marietta Corporation | Rapid solidification of metal-second phase composites |
| JP2734891B2 (ja) | 1992-07-02 | 1998-04-02 | トヨタ自動車株式会社 | 金属炭化物粒子分散金属基複合材料の製造方法 |
| JP2780626B2 (ja) | 1994-01-10 | 1998-07-30 | トヨタ自動車株式会社 | 金属炭化物粒子分散金属基複合材料の製造方法 |
| DE19723868A1 (de) | 1996-11-21 | 1998-12-10 | Seilstorfer Gmbh & Co Metallur | Verwendungen eines hochwarmfesten Aluminiumwerkstoffs |
| JP2000050376A (ja) | 1998-07-30 | 2000-02-18 | Casio Comput Co Ltd | 電子機器 |
| JP4116166B2 (ja) | 1998-10-09 | 2008-07-09 | 大豊工業株式会社 | すべり軸受及びその製造方法 |
| JP2000119797A (ja) * | 1998-10-12 | 2000-04-25 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその製造方法 |
| US6416598B1 (en) * | 1999-04-20 | 2002-07-09 | Reynolds Metals Company | Free machining aluminum alloy with high melting point machining constituent and method of use |
-
1998
- 1998-10-09 JP JP28797298A patent/JP4116166B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
2001
- 2001-04-25 US US09/841,034 patent/US6706126B2/en not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
| US6706126B2 (en) | 1998-10-09 | 2004-03-16 | Taiho Kogyo Co., Ltd. | Aluminum alloy for sliding bearing and its production method |
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| CN100365144C (zh) * | 2004-08-03 | 2008-01-30 | 米巴·格来特来格有限公司 | 用于承受摩擦载荷的表面的铝合金 |
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|---|---|
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