JP2001153141A - Ａｌ−Ｓｎ系軸受材料 - Google Patents
Ａｌ−Ｓｎ系軸受材料Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 軸受材料として要求される耐焼付性やなじみ
性を損なわず、Ａｌ−Ｓｎ系合金の基本であるＡｌマト
リックスそのものの強度を改善し、靭性に富み、耐疲労
性においてケルメット系軸受材料を超える優れたＡｌ−
Ｓｎ系軸受材料を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｓｎ：６〜４０％、Ｓｉ：１
〜１０％、Ｍｇ：０．１〜１％を含み、場合によって
は、Ｃｕ：０．１〜１未満％、Ｐｂ：０．１〜３％、Ａ
ｇ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｓｂ，Ｎｉ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂ，Ｚｒのう
ちから選ばれる１種または２種以上の合計：０．０１〜
３％を含み、残部実質的にＡｌのＡｌ−Ｓｎ系軸受合金
を用い、前記合金を３８０℃以上の温度で１〜１０分間
保持したのち、少なくとも７０℃／分の冷却速度で室温
迄冷却し、１５０℃以上２００℃以下の温度で３〜７２
時間保持する熱処理を施してなるＡｌ−Ｓｎ系軸受材
料、および前記Ａｌ−Ｓｎ系軸受合金と、Ｓｎを含まな
いＡｌ合金からなる中間層もしくは純Ａｌからなる中間
層もしくはＮｉメッキ中間層を介して裏金と圧接し前記
熱処理を施してなる裏金付Ａｌ−Ｓｎ系軸受材料。
性を損なわず、Ａｌ−Ｓｎ系合金の基本であるＡｌマト
リックスそのものの強度を改善し、靭性に富み、耐疲労
性においてケルメット系軸受材料を超える優れたＡｌ−
Ｓｎ系軸受材料を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｓｎ：６〜４０％、Ｓｉ：１
〜１０％、Ｍｇ：０．１〜１％を含み、場合によって
は、Ｃｕ：０．１〜１未満％、Ｐｂ：０．１〜３％、Ａ
ｇ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｓｂ，Ｎｉ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂ，Ｚｒのう
ちから選ばれる１種または２種以上の合計：０．０１〜
３％を含み、残部実質的にＡｌのＡｌ−Ｓｎ系軸受合金
を用い、前記合金を３８０℃以上の温度で１〜１０分間
保持したのち、少なくとも７０℃／分の冷却速度で室温
迄冷却し、１５０℃以上２００℃以下の温度で３〜７２
時間保持する熱処理を施してなるＡｌ−Ｓｎ系軸受材
料、および前記Ａｌ−Ｓｎ系軸受合金と、Ｓｎを含まな
いＡｌ合金からなる中間層もしくは純Ａｌからなる中間
層もしくはＮｉメッキ中間層を介して裏金と圧接し前記
熱処理を施してなる裏金付Ａｌ−Ｓｎ系軸受材料。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車や一般産業
用機械ないしは農業用機械などの高出力エンジンの軸受
部材として好適に使用され、高強度であって、耐疲労性
や耐焼付性にも優れたアルミニウム系すべり軸受材料に
関するものである。
用機械ないしは農業用機械などの高出力エンジンの軸受
部材として好適に使用され、高強度であって、耐疲労性
や耐焼付性にも優れたアルミニウム系すべり軸受材料に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来のアルミニウム系軸受材料として
は、例えば、特公昭６１−４０２９７号公報や特公平７
−３３５５８号公報に開示されているものがあり、主と
してＡｌ−Ｓｎ系アルミニウム合金をベースにしてＣ
ｒ，Ｍｎ，Ｖ，Ｚｎのごとき遷移元素を少量添加するこ
とにより合金強度を高めたものや、特公平２−３５０２
０号公報に開示されているようにＡｌ−Ｓｉ系アルミニ
ウム合金においてＳｉの粒状化により潤滑性と強度向上
を狙ったものや、特公昭５２−１２１３１号公報に開示
されているようにＰｂの分散を考慮したものや、特許第
２５６４０１２号公報に記載されているように中間接着
層を改良したもの等、種々の面からＡｌ−Ｓｎ合金系軸
受の耐疲労性を向上させる工夫がなされてきている。
は、例えば、特公昭６１−４０２９７号公報や特公平７
−３３５５８号公報に開示されているものがあり、主と
してＡｌ−Ｓｎ系アルミニウム合金をベースにしてＣ
ｒ，Ｍｎ，Ｖ，Ｚｎのごとき遷移元素を少量添加するこ
とにより合金強度を高めたものや、特公平２−３５０２
０号公報に開示されているようにＡｌ−Ｓｉ系アルミニ
ウム合金においてＳｉの粒状化により潤滑性と強度向上
を狙ったものや、特公昭５２−１２１３１号公報に開示
されているようにＰｂの分散を考慮したものや、特許第
２５６４０１２号公報に記載されているように中間接着
層を改良したもの等、種々の面からＡｌ−Ｓｎ合金系軸
受の耐疲労性を向上させる工夫がなされてきている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】これらのＡｌ−Ｓｎ系
軸受材料の改良は、基本的には、Ａｌ−遷移金属系化合
物を微細に析出させた分散強化による合金強化の手法を
用いており、原子サイズでのＡｌマトリックスそのもの
の強化までには至っていないのが現状である。
軸受材料の改良は、基本的には、Ａｌ−遷移金属系化合
物を微細に析出させた分散強化による合金強化の手法を
用いており、原子サイズでのＡｌマトリックスそのもの
の強化までには至っていないのが現状である。
【０００４】すなわち、こうした遷移金属を少量添加す
ればＡｌやＳｉと化合物を作り、転位の移動に伴ってお
こる合金の変形を阻止し、適切な分散状態においては極
めて優れた強度向上に結びついたものとなっている。
ればＡｌやＳｉと化合物を作り、転位の移動に伴ってお
こる合金の変形を阻止し、適切な分散状態においては極
めて優れた強度向上に結びついたものとなっている。
【０００５】しかしながら、こうした分散強化合金材料
は化合物の析出状態（大きさ、形態）に左右され、且
つ、偏析を起しやすく、多量に添加すれば化合物が粗大
化し、たちまち脆い材料になってしまうという欠点があ
った。
は化合物の析出状態（大きさ、形態）に左右され、且
つ、偏析を起しやすく、多量に添加すれば化合物が粗大
化し、たちまち脆い材料になってしまうという欠点があ
った。
【０００６】また、こうした化合物を生成する合金系は
強度向上に反して伸びが低下し、圧延加工性が極めて悪
くなり、特に、裏金付アルミニウム軸受材料として使用
するには鋳造後強加工を加えて圧延する必要があり、化
合物分散強化型材料では強度の向上に限界を有している
状況である。
強度向上に反して伸びが低下し、圧延加工性が極めて悪
くなり、特に、裏金付アルミニウム軸受材料として使用
するには鋳造後強加工を加えて圧延する必要があり、化
合物分散強化型材料では強度の向上に限界を有している
状況である。
【０００７】さらにまた、最近はエンジンの高出力化と
同時に環境対策としてＰｂの削減が叫ばれており、Ｃｕ
−Ｐｂ系のケルメット合金に代えて、Ｐｂを含まないＡ
ｌ−Ｓｎ系合金が見直されつつある。
同時に環境対策としてＰｂの削減が叫ばれており、Ｃｕ
−Ｐｂ系のケルメット合金に代えて、Ｐｂを含まないＡ
ｌ−Ｓｎ系合金が見直されつつある。
【０００８】しかしながら、Ａｌ−Ｓｎ系合金はケルメ
ット系合金に比べ、表面層にＰｂを主成分とするオーバ
ーレイメッキ層を施さずに使える利点もあるが、オーバ
ーレイ層に比べ焼付性に劣り、且つ、合金強度も低いた
め、どうしても代替材料にそのまま使えるほどの信頼性
に欠けるのも現実である。
ット系合金に比べ、表面層にＰｂを主成分とするオーバ
ーレイメッキ層を施さずに使える利点もあるが、オーバ
ーレイ層に比べ焼付性に劣り、且つ、合金強度も低いた
め、どうしても代替材料にそのまま使えるほどの信頼性
に欠けるのも現実である。
【０００９】
【発明の目的】本発明は、こうした観点から、軸受合金
としての耐焼付性やなじみ性を損なわず、Ａｌ−Ｓｎ系
合金の基本であるＡｌマトリックスそのものの強化改善
を目指し、靭性に富み、耐疲労性においてケルメット系
軸受材料を陵駕する優れたＡｌ−Ｓｎ系軸受材料および
これを用いた裏金付軸受材料を提供することを目的とし
ている。
としての耐焼付性やなじみ性を損なわず、Ａｌ−Ｓｎ系
合金の基本であるＡｌマトリックスそのものの強化改善
を目指し、靭性に富み、耐疲労性においてケルメット系
軸受材料を陵駕する優れたＡｌ−Ｓｎ系軸受材料および
これを用いた裏金付軸受材料を提供することを目的とし
ている。
【００１０】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
め、本発明ではアルミニウムマトリックス自体の飛躍的
な強度上昇を図ることとしたものであって、Ａｌ−Ｓｎ
系合金に含まれるＭｇ成分の晶出形態に着目し、適切な
熱処理により、Ｍｇ２Ｓｎ化合物として固定されていた
Ｍｇ分を極めて短時間で分解消失させ、このＭｇ分をＡ
ｌマトリックス中に拡散させて分散させることによりＡ
ｌマトリックス自体を強化することを目指したものであ
る。
め、本発明ではアルミニウムマトリックス自体の飛躍的
な強度上昇を図ることとしたものであって、Ａｌ−Ｓｎ
系合金に含まれるＭｇ成分の晶出形態に着目し、適切な
熱処理により、Ｍｇ２Ｓｎ化合物として固定されていた
Ｍｇ分を極めて短時間で分解消失させ、このＭｇ分をＡ
ｌマトリックス中に拡散させて分散させることによりＡ
ｌマトリックス自体を強化することを目指したものであ
る。
【００１１】また、Ｃｕが添加されている場合、Ｃｕ成
分の析出形態もＳｎ相中にＣｕＡｌ ２化合物として晶出
することから、適切な熱処理により、Ａｌマトリックス
中に拡散させ、Ｍｇとの相乗効果によってより高強度な
材料とすることを目指したものである。
分の析出形態もＳｎ相中にＣｕＡｌ ２化合物として晶出
することから、適切な熱処理により、Ａｌマトリックス
中に拡散させ、Ｍｇとの相乗効果によってより高強度な
材料とすることを目指したものである。
【００１２】さらにまた、低温で時効析出させることに
より、より高強度で特性の安定した軸受材料およびこれ
を用いた軸受を提供するものである。
より、より高強度で特性の安定した軸受材料およびこれ
を用いた軸受を提供するものである。
【００１３】このようなＡｌ−Ｓｎ系軸受材料として
は、重量％で、Ｓｎ：６〜４０％、Ｓｉ：１〜１０％、
Ｍｇ：０．１〜１％を含み、残部実質的にＡｌのＡｌ−
Ｓｎ系軸受合金からなり、Ｓｎ液相を介した拡散処理に
よりＭｇがＡｌマトリックス中に分散しているものとす
ることができ、場合によっては、Ａｌ−Ｓｎ系軸受合金
が、Ｃｕ：０．１〜１未満％を含んでいるものとするこ
とができ、同じく、場合によっては、Ａｌ−Ｓｎ系軸受
合金が、Ｐｂ：０．１〜３％を含んでいるものとするこ
とができ、同じく、場合によっては、Ａｌ−Ｓｎ系軸受
合金が、Ａｇ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｓｂ，Ｎｉ，Ｖ，Ｔｉ，
Ｂ，Ｚｒのうちから選ばれる１種または２種以上の合
計：０．０１〜３％を含んでいるものとすることがで
き、裏金を用いる場合には、前記Ａｌ−Ｓｎ系軸受材料
が、Ｓｎを含まないＡｌ合金からなる中間層もしくは純
Ａｌからなる中間層もしくはＮｉメッキ中間層を介して
裏金と圧接してなるものとすることができる。
は、重量％で、Ｓｎ：６〜４０％、Ｓｉ：１〜１０％、
Ｍｇ：０．１〜１％を含み、残部実質的にＡｌのＡｌ−
Ｓｎ系軸受合金からなり、Ｓｎ液相を介した拡散処理に
よりＭｇがＡｌマトリックス中に分散しているものとす
ることができ、場合によっては、Ａｌ−Ｓｎ系軸受合金
が、Ｃｕ：０．１〜１未満％を含んでいるものとするこ
とができ、同じく、場合によっては、Ａｌ−Ｓｎ系軸受
合金が、Ｐｂ：０．１〜３％を含んでいるものとするこ
とができ、同じく、場合によっては、Ａｌ−Ｓｎ系軸受
合金が、Ａｇ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｓｂ，Ｎｉ，Ｖ，Ｔｉ，
Ｂ，Ｚｒのうちから選ばれる１種または２種以上の合
計：０．０１〜３％を含んでいるものとすることがで
き、裏金を用いる場合には、前記Ａｌ−Ｓｎ系軸受材料
が、Ｓｎを含まないＡｌ合金からなる中間層もしくは純
Ａｌからなる中間層もしくはＮｉメッキ中間層を介して
裏金と圧接してなるものとすることができる。
【００１４】すなわち、本発明に係わるＡｌ−Ｓｎ系軸
受材料は、請求項１に記載しているように、重量％で、
Ｓｎ：６〜４０％、Ｓｉ：１〜１０％、Ｍｇ：０．１〜
１％を含み、残部実質的にＡｌのＡｌ−Ｓｎ系軸受合金
を用い、前記合金を３８０℃以上（好ましくは、Ｓｎ液
相が生成される温度以上でかつ例えばＦｅ裏金を用いる
場合に化合物層が生成される温度である５２０℃以下）
の温度で１〜１０分間保持したのち、少なくとも７０℃
／分の冷却速度で室温迄冷却し、１５０℃以上２００℃
以下の温度で３〜７２時間保持する熱処理を施してなる
ものとしたことを特徴としている。
受材料は、請求項１に記載しているように、重量％で、
Ｓｎ：６〜４０％、Ｓｉ：１〜１０％、Ｍｇ：０．１〜
１％を含み、残部実質的にＡｌのＡｌ−Ｓｎ系軸受合金
を用い、前記合金を３８０℃以上（好ましくは、Ｓｎ液
相が生成される温度以上でかつ例えばＦｅ裏金を用いる
場合に化合物層が生成される温度である５２０℃以下）
の温度で１〜１０分間保持したのち、少なくとも７０℃
／分の冷却速度で室温迄冷却し、１５０℃以上２００℃
以下の温度で３〜７２時間保持する熱処理を施してなる
ものとしたことを特徴としている。
【００１５】そして、本発明に係わるＡｌ−Ｓｎ系軸受
材料においては、請求項２に記載しているように、Ｃ
ｕ：０．１〜１未満％を含んでいるＡｌ−Ｓｎ系軸受合
金を用いるようになすことができる。
材料においては、請求項２に記載しているように、Ｃ
ｕ：０．１〜１未満％を含んでいるＡｌ−Ｓｎ系軸受合
金を用いるようになすことができる。
【００１６】そしてまた、本発明に係わるＡｌ−Ｓｎ系
軸受材料においては、請求項３に記載しているように、
Ｐｂ：０．１〜３％を含んでいるＡｌ−Ｓｎ系軸受合金
を用いるようになすことができる。
軸受材料においては、請求項３に記載しているように、
Ｐｂ：０．１〜３％を含んでいるＡｌ−Ｓｎ系軸受合金
を用いるようになすことができる。
【００１７】さらに、本発明に係わるＡｌ−Ｓｎ系軸受
材料においては、請求項４に記載しているように、Ａ
ｇ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｓｂ，Ｎｉ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂ，Ｚｒのう
ちから選ばれる１種または２種以上の合計：０．０１〜
３％を含んでいるＡｌ−Ｓｎ系軸受合金を用いるように
なすことができる。
材料においては、請求項４に記載しているように、Ａ
ｇ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｓｂ，Ｎｉ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂ，Ｚｒのう
ちから選ばれる１種または２種以上の合計：０．０１〜
３％を含んでいるＡｌ−Ｓｎ系軸受合金を用いるように
なすことができる。
【００１８】さらにまた、本発明による裏金付Ａｌ−Ｓ
ｎ系軸受材料は、請求項５に記載しているように、請求
項１ないし４のいずれかに記載のＡｌ−Ｓｎ系軸受合金
と、Ｓｎを含まないＡｌ合金からなる中間層もしくは純
Ａｌからなる中間層もしくはＮｉメッキ中間層を介して
裏金と圧接し、前記裏金付Ａｌ−Ｓｎ系軸受合金を３８
０℃以上５２０℃以下の温度で１〜１０分間保持したの
ち、少なくとも７０℃／分の冷却速度で室温迄冷却し、
１５０℃以上２００℃以下の温度で３〜７２時間保持す
る熱処理を施してなるものとしたことを特徴としてい
る。
ｎ系軸受材料は、請求項５に記載しているように、請求
項１ないし４のいずれかに記載のＡｌ−Ｓｎ系軸受合金
と、Ｓｎを含まないＡｌ合金からなる中間層もしくは純
Ａｌからなる中間層もしくはＮｉメッキ中間層を介して
裏金と圧接し、前記裏金付Ａｌ−Ｓｎ系軸受合金を３８
０℃以上５２０℃以下の温度で１〜１０分間保持したの
ち、少なくとも７０℃／分の冷却速度で室温迄冷却し、
１５０℃以上２００℃以下の温度で３〜７２時間保持す
る熱処理を施してなるものとしたことを特徴としてい
る。
【００１９】
【発明の作用】次に、本発明に係わるＡｌ−Ｓｎ系軸受
材料の素材となるＡｌ−Ｓｎ系軸受合金の成分組成（重
量％）と熱処理の関係についてそれらの作用と共にさら
に詳細に説明する。
材料の素材となるＡｌ−Ｓｎ系軸受合金の成分組成（重
量％）と熱処理の関係についてそれらの作用と共にさら
に詳細に説明する。
【００２０】従来より、アルミニウム合金における強度
向上の手法として、熱処理を施すことは日常的に行われ
てきたが、Ｓｎを多量に含む軸受合金への適用研究は少
ないといえるのであり、むしろ、Ｓｎは熱処理における
時効現象を阻害する元素として一般的には見られてき
た。
向上の手法として、熱処理を施すことは日常的に行われ
てきたが、Ｓｎを多量に含む軸受合金への適用研究は少
ないといえるのであり、むしろ、Ｓｎは熱処理における
時効現象を阻害する元素として一般的には見られてき
た。
【００２１】本発明は、そのような従来の見解を否定
し、むしろ、多量のＳｎの介在を活用して軸受合金とし
て必要な性質の向上を目指したものである。
し、むしろ、多量のＳｎの介在を活用して軸受合金とし
て必要な性質の向上を目指したものである。
【００２２】本発明で素材とするＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ−Ｍ
ｇ系合金において、ＭｇはＳｎ相中にＭｇ２Ｓｎの化合
物の形をとって晶出する。もし、Ｓｎを含まない通常の
合金の場合であっても本合金系の如くＳｉを多量に含む
場合、Ｍｇ２Ｓｉという極めて安定な化合物に固定さ
れ、析出硬化の用に供されるＭｇ分が無くなってしま
う。しかしながら、本発明で適用される合金ではＳｎを
多量に含んでいるためＳｎ相中にＭｇがＭｇ２Ｓｎの形
で晶出することを見い出した。また、本発明で適用され
る合金をＳｎが溶解する温度以上に加熱するとＭｇ２Ｓ
ｎもＳｎ液相に溶け、温度上昇と共に急速にＡｌマトリ
ックス中に拡散していく。
ｇ系合金において、ＭｇはＳｎ相中にＭｇ２Ｓｎの化合
物の形をとって晶出する。もし、Ｓｎを含まない通常の
合金の場合であっても本合金系の如くＳｉを多量に含む
場合、Ｍｇ２Ｓｉという極めて安定な化合物に固定さ
れ、析出硬化の用に供されるＭｇ分が無くなってしま
う。しかしながら、本発明で適用される合金ではＳｎを
多量に含んでいるためＳｎ相中にＭｇがＭｇ２Ｓｎの形
で晶出することを見い出した。また、本発明で適用され
る合金をＳｎが溶解する温度以上に加熱するとＭｇ２Ｓ
ｎもＳｎ液相に溶け、温度上昇と共に急速にＡｌマトリ
ックス中に拡散していく。
【００２３】すなわち、網目状に張りめぐらされたＳｎ
ネットワークを通してＭｇがＡｌマトリックスに浸透し
ていく。また、Ｓｎを含まない通常のアルミニウム合金
の場合、Ｓｎ液相を介さない固相拡散によってＭｇがマ
トリックス中に拡散するので極めて長い時間を必要とす
るが、本合金系では極めて短時間の保持時間（１〜１０
分）で十分その拡散・溶体化を完了することができる。
ネットワークを通してＭｇがＡｌマトリックスに浸透し
ていく。また、Ｓｎを含まない通常のアルミニウム合金
の場合、Ｓｎ液相を介さない固相拡散によってＭｇがマ
トリックス中に拡散するので極めて長い時間を必要とす
るが、本合金系では極めて短時間の保持時間（１〜１０
分）で十分その拡散・溶体化を完了することができる。
【００２４】さらにまた、本合金系にＣｕを少量加えた
ときでもより強度向上を図れることも判明した。すなわ
ち、このＣｕもＭｇと同じくＳｎ相中にＣｕＡｌ２とし
て析出し、Ｓｎが溶解する温度以上に加熱するとＳｎ液
相中のＣｕＡｌ２は徐々に分解し、Ｓｎネットワークを
通してＭｇと同様にＡｌマトリックス中に拡散し、極め
て短時間で溶体化が完了する。
ときでもより強度向上を図れることも判明した。すなわ
ち、このＣｕもＭｇと同じくＳｎ相中にＣｕＡｌ２とし
て析出し、Ｓｎが溶解する温度以上に加熱するとＳｎ液
相中のＣｕＡｌ２は徐々に分解し、Ｓｎネットワークを
通してＭｇと同様にＡｌマトリックス中に拡散し、極め
て短時間で溶体化が完了する。
【００２５】続いて、水冷若しくは空冷でも冷却速度が
７０℃／分以上であるように急冷すれば、Ｍｇ、場合に
よってはさらにＣｕを過飽和に溶解したＡｌマトリック
スが得られることとなり、この合金を１５０〜２００℃
で３時間以上７２時間以内の熱処理を加えることにより
時効現象が表われてより強靭な材料とすることができ
る。
７０℃／分以上であるように急冷すれば、Ｍｇ、場合に
よってはさらにＣｕを過飽和に溶解したＡｌマトリック
スが得られることとなり、この合金を１５０〜２００℃
で３時間以上７２時間以内の熱処理を加えることにより
時効現象が表われてより強靭な材料とすることができ
る。
【００２６】このように、本発明はＳｎ相中に晶出する
金属間化合物の再溶解・再析出を巧みに利用したもので
あって、特に、本発明では鋳造しそして圧延等により加
工していく段階では軟質な状態を保つことができ、最終
工程において、合金に内在する有効元素をサブミクロン
のオーダーで再析出させ、強度ならびに靭性に富む材料
に変化させることが可能であり、軸受材料としては理想
的なものである。
金属間化合物の再溶解・再析出を巧みに利用したもので
あって、特に、本発明では鋳造しそして圧延等により加
工していく段階では軟質な状態を保つことができ、最終
工程において、合金に内在する有効元素をサブミクロン
のオーダーで再析出させ、強度ならびに靭性に富む材料
に変化させることが可能であり、軸受材料としては理想
的なものである。
【００２７】また、図１に示すように、Ｆｅ組成の裏金
付アルミニウム軸受材料における熱処理においてはＡｌ
／Ｆｅ界面に脆いＡｌ−Ｆｅ金属間化合物が生成され、
この化合物が生成するとその界面からアルミニウム軸受
合金が剥離を起こし、裏金付アルミニウム軸受材料とし
ての用を全くなさなくなってしまう。従って、この化合
物生成を避けるには短時間でしかも比較的低い温度でＭ
ｇやＣｕを均一に拡散させる溶体化を進めなくてはなら
ない。
付アルミニウム軸受材料における熱処理においてはＡｌ
／Ｆｅ界面に脆いＡｌ−Ｆｅ金属間化合物が生成され、
この化合物が生成するとその界面からアルミニウム軸受
合金が剥離を起こし、裏金付アルミニウム軸受材料とし
ての用を全くなさなくなってしまう。従って、この化合
物生成を避けるには短時間でしかも比較的低い温度でＭ
ｇやＣｕを均一に拡散させる溶体化を進めなくてはなら
ない。
【００２８】すなわち、本発明はＡｌ−Ｓｎ系軸受合金
においてＳｎ液相を介在させることで短時間でかつ比較
的低い温度で溶体化させることを主旨として主にＭｇ添
加により達成したものである。
においてＳｎ液相を介在させることで短時間でかつ比較
的低い温度で溶体化させることを主旨として主にＭｇ添
加により達成したものである。
【００２９】次に、本発明の耐疲労性に優れたＡｌ−Ｓ
ｎ系軸受材料におけるＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金の
成分組成（重量％）の理由とその作用・効果について説
明する。
ｎ系軸受材料におけるＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金の
成分組成（重量％）の理由とその作用・効果について説
明する。
【００３０】１）Ｓｎ：６〜４０％ ＳｎはＭｇ２Ｓｎ、ＣｕＡｌ２の析出・再溶解・拡散の
全てに関与するこの系での必須元素である。特に、その
析出形態として、ネットワーク構造を持つことがこの合
金系の熱処理効果を引き出すのに有効であり、軸受の基
本的な性質である耐焼付性を保持する上でも必要な元素
である。従って、ネットワーク構造を持たせるにはＳｎ
含有量は６〜４０％の範囲とするのが良く、６％未満で
はその効果が弱く、４０％超過ではマトリックスの強度
が急減し、軸受としての耐荷重特性が問題となる。
全てに関与するこの系での必須元素である。特に、その
析出形態として、ネットワーク構造を持つことがこの合
金系の熱処理効果を引き出すのに有効であり、軸受の基
本的な性質である耐焼付性を保持する上でも必要な元素
である。従って、ネットワーク構造を持たせるにはＳｎ
含有量は６〜４０％の範囲とするのが良く、６％未満で
はその効果が弱く、４０％超過ではマトリックスの強度
が急減し、軸受としての耐荷重特性が問題となる。
【００３１】２）Ｓｉ：１〜１０％ Ｓｉは軸受合金において硬質粒子として存在し、耐摩耗
性や耐焼付性を向上させる成分であるが、１％未満では
その効果が乏しく、１０％超過ではＳｉが粗大化し、合
金そのものが脆くなってしまう。 Ｍｇ：０．１〜１％ Ｍｇは前記の如く熱処理効果を引き出すために必要な添
加元素であり、０．１％未満ではその効果は不十分であ
り、１％を超えて加えるとＳｎを多量に含む軸受合金に
あっては鋳造時の巣の発生が多くなり、問題となる。同
時に合金が硬くなり過ぎ、本来軸受が必要とするなじみ
性や耐焼付性に問題が出る。
性や耐焼付性を向上させる成分であるが、１％未満では
その効果が乏しく、１０％超過ではＳｉが粗大化し、合
金そのものが脆くなってしまう。 Ｍｇ：０．１〜１％ Ｍｇは前記の如く熱処理効果を引き出すために必要な添
加元素であり、０．１％未満ではその効果は不十分であ
り、１％を超えて加えるとＳｎを多量に含む軸受合金に
あっては鋳造時の巣の発生が多くなり、問題となる。同
時に合金が硬くなり過ぎ、本来軸受が必要とするなじみ
性や耐焼付性に問題が出る。
【００３２】４）Ｃｕ：０．１〜１未満％ ＣｕはＭｇと共に熱処理効果に寄与するので必要に応じ
て添加する元素であり、０．１％未満ではその効果は少
なく、１％以上では合金が硬くなり、また、応力腐食割
れが発生するため問題となる。また、Ｃｕを増すと耐食
性も悪化するので１％以上の添加は好ましくない。
て添加する元素であり、０．１％未満ではその効果は少
なく、１％以上では合金が硬くなり、また、応力腐食割
れが発生するため問題となる。また、Ｃｕを増すと耐食
性も悪化するので１％以上の添加は好ましくない。
【００３３】５）Ｐｂ：０．１〜３％ ＰｂはＳｎと同様に潤滑の用に供される金属であり、少
量の添加で耐焼付性が飛躍的に向上するので必要に応じ
て添加されるが、０．１％未満では効果は無く、３％超
過では偏析を起こし、均一な分布が得られなくなる。従
って、添加量としては０．１〜３％が適切であり、Ｐｂ
添加により切削性も良くなり、軸受内面の仕上げ加工時
の精度向上にも役立つ。
量の添加で耐焼付性が飛躍的に向上するので必要に応じ
て添加されるが、０．１％未満では効果は無く、３％超
過では偏析を起こし、均一な分布が得られなくなる。従
って、添加量としては０．１〜３％が適切であり、Ｐｂ
添加により切削性も良くなり、軸受内面の仕上げ加工時
の精度向上にも役立つ。
【００３４】６）Ａｇ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｓｂ，Ｎｉ，Ｖ，
Ｔｉ，Ｂ，Ｚｒのうちから選ばれる１種または２種以上
の合計：０．０１〜３％ これらの元素はＡｌマトリックスの強化に有効な元素で
あって、適性量添加すればマトリックス中に分散し、軸
受合金の耐疲労性を高める。しかし、０．０１％未満で
は効果は少なく、３％超過では粗大な化合物を析出し、
割れが発生しやすくなるため、添加するとしてもこの範
囲に抑える必要がある。また、これらの元素の添加は熱
処理による応力割れを防止する効果もある。
Ｔｉ，Ｂ，Ｚｒのうちから選ばれる１種または２種以上
の合計：０．０１〜３％ これらの元素はＡｌマトリックスの強化に有効な元素で
あって、適性量添加すればマトリックス中に分散し、軸
受合金の耐疲労性を高める。しかし、０．０１％未満で
は効果は少なく、３％超過では粗大な化合物を析出し、
割れが発生しやすくなるため、添加するとしてもこの範
囲に抑える必要がある。また、これらの元素の添加は熱
処理による応力割れを防止する効果もある。
【００３５】７）熱処理条件 上記成分のＡｌ−Ｓｎ系軸受合金は、裏金としてＦｅ系
材料を用いる場合に、処理温度と処理時間によって裏金
との接合界面に脆いＡｌ−Ｆｅ金属間化合物を生成す
る。この化合物の生成傾向は温度が高い程、また、時間
が長い程生成しやすくなる傾向を持つ。この生成傾向を
マトリックス的に表したものが図１であるが、５２０℃
よりも高い熱処理では時間を短くしても化合物が生成し
てしまうことが判明した。
材料を用いる場合に、処理温度と処理時間によって裏金
との接合界面に脆いＡｌ−Ｆｅ金属間化合物を生成す
る。この化合物の生成傾向は温度が高い程、また、時間
が長い程生成しやすくなる傾向を持つ。この生成傾向を
マトリックス的に表したものが図１であるが、５２０℃
よりも高い熱処理では時間を短くしても化合物が生成し
てしまうことが判明した。
【００３６】一方、図２は軸受合金の熱処理効果を硬度
上昇で示したものであるが、この図２から明らかなよう
に処理温度が高いほど、また、時間が長いほど熱処理効
果が得られることが判る。そして、図１と図２を同時に
満足する図３に示す熱処理条件では界面に脆い金属間化
合物を生成させず、且つ、熱処理効果が得られる。
上昇で示したものであるが、この図２から明らかなよう
に処理温度が高いほど、また、時間が長いほど熱処理効
果が得られることが判る。そして、図１と図２を同時に
満足する図３に示す熱処理条件では界面に脆い金属間化
合物を生成させず、且つ、熱処理効果が得られる。
【００３７】すなわち、処理温度範囲としては、Ｓｎ液
相が生成される３８０℃以上であり、Ｆｅ系裏金を用い
る場合には５２０℃以下であり、処理時間としては、１
〜１０分が適切である。そして、この処理条件下で溶体
化し、Ｍｇと場合によってはＣｕを過飽和に固溶させる
為には、少なくとも７０℃／分の冷却速度で室温まで冷
却する必要がある。この冷却速度が７０℃／分未満で徐
冷した場合、拡散溶体化したＭｇやＣｕが再び化合物化
し、マトリックスは強度を失ってしまう。また、その後
１５０℃〜２００℃の温度で３時間以上７２時間以内の
時効処理を加えることにより時効現象が起こり、材料強
度を押し上げる。しかし、この温度範囲から外れると時
効効果が無くなり、また、処理時間が３時間未満でも同
じく時効効果は少なくなり好ましくない。また、処理時
間が７２時間を超えると過時効となり、材料が軟化して
しまう。
相が生成される３８０℃以上であり、Ｆｅ系裏金を用い
る場合には５２０℃以下であり、処理時間としては、１
〜１０分が適切である。そして、この処理条件下で溶体
化し、Ｍｇと場合によってはＣｕを過飽和に固溶させる
為には、少なくとも７０℃／分の冷却速度で室温まで冷
却する必要がある。この冷却速度が７０℃／分未満で徐
冷した場合、拡散溶体化したＭｇやＣｕが再び化合物化
し、マトリックスは強度を失ってしまう。また、その後
１５０℃〜２００℃の温度で３時間以上７２時間以内の
時効処理を加えることにより時効現象が起こり、材料強
度を押し上げる。しかし、この温度範囲から外れると時
効効果が無くなり、また、処理時間が３時間未満でも同
じく時効効果は少なくなり好ましくない。また、処理時
間が７２時間を超えると過時効となり、材料が軟化して
しまう。
【００３８】
【発明の効果】本発明に係わるＡｌ−Ｓｎ系軸受材料に
よれば、請求項１に記載しているように、重量％で、Ｓ
ｎ：６〜４０％、Ｓｉ：１〜１０％、Ｍｇ：０．１〜１
％を含み、残部実質的にＡｌのＡｌ−Ｓｎ系軸受合金を
用い、前記合金を３８０℃以上の温度で１〜１０分間保
持したのち、少なくとも７０℃／分の冷却速度で室温迄
冷却し、１５０℃以上２００℃以下の温度で３〜７２時
間保持する熱処理を施してなるものとしたから、軸受材
料としての耐焼付性やなじみ性を損なわず、Ａｌ−Ｓｎ
系合金の基本であるＡｌマトリックスがより一層強化さ
れ、靭性および耐疲労性がより一層向上したＡｌ−Ｓｎ
系軸受材料を提供することが可能であるという著しく優
れた効果がもたらされる。
よれば、請求項１に記載しているように、重量％で、Ｓ
ｎ：６〜４０％、Ｓｉ：１〜１０％、Ｍｇ：０．１〜１
％を含み、残部実質的にＡｌのＡｌ−Ｓｎ系軸受合金を
用い、前記合金を３８０℃以上の温度で１〜１０分間保
持したのち、少なくとも７０℃／分の冷却速度で室温迄
冷却し、１５０℃以上２００℃以下の温度で３〜７２時
間保持する熱処理を施してなるものとしたから、軸受材
料としての耐焼付性やなじみ性を損なわず、Ａｌ−Ｓｎ
系合金の基本であるＡｌマトリックスがより一層強化さ
れ、靭性および耐疲労性がより一層向上したＡｌ−Ｓｎ
系軸受材料を提供することが可能であるという著しく優
れた効果がもたらされる。
【００３９】そして、請求項２に記載しているように、
Ａｌ−Ｓｎ系軸受合金が、Ｃｕ：０．１〜１未満％を含
んでいるものとすることによって、強度のより一層の向
上を実現することが可能であるという著しく優れた効果
がもたらされる。
Ａｌ−Ｓｎ系軸受合金が、Ｃｕ：０．１〜１未満％を含
んでいるものとすることによって、強度のより一層の向
上を実現することが可能であるという著しく優れた効果
がもたらされる。
【００４０】そしてまた、請求項３に記載しているよう
に、Ａｌ−Ｓｎ系軸受合金が、Ｐｂ：０．１〜３％を含
んでいるものとすることによって、潤滑性能をさらに良
好なものとして耐焼付性をより一層向上させることが可
能であるという著しく優れた効果がもたらされる。
に、Ａｌ−Ｓｎ系軸受合金が、Ｐｂ：０．１〜３％を含
んでいるものとすることによって、潤滑性能をさらに良
好なものとして耐焼付性をより一層向上させることが可
能であるという著しく優れた効果がもたらされる。
【００４１】さらにまた、請求項４に記載しているよう
に、Ａｌ−Ｓｎ系軸受合金が、Ａｇ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｓ
ｂ，Ｎｉ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂ，Ｚｒのうちから選ばれる１種
または２種以上の合計：０．０１〜３％を含んでいるも
のとすることによって、マトリックスの強化により一層
寄与するものになるという著しく優れた効果がもたらさ
れる。
に、Ａｌ−Ｓｎ系軸受合金が、Ａｇ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｓ
ｂ，Ｎｉ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂ，Ｚｒのうちから選ばれる１種
または２種以上の合計：０．０１〜３％を含んでいるも
のとすることによって、マトリックスの強化により一層
寄与するものになるという著しく優れた効果がもたらさ
れる。
【００４２】さらにまた、本発明による裏金付Ａｌ−Ｓ
ｎ系軸受材料によれば、請求項５に記載しているよう
に、請求項１ないし４のいずれかに記載のＡｌ−Ｓｎ系
軸受合金と、Ｓｎを含まないＡｌ合金からなる中間層も
しくは純Ａｌからなる中間層もしくはＮｉメッキ中間層
を介して裏金と圧接し、前記裏金付Ａｌ−Ｓｎ系軸受合
金を３８０℃以上５２０℃以下の温度で１〜１０分間保
持したのち、少なくとも７０℃／分の冷却速度で室温迄
冷却し、１５０℃以上２００℃以下の温度で３〜７２時
間保持する熱処理を施してなるものとしたから、軸受材
料としての基本である耐焼付性やなじみ性を損なうこと
なく、Ａｌマトリックスが強化された靭性および耐疲労
性に優れた裏金付Ａｌ−Ｓｎ系軸受材料を提供すること
が可能であるという著大なる効果がもたらされる。
ｎ系軸受材料によれば、請求項５に記載しているよう
に、請求項１ないし４のいずれかに記載のＡｌ−Ｓｎ系
軸受合金と、Ｓｎを含まないＡｌ合金からなる中間層も
しくは純Ａｌからなる中間層もしくはＮｉメッキ中間層
を介して裏金と圧接し、前記裏金付Ａｌ−Ｓｎ系軸受合
金を３８０℃以上５２０℃以下の温度で１〜１０分間保
持したのち、少なくとも７０℃／分の冷却速度で室温迄
冷却し、１５０℃以上２００℃以下の温度で３〜７２時
間保持する熱処理を施してなるものとしたから、軸受材
料としての基本である耐焼付性やなじみ性を損なうこと
なく、Ａｌマトリックスが強化された靭性および耐疲労
性に優れた裏金付Ａｌ−Ｓｎ系軸受材料を提供すること
が可能であるという著大なる効果がもたらされる。
【００４３】
【実施例】以下に実施例をあげて本発明を更に詳しく説
明するが、本発明はこのような実施例のみに限定されな
いことはいうまでもない。
明するが、本発明はこのような実施例のみに限定されな
いことはいうまでもない。
【００４４】表１は比較例および本発明例のＡｌ−Ｓｎ
系軸受合金成分を示したものである。
系軸受合金成分を示したものである。
【００４５】
【表１】
【００４６】表１に示す成分組成のＡｌ−Ｓｎ系軸受合
金に通常の鋳造および圧延加工を施し、中間（接着）層
用の純アルミニウム板若しくはアルミニウム合金板をロ
ール圧延して複層アルミニウム板とした。次いで、この
複層アルミニウム板と裏金となる圧延鋼板（炭素量が
０．０４〜０．２０重量％の鋼板）を重ねて圧下率３５
〜５０％でロール圧接し、全体厚さが１．６ｍｍの裏金
付アルミニウム合金軸受材料を得た。その後、最終工程
において比較例の一部と本発明例について以下に示す条
件で熱処理を行った。 得られた裏金付アルミニウム軸受材料を３５ｍｍ角の大
きさに切り出し、鈴木式摩擦摩耗試験機にて、耐焼付性
を評価した。評価条件は表２に示す。
金に通常の鋳造および圧延加工を施し、中間（接着）層
用の純アルミニウム板若しくはアルミニウム合金板をロ
ール圧延して複層アルミニウム板とした。次いで、この
複層アルミニウム板と裏金となる圧延鋼板（炭素量が
０．０４〜０．２０重量％の鋼板）を重ねて圧下率３５
〜５０％でロール圧接し、全体厚さが１．６ｍｍの裏金
付アルミニウム合金軸受材料を得た。その後、最終工程
において比較例の一部と本発明例について以下に示す条
件で熱処理を行った。 得られた裏金付アルミニウム軸受材料を３５ｍｍ角の大
きさに切り出し、鈴木式摩擦摩耗試験機にて、耐焼付性
を評価した。評価条件は表２に示す。
【００４７】
【表２】
【００４８】また、この裏金付アルミニウム軸受材料を
半割の軸受形状に加工し、アンダーウッド試験機にて耐
疲労性を評価した。評価条件は表３に示す。
半割の軸受形状に加工し、アンダーウッド試験機にて耐
疲労性を評価した。評価条件は表３に示す。
【００４９】
【表３】
【００５０】また、これらの軸受合金自体の機械的性質
を把握するために、表１に示した各材料を鋳造および圧
延し、裏金付アルミニウム軸受材料と同じ加工率で合金
のみを圧延して１ｍｍ厚さの合金板を作成し、引張試験
と硬さ測定を行った。これらの結果を表４〜表６に示
す。
を把握するために、表１に示した各材料を鋳造および圧
延し、裏金付アルミニウム軸受材料と同じ加工率で合金
のみを圧延して１ｍｍ厚さの合金板を作成し、引張試験
と硬さ測定を行った。これらの結果を表４〜表６に示
す。
【００５１】
【表４】
【００５２】
【表５】
【００５３】
【表６】
【００５４】表１および表４〜６においてＮｏ．１から
Ｎｏ．８が比較例であり、Ｎｏ．９からＮｏ．２３が本
発明例であって、表４〜６はそれらの合金の機械的性質
および裏金付アルミニウム軸受材料（バイメタル材）の
焼付荷重と疲労荷重の結果を示すものである。
Ｎｏ．８が比較例であり、Ｎｏ．９からＮｏ．２３が本
発明例であって、表４〜６はそれらの合金の機械的性質
および裏金付アルミニウム軸受材料（バイメタル材）の
焼付荷重と疲労荷重の結果を示すものである。
【００５５】結果を総合すると、合金の機械的性質では
熱処理を施すことにより強度および耐力の改善が認めら
れ、硬さも上昇している。そして、特に耐力の改善が著
しく、例えば、比較例のＭｇを含まないＮｏ．４を熱処
理したものはＮｏ．７であるがこの場合硬さが増加する
程には耐力は増加せず、軸受材料の疲労荷重も向上して
いない 一方、同じ合金系のＭｇを含むＮｏ．１４では約４０％
の耐力向上が認められ、アンダーウッド試験機による軸
受材料の疲労荷重も７００ｋｇｆ／ｃｍ２（６８．６Ｍ
Ｐａ）から８００ｋｇｆ／ｃｍ２(７８．４ＭＰａ）に
向上し、且つ、焼付荷重も改善されている。また、Ｐｂ
を含む場合においても同様のことが言え、Ｍｇを含まな
いＮｏ．６を熱処理しても耐力は大きく増加せず疲労荷
重も向上していないがＭｇを含むＮｏ．１６では約５５
％の耐力向上が認められた。これは特筆すべきことで、
アンダーウッド試験機による軸受材料の疲労荷重も７５
０ｋｇｆ／ｃｍ２(７３．５ＭＰａ）から８５０ｋｇｆ
／ｃｍ２（８３．３ＭＰａ）に向上し、且つ、焼付荷重
も改善されている。これらの傾向はＮｏ．９〜２３の何
れの合金系においても共通しており、本発明におけるＳ
ｎの介在するＭｇの添加効果、場合によっては共存する
Ｃｕとの添加効果が顕著に現れている。また、Ｓｎの多
い材料においてもＭｇが０．３％含めば本発明に基づく
熱処理により軸受性能の格段の向上が認められた。
熱処理を施すことにより強度および耐力の改善が認めら
れ、硬さも上昇している。そして、特に耐力の改善が著
しく、例えば、比較例のＭｇを含まないＮｏ．４を熱処
理したものはＮｏ．７であるがこの場合硬さが増加する
程には耐力は増加せず、軸受材料の疲労荷重も向上して
いない 一方、同じ合金系のＭｇを含むＮｏ．１４では約４０％
の耐力向上が認められ、アンダーウッド試験機による軸
受材料の疲労荷重も７００ｋｇｆ／ｃｍ２（６８．６Ｍ
Ｐａ）から８００ｋｇｆ／ｃｍ２(７８．４ＭＰａ）に
向上し、且つ、焼付荷重も改善されている。また、Ｐｂ
を含む場合においても同様のことが言え、Ｍｇを含まな
いＮｏ．６を熱処理しても耐力は大きく増加せず疲労荷
重も向上していないがＭｇを含むＮｏ．１６では約５５
％の耐力向上が認められた。これは特筆すべきことで、
アンダーウッド試験機による軸受材料の疲労荷重も７５
０ｋｇｆ／ｃｍ２(７３．５ＭＰａ）から８５０ｋｇｆ
／ｃｍ２（８３．３ＭＰａ）に向上し、且つ、焼付荷重
も改善されている。これらの傾向はＮｏ．９〜２３の何
れの合金系においても共通しており、本発明におけるＳ
ｎの介在するＭｇの添加効果、場合によっては共存する
Ｃｕとの添加効果が顕著に現れている。また、Ｓｎの多
い材料においてもＭｇが０．３％含めば本発明に基づく
熱処理により軸受性能の格段の向上が認められた。
【図１】熱処理条件によるＡｌ−Ｆｅ金属間化合物の生
成の有無を調べた結果を例示するグラフである。
成の有無を調べた結果を例示するグラフである。
【図２】熱処理条件による硬度上昇の程度を調べた結果
を例示するグラフである。
を例示するグラフである。
【図３】Ａｌ−Ｆｅ金属間化合物が生成せずかつ硬度上
昇が認められた熱処理条件を例示するグラフである。
昇が認められた熱処理条件を例示するグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── 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 1/00 ６３１ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３１Ａ ６９１ ６９１Ａ ６９１Ｂ ６９２ ６９２Ａ 1/04 1/04 Ａ (72)発明者 塩 田 正 彦 神奈川県横浜市神奈川区宝町２番地 日産 自動車株式会社内 Ｆターム(参考） 3J011 PA02 SB03 SB04 SB05 SB12 SB13 SB15
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、Ｓｎ：６〜４０％、Ｓｉ：１
〜１０％、Ｍｇ：０．１〜１％を含み、残部実質的にＡ
ｌのＡｌ−Ｓｎ系軸受合金を用い、前記合金を３８０℃
以上の温度で１〜１０分間保持したのち、少なくとも７
０℃／分の冷却速度で室温迄冷却し、１５０℃以上２０
０℃以下の温度で３〜７２時間保持する熱処理を施して
なることを特徴とするＡｌ−Ｓｎ系軸受材料。 - 【請求項２】 Ｃｕ：０．１〜１未満％を含んでいるＡ
ｌ−Ｓｎ系軸受合金を用いる請求項１に記載のＡｌ−Ｓ
ｎ系軸受材料。 - 【請求項３】 Ｐｂ：０．１〜３％を含んでいるＡｌ−
Ｓｎ系軸受合金を用いる請求項１または２に記載のＡｌ
−Ｓｎ系軸受材料。 - 【請求項４】 Ａｇ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｓｂ，Ｎｉ，Ｖ，Ｔ
ｉ，Ｂ，Ｚｒのうちから選ばれる１種または２種以上の
合計：０．０１〜３％を含んでいるＡｌ−Ｓｎ系軸受合
金を用いる請求項１ないし３のいずれかに記載のＡｌ−
Ｓｎ系軸受材料。 - 【請求項５】 請求項１ないし４のいずれかに記載のＡ
ｌ−Ｓｎ系軸受合金と、Ｓｎを含まないＡｌ合金からな
る中間層もしくは純Ａｌからなる中間層もしくはＮｉメ
ッキ中間層を介して裏金と圧接し、前記裏金付Ａｌ−Ｓ
ｎ系軸受合金を３８０℃以上５２０℃以下の温度で１〜
１０分間保持したのち、少なくとも７０℃／分の冷却速
度で室温迄冷却し、１５０℃以上２００℃以下の温度で
３〜７２時間保持する熱処理を施してなることを特徴と
する裏金付Ａｌ−Ｓｎ系軸受材料。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33695299A JP2001153141A (ja) | 1999-11-29 | 1999-11-29 | Ａｌ−Ｓｎ系軸受材料 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33695299A JP2001153141A (ja) | 1999-11-29 | 1999-11-29 | Ａｌ−Ｓｎ系軸受材料 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001153141A true JP2001153141A (ja) | 2001-06-08 |
Family
ID=18304144
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33695299A Pending JP2001153141A (ja) | 1999-11-29 | 1999-11-29 | Ａｌ−Ｓｎ系軸受材料 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001153141A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008111617A1 (ja) * | 2007-03-12 | 2008-09-18 | Taiho Kogyo Co. Ltd. | すべり軸受 |
| US9028582B2 (en) | 2008-01-23 | 2015-05-12 | Taiho Kogyo Co., Ltd. | Process for production of sintered copper alloy sliding material and sintered copper alloy sliding material |
| WO2016037653A1 (en) * | 2014-09-11 | 2016-03-17 | Federal-Mogul Wiesbaden Gmbh | PRECIPITATION HARDENABLE ALUMINUM BASED Al-Sn-Si-Cu-Mg-V BEARING ALLOY |
| CN112522548A (zh) * | 2020-11-06 | 2021-03-19 | 北京工业大学 | 一种耐磨含Mg铝锡轴瓦合金 |
| CN114921692A (zh) * | 2022-05-20 | 2022-08-19 | 江苏中色复合材料有限公司 | 高效阻隔锡渗出的高强耐磨钛铝锡复合材料的生产方法 |
-
1999
- 1999-11-29 JP JP33695299A patent/JP2001153141A/ja active Pending
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008111617A1 (ja) * | 2007-03-12 | 2008-09-18 | Taiho Kogyo Co. Ltd. | すべり軸受 |
| US8440322B2 (en) | 2007-03-12 | 2013-05-14 | Taiho Kogyo Co., Ltd. | Plain bearing |
| JP5292279B2 (ja) * | 2007-03-12 | 2013-09-18 | 大豊工業株式会社 | すべり軸受 |
| US9028582B2 (en) | 2008-01-23 | 2015-05-12 | Taiho Kogyo Co., Ltd. | Process for production of sintered copper alloy sliding material and sintered copper alloy sliding material |
| US9669461B2 (en) | 2008-01-23 | 2017-06-06 | Taiho Kogyo Co., Ltd. | Process for production of sintered copper alloy sliding material and sintered copper alloy sliding material |
| WO2016037653A1 (en) * | 2014-09-11 | 2016-03-17 | Federal-Mogul Wiesbaden Gmbh | PRECIPITATION HARDENABLE ALUMINUM BASED Al-Sn-Si-Cu-Mg-V BEARING ALLOY |
| CN112522548A (zh) * | 2020-11-06 | 2021-03-19 | 北京工业大学 | 一种耐磨含Mg铝锡轴瓦合金 |
| CN114921692A (zh) * | 2022-05-20 | 2022-08-19 | 江苏中色复合材料有限公司 | 高效阻隔锡渗出的高强耐磨钛铝锡复合材料的生产方法 |
| CN114921692B (zh) * | 2022-05-20 | 2023-03-10 | 江苏中色复合材料有限公司 | 高效阻隔锡渗出的高强耐磨钛铝锡复合材料的生产方法 |
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