JP2002038230A - アルミニウム系軸受合金 - Google Patents
アルミニウム系軸受合金Info
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Abstract
を低下させることなく、非焼付性を向上させる。 【解決手段】 アルミニウム系合金中に、Si粒子の
他、Al−Si−Feの3元系金属間化合物、或いはA
l−Si−Feをベースにした多元系金属間化合物を晶
出させる。上記3元系、多元系の金属間化合物はその晶
出形態を変えず、通常の熱処理温度では、全くその形に
変化がない。また、3元系金属間化合物、多元系金属間
化合物は、軸受の製造工程中、塑性変形を伴う圧延工程
でいくつかの部分に粉砕されシャープエッジを持った形
態となる。一方のSi粒は、圧延、熱処理を経て丸みを
帯びて細かく割れてAlマトリックス中に分散する。以
上のような金属間化合物は相手軸に対するラッピング作
用を持ち、特に初期摩耗の不安定な軸と軸受との関係を
安定化させてなじみ性を高めるのに極めて有効である。
そして、粉砕されて微細化したSi粒子がAlマトリッ
クス中に分散してその強度を高める効果を有することと
相俟って、耐摩耗性、非焼付性の向上と耐摩耗性の向上
との両立を可能ならしめる。
Description
用機械の高出力エンジンなどの軸受に用いられるアルミ
ニウム系軸受合金に関する。
付与するために、一般にSnを含有したものが用いられ
る。なお、PbはSnと同様になじみ性を付与するが、
合金中に均一に分布させることが困難なこと、および有
害金属であり使用を避ける方が良いこと、などのために
余り用いられていない。
に鋳造されて裏金鋼鈑に圧接され、軸受に供用される。
このアルミニウム系軸受合金を用いた軸受の製造には、
軸受合金の靭性を増し、軸受合金と裏金鋼鈑との接着強
度を高くするために、圧接後に焼鈍を行うことが不可欠
である。Sn含有アルミニウム系合金では、焼鈍によっ
て高温下に置かれると、合金組織中でAlの結晶および
Snの晶出物が粗大化し、アルミニウム系軸受合金の高
温硬さや耐疲労強度が低下するという問題を生ずる。
粒子、例えば5μm未満のSi粒子を含有させることに
より、SnやAlの粒子の粗大化を防止すると共に、A
lマトリックスを強化させて高荷重および高温下で優れ
た軸受性能を発揮するアルミニウム系軸受合金を得るこ
とが提案されている。
ックスの強化とは別の考え方で硬質粒子を含有させたも
のが特開昭58−64332号公報、特開昭58−67
841号公報として提案されている。前者の特開昭58
−64332号公報では、硬質粒子としてSi粒を用
い、このSi粒子の大きさと分布を制御することによっ
て高荷重および高温下での軸受特性、特になじみ性およ
び非焼付性を飛躍的に向上させることが記載されてい
る。これは、従来のSi粒子は5μm未満のものが主で
あったところ、熱処理条件などの変更により5μm以上
40μm以下の粗大なSi粒子を得ることができ、この
粗大なSi粒子がもたらす効果として、摺動初期の段階
で相手軸の表面の突出部および表面に存在する球状黒鉛
周辺のバリなどのエッジ部を削り取って平滑な摺動状態
とし(以下、ラッピング作用)、その結果、焼付きが高
荷重まで起こらないこととなり、耐焼付性が飛躍的に向
上する、というものである。
報では、Mn、Fe、Mo、Ni、Zr、Co、Ti、
Sb、Cr、Nbのうち、少なくとも1種の元素からな
る、またはこれを含む粒子が単独の金属形態で晶出する
か、或いはMnなどとAlの金属間化合物の形態で析出
するとし、これらのうち、5μm以上40μm以下の大
きさを持つものが上述の特開昭58−64332号公報
におけるSi粒子と同様の効果をもたらすものとしてい
る。例えば、Mnなどの添加では、単独の金属の形態で
晶出するか、晶出物は特定できないが、Mnなどを含む
硬質粒子が存在するようになるとしている。すなわち、
この公報では、Siを含まない合金系において、硬質粒
子の生成を促す添加元素としてMn、Feなどの元素が
提案されているのである。
金中に晶出する硬質粒子としては、Siを含む合金で
は、専らSi粒子についてのみが考えられており、一
方、Siを含まない合金では、添加金属がそのまま晶出
したものか、あるいは晶出物が特定されないまま2元系
金属間化合物の晶出を示唆するに止まっている。また、
比較的粗大な硬質粒子が軸のラッピング作用を発揮し、
ひいては非焼付性を向上させるとしている。
れる硬質粒子は均一に分散することで強化の用に供さ
れ、その粒子の大きさは細かければ細かいほど、効果を
発揮するとされている。このため、上述の特開昭58−
64332号公報、特開昭58−67841号公報よう
にSiなどの硬質粒子を粗大化させてしまうと、Alマ
トリックスの強度が低下し、耐疲労性に劣ったものとな
る。すなわち、従来では、晶出粒子の大きさについて見
れば、晶出粒子を小さくして耐疲労性を向上させようと
すれば、非焼付性の向上は望み得ず、逆に晶出粒子を大
きくして非焼付性を向上させようとすれば、耐疲労性の
向上は望み得ない、といったジレンマに陥らざるを得な
いものであった。
で、硬質粒子によって非焼付性の向上を図るものにおい
て、耐疲労性を低下させることなく、非焼付性を向上さ
せることができるアルミニウム系軸受合金を提供するに
ある。
ルミニウム系軸受合金中に、Al−Si−Feの3元系
金属間化合物、或いはAl−Si−Feをベースにした
多元系金属間化合物を晶出させることによって達成され
る。すなわち、請求項1の発明は、3〜40質量%のS
n、0.5〜7質量%のSi、0.05〜2質量%のF
e、残部が実質的にAlからなり、硬質粒子として、A
l−Si−Feの3元系金属間化合物およびSi粒子を
含むことを特徴とするものである。
r、Co、Ni、Wからなる添加成分のうち、少なくと
も1種以上を総量で0.01〜3質量%添加し、硬質粒
子としてAl−Si−Feに上記添加成分を加えた多元
系金属間化合物を含むことを特徴とするものである。請
求項3の発明は、前記金属間化合物からなる硬質粒子
は、軸受表面において、最大径1〜20μm以下で、1
mm2当たり6〜100個存在することを特徴とするも
のである。請求項4の発明は、B、Ti、Zrのうち、
少なくとも1種以上を総量で0.01〜2質量%含むこ
とを特徴とするものである。請求項5の発明は、Cu、
Mg、Znのうち、少なくとも1種以上を総量で0.1
〜5質量%含むことを特徴とするものである。
物の晶出形態について述べる。まず、周知のAl−Si
−Feの3元状態図において、3元共晶化合物はFe2
Al 9Si2相であり、その晶出温度は573℃である
ことが分かる。このときの共晶反応は、L→Sn+Si
+Fe2Al9Si2となる。
−Feの系合金の組織を図1に示す。この図1から明ら
かなように、針状、棒状或いは板状の形態を呈するAl
−Si−Feの3元系金属間化合物が共晶化合物として
晶出している。同じく請求項2の発明における合金系、
例えばAl−Sn−Si−Fe−Mn系合金の組織を図
2に示す。この図2にはAl−Si−Fe−Mnの多元
系金属間化合物が見られる。また、図3にAl−Sn−
Si−Fe−Cr系合金の組織を示す。同図にはAl−
Si−Fe−Crの多元系金属間化合物が見られる。
i−Fe−Crなどの多元系金属間化合物の形態は様々
であるが、3次元的に厚さ不定の針状、棒状、板状など
の様々な形の化合物が複雑に組み合わさった形態の共晶
化合物として晶出している。
物およびAl−Si−Feをベースにした多元系金属間
化合物は極めて安定しており、裏金鋼鈑との圧接後に施
される熱処理によっても、その基本的な形を変えること
はない。これがSi単体の挙動と異なるところである。
すなわち、アルミニウム軸受合金中のSi自体は共晶物
として3次元的には立体的に連結したサンゴ状に晶出す
るが、鋳造後の圧延、裏金鋼鈑と圧接する際の圧延など
によって細かく砕け、その後の熱処理によっても形態を
変えてしまう。これはSiの特徴で、特に300℃を越
える熱処理では、界面張力を小さくしようとして比較的
丸みを帯びた形状に変化する。特に、アルミニウム系軸
受合金のようなSnを多く含む材料においては、その傾
向は助長される。
合物、多元系金属間化合物はその晶出形態を変えず、通
常の熱処理温度では、全くその形に変化がないのであ
る。また、本発明の3元系金属間化合物、多元系金属間
化合物は、軸受の製造工程中、塑性変形を伴う圧延工程
でいくつかの部分に粉砕されるが、金属間化合物は結晶
性が強いため、粉砕により、図4〜図6に示すように、
刃物の破片のようなシャープエッジを持った形態に割れ
る。Si粒は圧延、熱処理を経て丸みを帯び、細かく割
れてしまうが、本発明の3元系金属間化合物、多元系金
属間化合物はシャープエッジを持った攻撃的な形を保つ
のである。
属間化合物は少量でも相手軸に対するラッピング作用を
持ち、特に初期摩耗の不安定な軸と軸受との関係を安定
化させてなじみ性を高めるのに極めて有効である。その
具体的な作用は、相手軸の表面の突出部や球状黒鉛周辺
のバリなどのエッジ部を削り取る作用、アルミニウム系
軸受合金の弱点である相手軸への凝着による摩耗を未然
に防止し、また凝着物を掻き落として焼付きを未然に防
止する機能である。
元系金属間化合物は、圧延を経ても比較的粗大なものが
多い。一方、粉砕されて微細化したSi粒子はAlマト
リックス中に分散してその強度を高める効果を有す。こ
のような3元系金属間化合物、多元系金属間化合物とS
i粒子の双方が相俟って、耐摩耗性、非焼付性の向上と
耐疲労性の向上との両立を可能ならしめるのである。
は、相手軸の凝着物などを削り取ることができる大き
さ、および分布として、請求項3のように、大きさが1
〜20μmで、1mm2当たり6〜100個存在してい
ることが好ましい。また、Si粒子の大きさおよび分布
については、大きさが0.5μm未満で、1mm2当た
り200個以上存在していることが好ましい。
ると、以下の通りである。 Sn(3〜40質量%) Snは軸受としての非焼付性、なじみ性、埋収性などの
表面性能を改善する。Snの含有量が3質量%未満では
その効果がなく、40質量%を越えると軸受合金の機械
的性質が低下し、軸受性能の低下を招く。好ましくは6
〜20質量%である。
は、微視的に分散し、材料の疲労強度を高め、また非焼
付性、耐摩耗性の向上に寄与する。一方、SiはAl−
Si−Fe系金属間化合物を構成する必須元素で、適切
なラッピング作用や非焼付性、耐摩耗性の向上にも効果
がある。0.5質量%未満では合金に固溶してしまい、
その効果がない。また、7質量%を越えると粗大晶出
し、かえって軸受合金の耐疲労性を害する。好ましくは
2〜6質量%である。
し、前述の効果をもたらす。そのFeを含む金属間化合
物は相手軸との焼付きを防止し、耐摩耗性を向上させ
る。その特性は0.05〜2質量%で有効で、2質量%
を越えると化合物の粗大化が起こり、軸受合金が脆くな
って圧延などの塑性加工に問題が出てくる。好ましいF
eの含有量は0.07〜1質量%である。
(1種以上を総量で0.01〜3質量%) これらは選択元素であり、本発明における多元系金属間
化合物を構成する。すなわち、Al−Si−Feに選択
元素αを加えたAl−Si−Fe−αの多元系金属間化
合物を生成する。もちろん、単体でAlマトリックス中
に固溶してAlマトリックスも強化する。多元系金属間
化合物の生成効果は0.01質量%未満では期待でき
ず、3質量%を越えると多元系金属間化合物が粗大化し
過ぎ、軸受合金としての物性の低下をもたらすと共に、
圧延などの塑性加工にも問題を生ずる。好ましくは総量
で0.2〜2質量%である。
01〜2質量%) これらの選択元素はAl−Si−Fe系金属間化合物の
生成には寄与せず、Alマトリックスに固溶し、軸受合
金の疲労強度を高める効果を持つ。0.01質量%未満
ではその効果はなく、2質量%を越えると軸受合金が脆
くなる。総量で0.02〜0.5質量%が望ましい。
0.1〜5質量%) これらの選択元素はAlマトリックス強度を向上させる
添加元素であり、溶体化処理を施すことにより強制的に
Alマトリックスに固溶させることができ、急冷、時効
させることで、微細な化合物を析出させることもでき
る。その効果は0.1質量%未満では期待できず、5質
量%を越えると粗大な化合物になってしまう。総量で
0.5〜4質量%が望ましい。
する。これらの実施例において、軸受の製造方法は次の
通りである。後述の表1に示す組成のアルミニウム軸受
合金を溶融し、連続鋳造により厚さ15mmの板とす
る。連続鋳造によって板状に形成されるアルミニウム軸
受合金には、図1に示すように、Al−Si−Feの3
元系金属間化合物、或いは図2、図3に例示するよう
に、Al−Si−FeにMn、V、Mo、Cr、Co、
Ni、Wのうち選択された元素との多元系金属間化合物
が晶出すると共に、Si粒子が析出する。この鋳造工程
において、その合金板を急冷するなどしてその冷却速度
を管理することにより、上記金属間化合物の晶出物の大
きさを40〜55μm程度の大きさに制御することが好
ましい。また、鋳造段階でのSi共晶組織の大きさは4
0μm以下にすることが好ましい。
は、表面の偏析部分を削り取る処理を行った後、冷間で
6mmの板厚に連続圧延される。次に、アルミニウム軸
受合金板に接着層形成用の薄いAl板を圧接し、その
後、アルミニウム軸受合金板を裏金鋼鈑に圧接してバイ
メタルを製造する。次いでアルミニウム軸受合金板と裏
金鋼鈑との接着力を高めるための焼鈍を行った後、アル
ミニウム合金を強化するために470℃で20分間保持
する溶体化処理を行い、水冷後、170℃で15時間保
持する時効処理を施す。
により、鋳造当初の大きさ40〜55μmから1〜15
μm程度に粉砕されてシャープエッジを持った角張った
形状になると共に、その金属間化合物からなる硬質粒子
が1mm2当たり6〜100個分布するようになる。こ
のような金属間化合物からなる硬質粒子の大きさおよび
分布はその後の熱処理によってほとんど変わることはな
い。一方、Si粒子も圧延などによって粉砕され、時効
処理後の最終的な形態では、最大径が5μm未満の丸み
を帯びた形状で、1mm2当たり200個以上分布する
ようになる。
円形状に加工し、半割軸受とする。そして、エンジンの
軸受としては、この半割軸受を2個突き合わせて円筒状
に構成する。本発明者は、次の表1に示す組成のアルミ
ニウム軸受合金から、上記のような工程を経て形成した
本発明品8〜25、従来品1〜7についてAl−Si−
Fe系金属間化合物の有無、および当該金属間化合物の
成分を検査した。その結果を同じく表1に示す。
について、Si粒子の粒径(最大部分の径:最大径)お
よび形状、Al−Si−Fe系金属間化合物の粒径およ
び形状を検査した。その結果を表2に示す。
7について、疲労試験、焼付試験、摩耗試験を実施し
た。その結果を表3に示す。なお、表3において、熱処
理とは、溶体化処理(470℃で20分間)、および時
効処理(170℃で15時間)を言う。疲労試験、焼付
試験、摩耗試験の条件については、表4〜6に示す。
性、非焼付性および耐摩耗性のいずれについても、本発
明品は従来品と同等またはそれ以上の性能を示してい
る。これは、シャープエッジを有する3元系金属間化合
物、多元系金属間化合物のラッピング作用による効果
と、Alマトリックスに微細なSi粒子が分散して強度
を強化した結果と思われる。また、特に溶体化処理、時
効処理を施した本発明品21〜25はCu、Mg、Zn
などがAlマトリックスに固溶して強度を高めると共
に、硬化による強度の向上のため、特に優れた耐疲労性
を示している。
したAl合金の顕微鏡写真の模式図
を晶出したAl合金の顕微鏡写真の模式図
を晶出したAl合金の顕微鏡写真の模式図
Al合金の圧延後の顕微鏡写真の模式図
を含むAl合金の圧延後の顕微鏡写真の模式図
を含むAl合金の圧延後の顕微鏡写真の模式図
Claims (5)
- 【請求項1】 3〜40質量%のSn、0.5〜7質量
%のSi、0.05〜2質量%のFe、残部が実質的に
Alからなり、 硬質粒子として、Al−Si−Feの3元系金属間化合
物およびSi粒子を含むことを特徴とするアルミニウム
系軸受合金。 - 【請求項2】 Mn、V、Mo、Cr、Co、Ni、W
からなる成分のうち、少なくとも1種以上を総量で0.
01〜3質量%添加し、硬質粒子として前記Al−Si
−Feに上記添加成分を加えた多元系金属間化合物を含
むことを特徴とする請求項1記載のアルミニウム系軸受
合金。 - 【請求項3】 前記金属間化合物からなる硬質粒子は、
軸受表面において、最大径1〜20μm以下で、1mm
2当たり6〜100個存在することを特徴とする請求項
1または2記載のアルミニウム系軸受合金。 - 【請求項4】 B、Ti、Zrのうち、少なくとも1種
以上を総量で0.01〜2質量%含むことを特徴とする
請求項1ないし3のいずれかに記載のアルミニウム系軸
受合金。 - 【請求項5】 Cu、Mg、Znのうち、少なくとも1
種以上を総量で0.1〜5質量%含むことを特徴とする
請求項1ないし4のいずれかに記載のアルミニウム系軸
受合金。
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