JP2003119530A - 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
(57)【要約】
【課題】 アルミニウム軸受合金の耐摩耗性および耐疲
労性の向上を図る。 【解決手段】 摺動表面に存在するＳｉ粒子の総面積に
対し、Ａｌマトリクス中に分散して強度を高める粒子径
４μｍ未満のＳｉ粒子の面積が２０〜６０％を占め、荷
重を受けて耐摩耗性を向上させる粒子径４〜２０μｍの
Ｓｉ粒子の面積が４０％以上を占めるようにする。
労性の向上を図る。 【解決手段】 摺動表面に存在するＳｉ粒子の総面積に
対し、Ａｌマトリクス中に分散して強度を高める粒子径
４μｍ未満のＳｉ粒子の面積が２０〜６０％を占め、荷
重を受けて耐摩耗性を向上させる粒子径４〜２０μｍの
Ｓｉ粒子の面積が４０％以上を占めるようにする。
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。
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。
【０００２】
【従来の技術】アルミニウム系軸受合金は、なじみ性を
付与するために、 一般にＳｎやＰｂを含有したものが用
いられる。そのうち、Ｐｂは合金中に均一に分散させる
ことが困難なこと、および有害金属であること、などの
理由で、Ｓｎを含有させることが多い。
付与するために、 一般にＳｎやＰｂを含有したものが用
いられる。そのうち、Ｐｂは合金中に均一に分散させる
ことが困難なこと、および有害金属であること、などの
理由で、Ｓｎを含有させることが多い。
【０００３】Ｓｎ含有アルミニウム系軸受合金は板状に
鋳造されて裏金鋼板に圧接され、軸受に供される。この
Ｓｎ含有アルミニウム系軸受合金を用いた軸受の製造に
際しては、軸受合金の靭性を増し、軸受合金と裏金鋼板
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。ところが、Ｓｎ含有アルミニウム系
軸受合金では、焼鈍によって高温下に置かれると、合金
組織中の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性が低下する
という問題を生ずる。
鋳造されて裏金鋼板に圧接され、軸受に供される。この
Ｓｎ含有アルミニウム系軸受合金を用いた軸受の製造に
際しては、軸受合金の靭性を増し、軸受合金と裏金鋼板
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。ところが、Ｓｎ含有アルミニウム系
軸受合金では、焼鈍によって高温下に置かれると、合金
組織中の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性が低下する
という問題を生ずる。
【０００４】そこで、アルミニウム系軸受合金に、微細
な硬質粒子、例えば５μｍ未満のＳｉ粒子を含有させる
事により、Ａｌの結晶やＳｎの晶出物が粗大化すること
を防止すると共に、Ａｌマトリクスを強化させて高荷重
および高温下で優れた耐疲労性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。
な硬質粒子、例えば５μｍ未満のＳｉ粒子を含有させる
事により、Ａｌの結晶やＳｎの晶出物が粗大化すること
を防止すると共に、Ａｌマトリクスを強化させて高荷重
および高温下で優れた耐疲労性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。
【０００５】また、同様の目的ではあるが、Ａｌマトリ
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号公報として提案されてい
る。これには、硬質粒子としてＳｉ粒子を用い、このＳ
ｉ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。つまり、
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
表面の突出物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状態とし（以下、ラ
ッピング効果）、その結果、焼付きが高荷重まで起こら
ないようになり、耐焼付性が飛躍的に向上する、とされ
ている。
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号公報として提案されてい
る。これには、硬質粒子としてＳｉ粒子を用い、このＳ
ｉ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。つまり、
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
表面の突出物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状態とし（以下、ラ
ッピング効果）、その結果、焼付きが高荷重まで起こら
ないようになり、耐焼付性が飛躍的に向上する、とされ
ている。
【０００６】また、微細なＳｉ粒子は焼付性に影響を及
ぼさず、Ａｌマトリクスを強化することで、粗大Ｓｉ粒
子を保持し、摺動時のＡｌマトリクスへの埋没を防止す
る効果があるとしている。熱処理は、前記製造工程の圧
接直前に３５０〜５５０℃で焼鈍し、Ａｌマトリクスに
過飽和に固溶したＳｉを析出させるとし、それ以外の工
程、例えば鋳造後の焼鈍、圧延などでは粗大化せず、ま
た粗大Ｓｉは、面積３．５６×１０−２ｍｍ２中に５個
以上存在することが良いとしている。
ぼさず、Ａｌマトリクスを強化することで、粗大Ｓｉ粒
子を保持し、摺動時のＡｌマトリクスへの埋没を防止す
る効果があるとしている。熱処理は、前記製造工程の圧
接直前に３５０〜５５０℃で焼鈍し、Ａｌマトリクスに
過飽和に固溶したＳｉを析出させるとし、それ以外の工
程、例えば鋳造後の焼鈍、圧延などでは粗大化せず、ま
た粗大Ｓｉは、面積３．５６×１０−２ｍｍ２中に５個
以上存在することが良いとしている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】近年、エンジンの高回
転化、ハイブリット化に伴い、軸受と軸との間に存在す
る油膜が薄くなり、両者間で一部金属接触状態で運転さ
れる傾向がある。一般に、Ａｌ中に含まれる硬質粒子
は、均一に分散することで強化の用に供され、その粒子
の大きさは細かいほど効果を発揮するとされている。上
記従来の技術のうち、５μｍ未満のＳｉ粒子を含有させ
る前者の技術はこの考え方に基づく。しかしながら、本
発明者の実験によれば、前述した軸受と軸との間で一部
金属接触状態で運転されるような過酷な条件では、５μ
ｍ未満の微細なＳｉ粒子は、相手軸との摺動によってＡ
ｌマトリクスと軸との凝着或いはアブレシブ摩耗が発生
した場合、Ａｌマトリクスと共に摩耗してしまし、軸受
の摩耗およびＳｉ脱落（喪失）に伴う焼付という問題を
生じた。
転化、ハイブリット化に伴い、軸受と軸との間に存在す
る油膜が薄くなり、両者間で一部金属接触状態で運転さ
れる傾向がある。一般に、Ａｌ中に含まれる硬質粒子
は、均一に分散することで強化の用に供され、その粒子
の大きさは細かいほど効果を発揮するとされている。上
記従来の技術のうち、５μｍ未満のＳｉ粒子を含有させ
る前者の技術はこの考え方に基づく。しかしながら、本
発明者の実験によれば、前述した軸受と軸との間で一部
金属接触状態で運転されるような過酷な条件では、５μ
ｍ未満の微細なＳｉ粒子は、相手軸との摺動によってＡ
ｌマトリクスと軸との凝着或いはアブレシブ摩耗が発生
した場合、Ａｌマトリクスと共に摩耗してしまし、軸受
の摩耗およびＳｉ脱落（喪失）に伴う焼付という問題を
生じた。
【０００８】また、従来のＳｉを５μｍを越える粗大な
粒子にする後者の技術は、相手材の荷重を受け持つ機能
を果たす粗大なＳｉ粒子が疲労クラックの起点になり易
く、耐疲労性に劣るものであった。
粒子にする後者の技術は、相手材の荷重を受け持つ機能
を果たす粗大なＳｉ粒子が疲労クラックの起点になり易
く、耐疲労性に劣るものであった。
【０００９】本発明は上記の事情に鑑みてなされたもの
で、その目的は、耐摩耗性および耐疲労性に優れたアル
ミニウム系軸受合金を提供することにある。
で、その目的は、耐摩耗性および耐疲労性に優れたアル
ミニウム系軸受合金を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】上述のように、従来は、
Ｓｉ粒子をできるだけ細かくしてアルミニウムマトリク
ス中に分散させることによって耐疲労性の向上を図り、
或いはＳｉ粒子をできるだけ大きくすることによって非
焼付性の向上を図ってきた。
Ｓｉ粒子をできるだけ細かくしてアルミニウムマトリク
ス中に分散させることによって耐疲労性の向上を図り、
或いはＳｉ粒子をできるだけ大きくすることによって非
焼付性の向上を図ってきた。
【００１１】本発明者はこのような従来技術の流れを踏
襲するのではなく、別の観点から軸受性能の向上を図る
努力をしてきた。そして、鋭意実験の結果、小さなＳｉ
粒子と大きなＳｉ粒子の両者が適度の比率で混在する
と、耐疲労性を向上させながら、耐摩耗性も向上し得る
ことを究明し、本発明をなすに至った。
襲するのではなく、別の観点から軸受性能の向上を図る
努力をしてきた。そして、鋭意実験の結果、小さなＳｉ
粒子と大きなＳｉ粒子の両者が適度の比率で混在する
と、耐疲労性を向上させながら、耐摩耗性も向上し得る
ことを究明し、本発明をなすに至った。
【００１２】すなわち、本発明のアルミニウム系軸受合
金は、１．５〜８質量％のＳｉを含み、残部が実質的に
Ａｌからなるもので、摺動表面に存在するＳｉ粒子の総
面積に対し、粒子径４μｍ未満のＳｉ粒子の面積が２０
〜６０％を占め、粒子径４〜２０μｍのＳｉ粒子の面積
が４０％以上を占めることを特徴とする。
金は、１．５〜８質量％のＳｉを含み、残部が実質的に
Ａｌからなるもので、摺動表面に存在するＳｉ粒子の総
面積に対し、粒子径４μｍ未満のＳｉ粒子の面積が２０
〜６０％を占め、粒子径４〜２０μｍのＳｉ粒子の面積
が４０％以上を占めることを特徴とする。
【００１３】また、上記のアルミニウム系軸受合金に
は、３〜４０質量％のＳｎを含有させることができる。
更に、上記のアルミニウム系軸受合金には、Ｃｕ、Ｚ
ｎ、Ｍｇのうちの１種以上を総量で０．１〜６質量％含
ませることができる。また、Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎ
ｉ、Ｃｏ、Ｗのうちの１種以上を総量で０．０１〜３質
量％含ませることができる。
は、３〜４０質量％のＳｎを含有させることができる。
更に、上記のアルミニウム系軸受合金には、Ｃｕ、Ｚ
ｎ、Ｍｇのうちの１種以上を総量で０．１〜６質量％含
ませることができる。また、Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎ
ｉ、Ｃｏ、Ｗのうちの１種以上を総量で０．０１〜３質
量％含ませることができる。
【００１４】ここで、各組成の限定理由を説明すると、
以下の通りである。 （１）Ｓｉ：１．５〜８質量％ ＳｉはＡｌ中に固溶すると共に、単体で晶出し、相手材
への凝着を防止する。単体で晶出するＳｉ粒子ののう
ち、微細でＡｌマトリクス中に分散するものはＡｌマト
リクスの疲労強度を高め、大きい粒径のものは耐摩耗性
の向上に寄与する。１．５質量％未満ではそれらの効果
がなく、８質量％を越えると、大きなＳｉ粒子が増え過
ぎ、耐疲労性を阻害する。好ましくは３〜７質量％であ
る。
以下の通りである。 （１）Ｓｉ：１．５〜８質量％ ＳｉはＡｌ中に固溶すると共に、単体で晶出し、相手材
への凝着を防止する。単体で晶出するＳｉ粒子ののう
ち、微細でＡｌマトリクス中に分散するものはＡｌマト
リクスの疲労強度を高め、大きい粒径のものは耐摩耗性
の向上に寄与する。１．５質量％未満ではそれらの効果
がなく、８質量％を越えると、大きなＳｉ粒子が増え過
ぎ、耐疲労性を阻害する。好ましくは３〜７質量％であ
る。
【００１５】（２）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。３質量％未満ではその効果がな
く、４０質量％を越えると、マトリクスの機械的性質が
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。
表面性能を改善する。３質量％未満ではその効果がな
く、４０質量％を越えると、マトリクスの機械的性質が
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。
【００１６】（３）Ｃｕ、Ｚｎ、Ｍｇ：１種以上を０．
１〜６質量％ これらの選択元素はＡｌマトリクスの強度を向上させる
添加元素であり、溶体化処理を施すことで強制的にＡｌ
マトリ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、６質量％を超
えると、粗大な化合物になってしまう。総量で０．５〜
５．５質量％が好ましい。
１〜６質量％ これらの選択元素はＡｌマトリクスの強度を向上させる
添加元素であり、溶体化処理を施すことで強制的にＡｌ
マトリ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、６質量％を超
えると、粗大な化合物になってしまう。総量で０．５〜
５．５質量％が好ましい。
【００１７】（４）Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃ
ｏ、Ｗ：１種以上を０．０１〜３質量％ これらの元素は選択元素であり、単体でＡｌマトリクス
中に固溶するか、多元系金属間化合物として晶出するこ
とになり、耐疲労性を向上させる。０．０１質量％未満
ではその効果が得られず、３質量％を越えると軸受とし
てのなじみ性が低下する。好ましくは０．２〜２質量％
である。
ｏ、Ｗ：１種以上を０．０１〜３質量％ これらの元素は選択元素であり、単体でＡｌマトリクス
中に固溶するか、多元系金属間化合物として晶出するこ
とになり、耐疲労性を向上させる。０．０１質量％未満
ではその効果が得られず、３質量％を越えると軸受とし
てのなじみ性が低下する。好ましくは０．２〜２質量％
である。
【００１８】（５）Ｓｉ粒子：軸受面に現れるＳｉ粒子
の総面積に対し、粒子径４μｍ未満のＳｉ粒子の占める
面積が２０〜６０％、粒子径４〜２０μｍのＳｉ粒子の
占める面積が４０％以上 Ｓｉ粒子は軸受としての耐摩耗性、耐疲労性を改善す
る。粒子径４μｍ未満のＳｉ粒子はＡｌマトリクス中に
分散してその耐疲労強度を高める。粒子径４〜２０μｍ
のＳｉ粒子は相手材の荷重を受け、耐摩耗性の向上に寄
与し、また、ラッピング効果によって非焼付性を向上さ
せる。粒子径４〜２０μｍのＳｉ粒子は相手材の荷重を
受けることによってＡｌマトリクスに沈み込むような挙
動を示し、脱落し難くなる。よって、粗いものと細かい
ものとが共存することで、微細Ｓｉ粒子も脱落せず、相
手材との非凝着性も確保できる。
の総面積に対し、粒子径４μｍ未満のＳｉ粒子の占める
面積が２０〜６０％、粒子径４〜２０μｍのＳｉ粒子の
占める面積が４０％以上 Ｓｉ粒子は軸受としての耐摩耗性、耐疲労性を改善す
る。粒子径４μｍ未満のＳｉ粒子はＡｌマトリクス中に
分散してその耐疲労強度を高める。粒子径４〜２０μｍ
のＳｉ粒子は相手材の荷重を受け、耐摩耗性の向上に寄
与し、また、ラッピング効果によって非焼付性を向上さ
せる。粒子径４〜２０μｍのＳｉ粒子は相手材の荷重を
受けることによってＡｌマトリクスに沈み込むような挙
動を示し、脱落し難くなる。よって、粗いものと細かい
ものとが共存することで、微細Ｓｉ粒子も脱落せず、相
手材との非凝着性も確保できる。
【００１９】４μｍ未満のＳｉ粒子の面積が２０％未満
では、Ａｌマトリクス中に分散するＳｉ粒子が少ないた
め、微細Ｓｉ粒子の分散によるＡｌマトリクスの強化が
損なわれ、且つ４μｍ以上の粗大なＳｉ粒子が多過ぎる
こととなって耐疲労性が低下する。粒子径４μｍ未満の
Ｓｉ粒子の面積が６０％を越えると（粒子径４〜２０μ
ｍＳｉ粒子の面積が４０％未満）では、相手材との摺動
時にＡｌマトリクスから脱落し易い微細なＳｉ粒子が多
くなり、且つＡｌマトリクスに保持されて相手材の荷重
を担う大粒のＳｉ粒子が少ないことにより、耐摩耗性が
低下する。好ましくは、粒子径４μｍ未満が面積比２５
〜４５％、粒子径４〜２０μｍが５５％以上である。更
に、７μｍ〜１５μｍのものを面積比で１５〜３０％含
むことが好ましい。
では、Ａｌマトリクス中に分散するＳｉ粒子が少ないた
め、微細Ｓｉ粒子の分散によるＡｌマトリクスの強化が
損なわれ、且つ４μｍ以上の粗大なＳｉ粒子が多過ぎる
こととなって耐疲労性が低下する。粒子径４μｍ未満の
Ｓｉ粒子の面積が６０％を越えると（粒子径４〜２０μ
ｍＳｉ粒子の面積が４０％未満）では、相手材との摺動
時にＡｌマトリクスから脱落し易い微細なＳｉ粒子が多
くなり、且つＡｌマトリクスに保持されて相手材の荷重
を担う大粒のＳｉ粒子が少ないことにより、耐摩耗性が
低下する。好ましくは、粒子径４μｍ未満が面積比２５
〜４５％、粒子径４〜２０μｍが５５％以上である。更
に、７μｍ〜１５μｍのものを面積比で１５〜３０％含
むことが好ましい。
【００２０】Ｓｉ粒子の面積％の測定方法は、摺動表面
の顕微鏡写真を画像解析装置により解析し、０．０１２
５ｍｍ２に存在する全Ｓｉの粒子径を測定し、その測定
結果を基にして比率を算出する。Ｓｉ粒子の径は、粒子
の一つ一つについて面積を測定し、その面積と同一面積
の円の径に換算したものをいう。
の顕微鏡写真を画像解析装置により解析し、０．０１２
５ｍｍ２に存在する全Ｓｉの粒子径を測定し、その測定
結果を基にして比率を算出する。Ｓｉ粒子の径は、粒子
の一つ一つについて面積を測定し、その面積と同一面積
の円の径に換算したものをいう。
【００２１】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施例を説明す
る。この実施例において、軸受の製造方法は以下の通り
である。 Ａ）Ｓｎを含むアルミニウム軸受合金 Ｓｎを含む所定組成のアルミニウム系軸受合金を溶融
し、連続鋳造によって厚さ１５ｍｍの板にする。連続鋳
造によって板状にされた軸受合金には、図１に示すよう
に、共晶組織としてＡｌマトリクスのデンドライト境界
およびＳｎ相内に晶出する。
る。この実施例において、軸受の製造方法は以下の通り
である。 Ａ）Ｓｎを含むアルミニウム軸受合金 Ｓｎを含む所定組成のアルミニウム系軸受合金を溶融
し、連続鋳造によって厚さ１５ｍｍの板にする。連続鋳
造によって板状にされた軸受合金には、図１に示すよう
に、共晶組織としてＡｌマトリクスのデンドライト境界
およびＳｎ相内に晶出する。
【００２２】連続鋳造されたアルミニウム系軸受合金板
は、表面の偏析部分を削り取る処理を行った後、冷間で
６ｍｍの厚さに連続圧延される。そして、歪み除去およ
び添加元素の安定化のために焼鈍を行う。
は、表面の偏析部分を削り取る処理を行った後、冷間で
６ｍｍの厚さに連続圧延される。そして、歪み除去およ
び添加元素の安定化のために焼鈍を行う。
【００２３】その後、アルミニウム系軸受合金板に接着
層形成用の薄いアルミニウム板を圧接し、次いでアルミ
ニウム系軸受合金板を裏金鋼板に圧接してバイメタルを
製造する。そして、アルミニウム系合金板と裏金鋼板と
の接着力を高めるため、および歪み除去のための焼鈍を
行う。その後、必要に応じてアルミニウム系軸受合金を
強化するための溶体化処理を行い、水冷後、時効処理を
施す。以上のようにして製造したバイメタルを半円状に
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して使
用する。
層形成用の薄いアルミニウム板を圧接し、次いでアルミ
ニウム系軸受合金板を裏金鋼板に圧接してバイメタルを
製造する。そして、アルミニウム系合金板と裏金鋼板と
の接着力を高めるため、および歪み除去のための焼鈍を
行う。その後、必要に応じてアルミニウム系軸受合金を
強化するための溶体化処理を行い、水冷後、時効処理を
施す。以上のようにして製造したバイメタルを半円状に
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して使
用する。
【００２４】ここで、Ｓｎを含有するアルミニウム系軸
受合金の場合、鋳造時にＳｎ相内に共晶組織として晶出
したＳｉ粒子は、鋳造後の焼鈍によって球状化して粗大
になる。これは、焼鈍によってＳｎは溶融状態になり、
Ｓｉ粒子の表面張力が大きくなって丸くなろうとするた
めである。針状のＳｉ粒子は圧延と焼鈍の繰り返しによ
り細かく粉砕されて均一に分散されるが、球状化したＳ
ｉはほぼそのままの大きさを保つ。これにより、大粒の
Ｓｉ粒子と、細かいＳｉ粒子とが混在した状態となる。
受合金の場合、鋳造時にＳｎ相内に共晶組織として晶出
したＳｉ粒子は、鋳造後の焼鈍によって球状化して粗大
になる。これは、焼鈍によってＳｎは溶融状態になり、
Ｓｉ粒子の表面張力が大きくなって丸くなろうとするた
めである。針状のＳｉ粒子は圧延と焼鈍の繰り返しによ
り細かく粉砕されて均一に分散されるが、球状化したＳ
ｉはほぼそのままの大きさを保つ。これにより、大粒の
Ｓｉ粒子と、細かいＳｉ粒子とが混在した状態となる。
【００２５】本発明では、Ｓｉ粒子は、４μｍ未満の細
かい粒子と４〜２０μｍの大粒の粒子とが混在した状態
にする。この微細Ｓｉ粒子と大粒Ｓｉ粒子との混在割合
は、軸受面に現れたＳｉ粒子の総面積に対し、４μｍ未
満の微細Ｓｉ粒子が２０〜６０％で、４〜２０μｍの大
粒Ｓｉ粒が４０％以上となるようにしている。Ｓｉ粒子
の大きさをこのような比率に制御するための鋳造後の焼
鈍温度および時間は３５０〜４５０℃、８〜２４時間で
あり、好ましくは３７０〜４３０℃、１０〜２０時間で
ある。
かい粒子と４〜２０μｍの大粒の粒子とが混在した状態
にする。この微細Ｓｉ粒子と大粒Ｓｉ粒子との混在割合
は、軸受面に現れたＳｉ粒子の総面積に対し、４μｍ未
満の微細Ｓｉ粒子が２０〜６０％で、４〜２０μｍの大
粒Ｓｉ粒が４０％以上となるようにしている。Ｓｉ粒子
の大きさをこのような比率に制御するための鋳造後の焼
鈍温度および時間は３５０〜４５０℃、８〜２４時間で
あり、好ましくは３７０〜４３０℃、１０〜２０時間で
ある。
【００２６】Ｂ）Ｓｎを含有しないアルミニウム軸受合
金 Ｓｎを含有しないアルミニウム系軸受合金の場合には、
鋳造後に焼鈍しても粒状化しないため、鋳造時の板厚を
厚くすることにより、徐冷してＳｉ粒子を大きく晶出さ
せる。そして、その後の圧延および圧接の加工を制御す
ることにより、大粒のＳｉ粒子と、細かいＳｉ粒子とが
所定範囲の割合で混在した状態にする。
金 Ｓｎを含有しないアルミニウム系軸受合金の場合には、
鋳造後に焼鈍しても粒状化しないため、鋳造時の板厚を
厚くすることにより、徐冷してＳｉ粒子を大きく晶出さ
せる。そして、その後の圧延および圧接の加工を制御す
ることにより、大粒のＳｉ粒子と、細かいＳｉ粒子とが
所定範囲の割合で混在した状態にする。
【００２７】次の表１に示す組成の実施例品１〜９およ
び比較例品１〜９を製造し、これらについて、Ｓｉ粒子
の粒子径４μｍを境にした面積比率を測定すると共に、
摩耗試験および疲労試験を施し、その結果を同表に示し
た。なお、摩耗試験および疲労試験の条件を表２および
表３に示す。摩耗試験は起動−停止を繰り返し行うもの
で、金属接触状態（停止）から起動するという摩耗を促
進させる過酷な条件で行った。
び比較例品１〜９を製造し、これらについて、Ｓｉ粒子
の粒子径４μｍを境にした面積比率を測定すると共に、
摩耗試験および疲労試験を施し、その結果を同表に示し
た。なお、摩耗試験および疲労試験の条件を表２および
表３に示す。摩耗試験は起動−停止を繰り返し行うもの
で、金属接触状態（停止）から起動するという摩耗を促
進させる過酷な条件で行った。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】
【表３】
【００３１】表１に示す試験結果から明らかなように、
実施例品１〜９は耐摩耗性および耐疲労性共に優れてい
る。特に、４μｍ未満の微細Ｓｉ粒子が２５〜４５％、
４μｍ以上の大粒Ｓｉ粒子が５５％以上の実施例品２〜
９は耐摩耗性および耐疲労性の双方において優れる。
実施例品１〜９は耐摩耗性および耐疲労性共に優れてい
る。特に、４μｍ未満の微細Ｓｉ粒子が２５〜４５％、
４μｍ以上の大粒Ｓｉ粒子が５５％以上の実施例品２〜
９は耐摩耗性および耐疲労性の双方において優れる。
【００３２】これに対し、比較例品１、２、５、７、
８、９は相手材の摺動によって脱落し易い微細Ｓｉ粒子
が多いため、相手材へのラッピング作用が乏しく、ま
た、荷重を負担する大粒Ｓｉ粒子が少ないため、アルミ
マトリクスが相手材と凝着し易くなる。その結果、摩耗
が多い。
８、９は相手材の摺動によって脱落し易い微細Ｓｉ粒子
が多いため、相手材へのラッピング作用が乏しく、ま
た、荷重を負担する大粒Ｓｉ粒子が少ないため、アルミ
マトリクスが相手材と凝着し易くなる。その結果、摩耗
が多い。
【００３３】また、比較例品３、４、６はＡｌマトリク
ス中に分散して強度を高める４μｍ未満の微細Ｓｉ粒子
が少なく、４μｍ以上の大粒Ｓｉ粒子が多くなって、疲
労クラックの起点となる個所が増えるため、耐疲労性に
劣る。
ス中に分散して強度を高める４μｍ未満の微細Ｓｉ粒子
が少なく、４μｍ以上の大粒Ｓｉ粒子が多くなって、疲
労クラックの起点となる個所が増えるため、耐疲労性に
劣る。
【図１】鋳造後における軸受合金の顕微鏡写真の模式図
【手続補正書】
【提出日】平成１４年６月１４日（２００２．６．１
４）
４）
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１６
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１６】（３）Ｃｕ、Ｚｎ、Ｍｇ：１種以上を総量
で０．１〜６質量％ これらの選択元素はＡｌマトリクスの強度を向上させる
添加元素であり、溶体化処理を施すことで強制的にＡｌ
マトリ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、６質量％を超
えると、粗大な化合物になってしまう。総量で０．５〜
５．５質量％が好ましい。
で０．１〜６質量％ これらの選択元素はＡｌマトリクスの強度を向上させる
添加元素であり、溶体化処理を施すことで強制的にＡｌ
マトリ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、６質量％を超
えると、粗大な化合物になってしまう。総量で０．５〜
５．５質量％が好ましい。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１７
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１７】（４）Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃ
ｏ、Ｗ：１種以上を総量で０．０１〜３質量％ これらの元素は選択元素であり、単体でＡｌマトリクス
中に固溶するか、多元系金属間化合物として晶出するこ
とになり、耐疲労性を向上させる。０．０１質量％未満
ではその効果が得られず、３質量％を越えると軸受とし
てのなじみ性が低下する。好ましくは０．２〜２質量％
である。
ｏ、Ｗ：１種以上を総量で０．０１〜３質量％ これらの元素は選択元素であり、単体でＡｌマトリクス
中に固溶するか、多元系金属間化合物として晶出するこ
とになり、耐疲労性を向上させる。０．０１質量％未満
ではその効果が得られず、３質量％を越えると軸受とし
てのなじみ性が低下する。好ましくは０．２〜２質量％
である。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２４
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２４】ここで、Ｓｎを含有するアルミニウム系軸
受合金の場合、鋳造時にＳｎ相内に共晶組織として晶出
したＳｉ粒子は、鋳造後の焼鈍によって球状化して粗大
になる。これは、焼鈍によってＳｎは溶融状態になり、
Ｓｉ粒子の表面張力が大きくなって丸くなろうとするた
めである。針状のＳｉ粒子は圧延と焼鈍の繰り返しによ
り細かく粉砕されて均一に分散されるが、球状化したＳ
ｉはほぼそのままの大きさを保つ。これにより、粗大な
Ｓｉ粒子と、細かいＳｉ粒子とが混在した状態となる。
受合金の場合、鋳造時にＳｎ相内に共晶組織として晶出
したＳｉ粒子は、鋳造後の焼鈍によって球状化して粗大
になる。これは、焼鈍によってＳｎは溶融状態になり、
Ｓｉ粒子の表面張力が大きくなって丸くなろうとするた
めである。針状のＳｉ粒子は圧延と焼鈍の繰り返しによ
り細かく粉砕されて均一に分散されるが、球状化したＳ
ｉはほぼそのままの大きさを保つ。これにより、粗大な
Ｓｉ粒子と、細かいＳｉ粒子とが混在した状態となる。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２５
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２５】本発明では、Ｓｉ粒子は、４μｍ未満の細
かい粒子と４〜２０μｍの粗大な粒子とが混在した状態
にする。この微細Ｓｉ粒子と粗大Ｓｉ粒子との混在割合
は、軸受面に現れたＳｉ粒子の総面積に対し、４μｍ未
満の微細Ｓｉ粒子が２０〜６０％で、４〜２０μｍの粗
大Ｓｉ粒が４０％以上となるようにしている。Ｓｉ粒子
の大きさをこのような比率に制御するための鋳造後の焼
鈍温度および時間は３５０〜４５０℃、８〜２４時間で
あり、好ましくは３７０〜４３０℃、１０〜２０時間で
ある。
かい粒子と４〜２０μｍの粗大な粒子とが混在した状態
にする。この微細Ｓｉ粒子と粗大Ｓｉ粒子との混在割合
は、軸受面に現れたＳｉ粒子の総面積に対し、４μｍ未
満の微細Ｓｉ粒子が２０〜６０％で、４〜２０μｍの粗
大Ｓｉ粒が４０％以上となるようにしている。Ｓｉ粒子
の大きさをこのような比率に制御するための鋳造後の焼
鈍温度および時間は３５０〜４５０℃、８〜２４時間で
あり、好ましくは３７０〜４３０℃、１０〜２０時間で
ある。
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２６
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２６】Ｂ）Ｓｎを含有しないアルミニウム軸受合
金 Ｓｎを含有しないアルミニウム系軸受合金の場合には、
鋳造後に焼鈍しても粒状化し難いため、鋳造時の板厚を
厚くすることにより、徐冷してＳｉ粒子を大きく晶出さ
せる。そして、その後の圧延および圧接の加工を制御す
ることにより、粗大なＳｉ粒子と、細かいＳｉ粒子とが
所定範囲の割合で混在した状態にする。
金 Ｓｎを含有しないアルミニウム系軸受合金の場合には、
鋳造後に焼鈍しても粒状化し難いため、鋳造時の板厚を
厚くすることにより、徐冷してＳｉ粒子を大きく晶出さ
せる。そして、その後の圧延および圧接の加工を制御す
ることにより、粗大なＳｉ粒子と、細かいＳｉ粒子とが
所定範囲の割合で混在した状態にする。
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２８
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２８】
【表１】
【手続補正７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３１
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３１】表１に示す試験結果から明らかなように、
実施例品１〜９は耐摩耗性および耐疲労性共に優れてい
る。特に、４μｍ未満の微細Ｓｉ粒子が２５〜４５％、
４μｍ以上の粗大Ｓｉ粒子が５５％以上の実施例品２〜
９は耐摩耗性および耐疲労性の双方において優れる。
実施例品１〜９は耐摩耗性および耐疲労性共に優れてい
る。特に、４μｍ未満の微細Ｓｉ粒子が２５〜４５％、
４μｍ以上の粗大Ｓｉ粒子が５５％以上の実施例品２〜
９は耐摩耗性および耐疲労性の双方において優れる。
【手続補正８】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３２
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３２】これに対し、比較例品１、２、５、７、
８、９は相手材の摺動によって脱落し易い微細Ｓｉ粒子
が多いため、相手材へのラッピング作用が乏しく、ま
た、荷重を負担する粗大Ｓｉ粒子が少ないため、アルミ
マトリクスが相手材と凝着し易くなる。その結果、摩耗
が多い。
８、９は相手材の摺動によって脱落し易い微細Ｓｉ粒子
が多いため、相手材へのラッピング作用が乏しく、ま
た、荷重を負担する粗大Ｓｉ粒子が少ないため、アルミ
マトリクスが相手材と凝着し易くなる。その結果、摩耗
が多い。
【手続補正９】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３３
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３３】また、比較例品３、４、６はＡｌマトリク
ス中に分散して強度を高める４μｍ未満の微細Ｓｉ粒子
が少なく、４μｍ以上の粗大Ｓｉ粒子が多くなって、疲
労クラックの起点となる個所が増えるため、耐疲労性に
劣る。
ス中に分散して強度を高める４μｍ未満の微細Ｓｉ粒子
が少なく、４μｍ以上の粗大Ｓｉ粒子が多くなって、疲
労クラックの起点となる個所が増えるため、耐疲労性に
劣る。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 石川 日出夫
名古屋市北区猿投町２番地 大同メタル工
業株式会社内
(72)発明者 坂本 雅昭
名古屋市北区猿投町２番地 大同メタル工
業株式会社内
Ｆターム(参考） 3J011 AA20 BA13 DA01 KA02 LA04
MA02 NA01 SB03 SB04 SB12
SB14 SB15 SB20
Claims (4)
- 【請求項１】 １．５〜８質量％のＳｉを含み、残部が
実質的にＡｌからなり、摺動表面に存在するＳｉ粒子の
総面積に対し、粒子径４μｍ未満のＳｉ粒子の面積が２
０〜６０％を占め、粒子径４〜２０μｍのＳｉ粒子の面
積が４０％以上を占めることを特徴とするアルミニウム
系軸受合金。 - 【請求項２】 ３〜４０質量％のＳｎ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】 Ｃｕ、Ｚｎ、Ｍｇのうちの１種以上を総
量で０．１〜６質量％含む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】 Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｗ
のうちの１種以上を総量で０．０１〜３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。
Priority Applications (4)
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|---|---|---|---|
| JP2001312563A JP3472284B2 (ja) | 2001-10-10 | 2001-10-10 | アルミニウム系軸受合金 |
| US10/264,776 US6875290B2 (en) | 2001-10-10 | 2002-10-04 | Aluminum bearing-alloy |
| GB0223230A GB2383050B (en) | 2001-10-10 | 2002-10-07 | Aluminum bearing-alloy |
| DE10246848A DE10246848B4 (de) | 2001-10-10 | 2002-10-08 | Aluminiumlagerlegierungsprodukt |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001312563A JP3472284B2 (ja) | 2001-10-10 | 2001-10-10 | アルミニウム系軸受合金 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003119530A true JP2003119530A (ja) | 2003-04-23 |
| JP3472284B2 JP3472284B2 (ja) | 2003-12-02 |
Family
ID=19131199
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001312563A Expired - Lifetime JP3472284B2 (ja) | 2001-10-10 | 2001-10-10 | アルミニウム系軸受合金 |
Country Status (4)
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|---|---|
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| JP (1) | JP3472284B2 (ja) |
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| GB (1) | GB2383050B (ja) |
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| JP2014510194A (ja) * | 2011-02-08 | 2014-04-24 | フエデラル―モーグル・ウイースバーデン・ゲゼルシヤフト・ミト・ベシユレンクテル・ハフツング | 滑り軸受用複合材料 |
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| JP5069111B2 (ja) * | 2004-07-28 | 2012-11-07 | アルコア インコーポレイテッド | 航空宇宙及び自動車鋳物用Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ−Ｚｎ−Ｃｕ合金 |
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| DE102013210663B9 (de) | 2013-06-07 | 2015-04-16 | Federal-Mogul Wiesbaden Gmbh | Gleitlagerverbundwerkstoff mit Aluminium-Zwischenschicht |
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