JP2016520715A - スズ系すべり軸受合金 - Google Patents

Abstract

スズ系すべり軸受合金は、主要合金化元素として亜鉛を２〜１４重量％の割合で含み、主要構造要素としてＳｎ-Ｚｎ共晶を有する。追加の合金化元素を添加によって、主要合金化元素としての亜鉛の割合を２〜３０重量％に拡大することができる。アンチモンおよび／または銅を別の主要合金化元素として追加で使用することができる。【選択図】なし

Description

本発明は、鋳造プロセス中にすべり軸受コーティングを生成するのに適し、少なくとも１つの主要合金化元素および２５〜９８重量％の割合のスズを含むスズ系すべり軸受合金に関する。また、本発明はすべり軸受合金の使用に関する。

スズ系すべり軸受合金は何十年ものあいだ、たとえば、ホワイトメタルとして知られており、主要合金化元素としてアンチモンおよびスズを含み、合金は他の元素によって補われる。

すべり軸受合金を、たとえば鋼からなる、たとえば軸受支持シェルの形態の支持構造の上に均一に鋳造する。すべり軸受合金は、汚れ粒子に対する良好な埋め込み能力、および互いに摺動する要素、たとえば回転軸に対する良好な適合性をもつべきである。スズ系摺動金属合金はこれらの特性を有するが、それらの耐荷重能力の点で限定されている。すべり軸受合金の耐久性に対する要求が増しているので、したがって、高レベルの負荷を受けることができるすべり軸受合金、たとえばアルミニウム−スズをベースとするものがますます用いられるようになっている。しかし、これらのすべり軸受合金は、スズ系すべり軸受合金が与える埋め込み能力および適合性の点で有利な特性を有していない。したがって、負荷耐久能力、すなわち特にそれらの硬度および疲労強度に関してスズ系すべり軸受合金を改善するために、多くの試験が行われてきた。

ＤＥ ２８ １８ ０９９ Ｃ２により、合金化元素であるアンチモン、銅およびカドミウム、ならびに結晶粒微細化元素としてのクロムおよびコバルト、加えて０．０２〜０．０８重量％のホウ素および０．１〜０．２重量％の亜鉛を含むスズ系ホワイトメタルが得られることが知られている。ホウ素および亜鉛、ならびにコバルトおよびクロムの複合作用が、強度特性において有意な改善を達成する。亜鉛の結果として生じる鋼支持シェルへの結合の欠陥が、ホウ素の添加によってさらに減少する。

ＧＢ ２，１４６，３５４ Ａは、主要合金化元素であるアンチモンおよび銅を含むスズ系すべり軸受合金において、０．００５〜０．５重量％のチタンの添加による結晶粒微細化によって強度が増すことを開示している。

ＳＵ １ ５６０ ５９６ Ａ１は、主要合金化元素として、７〜８重量％の銅、１０〜１２重量％のアンチモンおよび１５〜２０重量％の亜鉛、残部スズを含むスズ系すべり軸受合金を開示している。この合金は高い耐久性および耐摩耗性を有するが、アーク溶射によってのみ鋼基材に付着させることができる。この合金を鋳造によって付着させようとしても、非常に低い靭性のためにすべり軸受合金として使用できないであろう。

使用されるすべり軸受合金についてさらに要求されるのは、前記合金を汚染合金化成分がない状態にして、環境にやさしいすべり軸受合金（ホワイトメタル合金）を保証するという要求である。しかし、現在まで、強度に関してより高い要求を満足する、このようなすべり軸受合金を製造することはできていない。したがって、負荷耐久能力についておよび耐摩耗性についての高い要求があれば、たとえこれらの軸受金属の使用がスズ系軸受金属合金の優れた緊急運転特性なしですます必要があることを意味するにしても、アルミニウム系軸受金属が継続して使用されることが多い。

ＷＯ ２００９／１０８９７５ Ａ１は、４〜３０重量％のアンチモンおよび１〜１０重量％の銅を含むホワイトメタルを開示している。この場合の合金はさらに、コバルト、マンガン、スカンジウムおよびゲルマニウムからなる元素の群より選択される元素を０．２〜２．６重量％の合計濃度で、またマグネシウム、ニッケル、ジムコニウムおよびチタンからなる元素の群より選択される少なくとも１つの元素を０．０５〜１．７重量％の合計濃度で含み、アンチモンと銅の合計割合は、アンチモン含量が銅含量の少なくとも３倍に相当するとして、最大で３５重量％であるべきである。このすべき軸受合金は追加で０．６〜１．８重量％、好ましくは０．７〜０．９重量％の亜鉛を含みうる。亜鉛は、追加の結晶化核の形成により、銅−スズおよびスズ−アンチモン相を微細化するのに役立つ。これは、これらの相の有害なサイズへの成長を防ぐ。０．６重量％の亜鉛という下限は、より少ない添加はもはや正の効果をもたらさないことに起因し、一方上限は、１重量％を超えると、亜鉛がもはやスズ固溶体に固溶せず、約２００℃のＴｍで、スズと亜鉛との間で、低融点共晶層が形成され、これが高温強度および耐食性を低下させることに起因する。

本発明は、改善された強度を有し、ある程度の動作温度まで、アルミニウム系すべり軸受合金の使用をなしですますことができるように、スズ系すべり軸受合金の強度を増すことができる、スズ系すべり軸受合金を提供するという目的に基づく。

本発明によれば、導入部において言及したタイプのすべり軸受合金を有する本発明の第１の態様によれば、この目的は主要合金化元素
０〜２５重量％のアンチモン、
０〜２０重量％の銅、および
２〜１４重量％の亜鉛
によって達成される。

本発明の第２の態様によれば、この目的は、主要合金化元素
０〜２５重量％のアンチモン、
０〜２０重量％の銅、および
２〜３０重量％の亜鉛、
ならびに以下の群の１以上から選択される少なくとも１つの追加の合金化元素：
群Ｉ：
コバルト、マンガン、スカンジウム、ゲルマニウムおよびアルミニウムを、０．００１〜２．６重量％の合計割合で、
群ＩＩ：
マグネシウム、ニッケル、ジルコニウムおよびチタンを、０．００５〜１．７重量％の合計割合で、
群ＩＩＩ：
ビスマス、インジウム、カドミウムおよび鉛を、各々の場合に最大５重量％の割合で、最大８重量％の合計割合で、
群ＩＶ：
リチウム、銀、セリウム、イットリウム、サマリウム、金、テルルおよびカルシウムを、各々の場合に２．５重量％まで、４重量％までの合計割合で、
群Ｖ：
ヒ素、ニオブ、バナジウム、クロム、タングステン、鉄、ランタンおよびエルビウムを、各々の場合に最大１．０重量％の割合で、最大２．２５重量％の合計割合で、
群ＶＩ：
リンおよびホウ素を、各々の場合に最大０．１重量％の割合で、最大２．２５重量％の合計割合で
によって達成される。

本発明の第１の態様によれば、すべり軸受合金は、主要合金化元素として２〜１４重量％の割合で亜鉛を含む。加えて、銅および／またはアンチモンを主要合金化元素として用いることができる。

当業者間の既存の知識によれば、主要合金化元素としてこうした割合の亜鉛は避けるべきであった。スズと亜鉛は、亜鉛の割合が８．８重量％であれば、低融点共晶微細構造を形成することが知られている。約２００℃の低融点を有する共晶微細構造は、高温強度および耐食性に関して不利だと考えられてきた。対照的に、本発明は、主要構造要素がスズ−亜鉛共晶であるため、高い硬度および疲労強度を有し、１９８℃の動作温度までの好適な弾性および可塑性を有するすべり軸受合金を製造できるという理解に基づく。当業者は現在まで共晶微細構造の形成を防止するためのあらゆる努力をしてきたが、本発明は主要構造要素として共晶微細構造を用いることを規定する。種々の硬化機構のために、スズおよび亜鉛の共晶微細構造は十分に硬く、耐性のある微細構造を可能にする。８．８重量％の濃度の亜鉛を含むスズは共晶ｅ（βＳｎ＋αＺｎ）を形成する。こうして共晶は２つの相であるβＳｎ固溶体とαＺｎ固溶体とからなる。固溶体に固溶した合金化原子は、いわゆる固溶体硬化をもたらす。βＳｎマトリックスに微細に分散した形態で組み込まれたαＺｎ粒子は移動転移に対する障害も示し、粒子効果をもたらす。さらに、これらは間接強化をもたらす。これらは可塑変形時の転位の強化形成を誘導するためである。

８．８重量％の亜鉛を含むスズの共晶組成をもつ合金は、Ｓｎ−Ｚｎ系におけるすべての可能な合金のうち最低の融点を有する。共晶点において、液相線温度は固相線温度に一致する。したがって、純粋な共晶合金は融点を有し、溶融間隔または固化間隔を有していない。これは、クラッキング、多孔性への、および偏析への傾向の減少をもたらし、したがって合金の工学的および機械的特性の改善が達成される。

共晶合金は極度の過冷却への特有の傾向を有することが知られている。過冷却状態においては、正二十面体の短距離秩序が発現し、高い充填密度をもつクラスターが生成する。一方で正二十面体の短距離秩序、他方で固体は、かなり異なる充填を有する。極度の過冷却での充填密度の増大は、結晶化のためのおよび他の相変態のための原子の拡散を阻害する。高度の過冷却の場合、溶融マスは大過剰の自由エネルギーを含み、系は複数の準安定相における平衡をはるかに超える多様な固化経路のためにこれを利用できる。こうして、過飽和混合相からなりうる準安定固体は、結晶粒微細化、秩序のない超格子構造および／または準安定な結晶学的な相を伴う合金を形成することができる。Ｓｎ−Ｚｎ系の合金における８．８重量％を超える亜鉛の割合は、主要αＺｎ相を伴う構造を形成する。主要αＺｎ相は合金の硬度および強度および耐摩耗性を増すが、可塑性を低下させる傾向がある。本発明によれば、鋳造可能なすべり軸受合金に要求される弾性または可塑性を保持するために、実質的に純粋なＳｎ−Ｚｎ系においてＺｎの割合が高すぎてはならず、したがって１４％に限定されることが、このことに起因する。

本発明によるスズ含有合金は、固溶硬化によってだけでなく、微細に分散された形態で組み込まれた粒子（αＺｎ）による追加のマトリックス硬化（βＳｎ）、主要αＺｎ相および準安定固体によっても強化される。形成されるのは、共晶ｅ（βＳｎ＋αＺｎ）中の粒子（αＺｎ）および主要粒子（αＺｎ）を含む結晶粒微細化を伴うマトリックスである。

亜鉛はスズと金属間相を形成しない。亜鉛はマトリックス中に圧密介在物（粒子）の形態で存在する。このため、亜鉛はスズと他の元素との間の相互作用を変えない。したがって、２〜２５重量％のアンチモンおよび３〜２０重量％の銅という従来の割合にある銅およびアンチモンからなる従来のさらなる主要合金元素を添加することが容易に可能である。

本発明による合金と、従来のすべり軸受合金、例えばＥｃｋａ Ｇｒａｎｕｌｅｓ Ｇｅｒｍａｎｙ ＧｍｂＨによって流通されている、たとえばＥｖｏｎｉｋ Ｇｏｌｄｓｃｈｍｉｄｔ ＧｍｂＨのＴＥＧＯＳＴＡＲとの微細構造の比較は、本発明によるすべり軸受合金が丸みのある形状をもつ相と結晶粒微細化を伴うマトリックスを含むこと、すなわちＴＥＧＯＳＴＡＲ合金において生じるラメラ相およびアンギュラー相が、丸みのある形状に変わったことを示す。

本発明の第２の態様においては、同じ有利な特性を有し主要構造要素として共晶微細構造を有する、３０重量％までの比較的高い亜鉛含量でさえ、特に結晶粒微細化のためおよび安定なクラスター形成のための手段を追加した場合、鋳造可能なすべり軸受合金を製造することができる。

前述した群ＩおよびＩＩからの追加の合金化元素は、特に緻密で安定なクラスターの形成をもたらす。この点で、亜鉛、コバルト、ニッケル、マンガンおよびゲルマニウムは１０の配位数をもつクラスターを形成するが、スカンジウム、マグネシウム、チタン、ジルコニウムおよびアルミニウムは１２の配位数をもつクラスターを形成する。これらの追加の合金化元素は、結晶化のあいだに極度の過冷却をもたらし、ラメラ形状およびアンギュラー形状から丸みのある形状への相の増強された変化をもたらす。結晶粒微細化を伴うスズマトリックスも形成される。したがって、これらの群からの追加の合金化元素は、スズ系すべり軸受合金の強度、靭性および疲労強度におけるかなりの増大をもたらす。

第３の群からの元素、具体的にはビスマス、インジウム、カドミウムおよび鉛は、スズマトリックスに容易に固溶して固溶体を形成する。これは固溶硬化をもたらす。低い冷却速度だと共晶が形成される。合金化元素の個々の割合は５重量％を超えてはならない。合計割合は８重量％までに限定すべきである。

群ＩＶからの追加の合金化元素、具体的にはリチウム、銀、セリウム、イットリウム、サマリウム、金、テルルおよびカルシウムは、スズと共晶ｅ（βＳｎ＋Ｓｎ_ｘＭ１_ｙ）を形成し、Ｍ１は前記群からの元素の１つである。こうして共晶は２つの相、具体的にはβＳｎ固溶体と金属間相Ｓｎ_ｘＭ１_ｙとからなる。固溶体に固溶した合金化原子はいわゆる固溶硬化をもたらす。マトリックス（βＳｎ）に微細に分散した形態で組み込まれたＳｎ_ｘＭ１_ｙ粒子は、移動転位に対する障害を示し、粒子硬化をもたらす。共晶含量の増加は可塑性の低下に寄与することがあるため、これらの合金化元素の個々の割合は２．５重量％を超えないほうがよい。合計割合の上限は４重量％であるべきである。

群Ｖからの元素、具体的にはヒ素、ニオブ、バナジウム、クロム、タングステン、鉄、ランタンおよびエルビウムは、スズとの包晶反応を生じるか、またはＳｎ_ｘＭ２_ｙ相またはＭ２相の追加の結晶化核の形成をもたらし、Ｍ２は前述した金属のうちの１つである。追加の結晶化核はマトリックス（βＳｎ）の微細化をもたらすが、銅−スズ相およびスズ−アンチモン相の、ならびに主要亜鉛相の微細化ももたらす。Ｓｎ_ｘＭ２_ｙ相またはＭ２相の増加はこの場合にも可塑性の低下をもたらすことがあるため、これらの合金化元素の個々の割合は１．０重量％を超えないほうがよい。合計割合の上限は２．２５重量％であるべきである。

群ＶＩからの元素であるＰまたはＢは主に、追加の結晶化核および追加の準安定相を形成する。追加の結晶化核はＳｎ４Ｐ３相またはＢ相でありうる。前記相の増加は可塑性の低下に寄与することがあるため、これらの合金化元素の個々の割合の上限は０．１重量％である。合計割合の０．２重量％を超えてはならない。

また、本発明は、本発明によるすべり軸受合金からなるすべり軸受コーティングを有するすべり軸受に関する。

以下、添付の図面に基づいて、上記の記載をより詳細に説明する。

図１は、本発明による合金ＳｎＳｂ１０Ｃｕ４Ｚｎ７の微細構造の概略図を示す。共晶微細構造ｅ（βＳｎ＋αＺｎ）が形成され、組み込まれた微細構造粒子ＳｂＳｎ、βＳｎ、Ｃｕ_６Ｓｎ_５およびαＺｎをもつ。 図２は、合金ＳｎＳｂ１２Ｃｕ５Ｚｎ１４について同様な概略図を示し、相βＳｎ、Ｃｕ_６Ｓｎ_５、ＳｂＳｎ、αＺｎを含む微細構造αＺｎ＋ＳｂＳｎ＋Ｃｕ_６Ｓｎ_５＋ｅ（βＳｎ＋αＺｎ）をもつ。 図３は、異なる倍率での、ＴＥＧＯＳＴＡＲ（重力ダイキャストしてＨ_２Ｏ＋３％ＨＮＯ_３でエッチング）の微細構造の顕微鏡写真を示す。 図４は、比較で、ＳｎＳｂ１０Ｚｎ７Ｃｕ４ＣｏＮｉ（重力ダイキャストしてＨ_２Ｏ＋３％ＨＮＯ_３でエッチング）の微細構造を示す。 比較は、本発明による微細構造がより微細な結晶粒を有すること、および相がラメラ形状およびアンギュラー形状から丸みのある形状へ変化したことを明確に示している。 図５は、本発明の第２の態様によるすべり軸受合金の微細構造を概略的に示す。この合金はＳｎＳｂ１０Ｃｕ４Ｚｎ７Ｍ１である。共晶微細構造ｅ（βＳｎ＋Ｓｎ_ｘＭ１_ｙ）が形成すること、および相βＳｎ、Ｃｕ_６Ｓｎ_５、ＳｂＳｎ，βＳｎ_ｘＭ１_ｙまたはＭ１が生じることが示されている。 図６は、上述したタイプの合金ＳｎＳｂ１０Ｃｕ４Ｚｎ７Ｍ２について、クラスターから形成された、対応する微細構造を示す。前記図面は、微細構造Ｍ２_ｘＳｎ_ｙ＋βＳｎ＋ＳｂＳｎ＋Ｃｕ_６Ｓｎ_５＋ｅ（βＳｎ＋αＺｎ）のパターンを示す。αＺｎ，βＳｎ、Ｃｕ_６Ｓｎ_５、ＳｂＳｎ、Ｍ２_ｘＳｎ_ｙまたはＭ２が相として示されている。 図７は、例７で得られた微細構造の顕微鏡写真を示す。 図８は、例８で得られた微細構造の顕微鏡写真を示す。

以下、本発明によるすべり軸受合金の多くの代表的な実施形態を説明する。

例１
すべり軸受合金を、７．２重量％Ｚｎ、１０．１重量％Ｓｂ、４．０重量％Ｃｕ、０．６重量％Ｎｉ、０．６重量％Ｃｏ、０．０５重量％Ｚｒおよび０．１重量％Ｃｒ、０．０５重量％Ｆｅ、残部スズから、通常通りに製造する。このすべり軸受合金は、疲労強度に関して良好な工学特性および３５ ＨＢ ２．５／３１．５／３０の鋳造硬度および３０９の相対靱性を示す。

例２
すべり軸受合金を、３．４重量％Ｚｎ、９．１重量％Ｓｂ、４．５重量％Ｃｕ、１重量％Ｎｉ、１．０重量％Ｃｏ、０．０５重量％Ｉｎ、０．１重量％Ｖ、０．１重量％Ｃｒ、０．０４重量％Ｐｂ、残部スズから、通常通りに製造する。このすべり軸受合金は、良好な工学特性および３２．０ ＨＢ ２．５／３１．５／３０の鋳造硬度よび５０２の相対靱性を示した。

例３
すべり軸受合金を、２０．８重量％Ｚｎ、１５．１重量％Ｓｂ、５．２重量％Ｃｕ、０．５重量％Ｎｉ、１．０重量％Ｍｎおよび０．１５重量％Ｆｅ、残部スズから、通常通りに製造する。このすべり軸受合金は、良好な工学特性および４２．０ ＨＢ ２．５／３１．５／３０の鋳造硬度および１０の相対靱性を示した。

例４
すべり軸受合金を、２２．３重量％Ｚｎ、５．１量％Ｃｕ、０．５重量％Ｎｉ、１．２重量％Ｍｎ、残部スズから、通常通りに製造する。このすべり軸受合金は、良好な工学特性および３０．０ ＨＢ ２．５／３１．５／３０の鋳造硬度および８の相対靱性を示した。アンチモンがないため、このすべり軸受合金は汚染合金化元素をまったく含まない。にもかかわらず、本発明によるすべり軸受に好適な工学特性が達成される。

例５
すべり軸受合金を、２８．２重量％Ｚｎ、９．０３重量％Ｓｂ、４．０重量％Ｃｕ、０．２５重量％Ｃｒ、０．３重量％Ｎｉ、０．３重量％Ｃｏ、０．０３重量％Ａｌ、残部スズから、通常通りに製造する。このすべり軸受合金は、良好な工学特性および４５．０ ＨＢ ２．５／３１．５／３０の鋳造硬度および５の相対靱性を示す。

その他の例と比較して劣化した工学特性は、３０重量％Ｚｎの限度を超える増加がもはや意味がないことを示す。

例６（比較例）
例１の通りの本発明によるすべり軸受合金を、ラジアルすべり軸受疲労試験で試験した。この試験は、Ｐラテラル＝３９ＭＰａの荷重振幅および約９５℃で行った。この試験において、本発明によるすべり軸受は、損傷を受けることなく、すなわち微細構造クラックなしに、荷重の１２２．８百万回の変化に耐えた。

すべり軸受合金ＴＥＧＯＳＴＡＲで比較すると、同じ疲労試験中に、微細構造クラックの形態の損傷が生じた。

例７（比較例）
１８重量％Ｚｎ、１１重量％Ｓｂおよび７．５重量％Ｃｕを含むＳＵ １５６０５９６ Ａ１によるすべり軸受合金を、同じ測定方法を用いて調べた。鋳造硬度は４２ ＨＢ ２．５／３１．５／３０であり、相対靱性は４であった。図７に、得られた微細構造の顕微鏡写真を示す。

例８
例７との比較のために、１８重量％Ｚｎ、１１重量％Ｓｂ、７．５重量％Ｃｕを含む本発明による合金を、０．５重量％のＣｕ、０．３重量％のＭｎおよび０．０５重量％のＡｌを添加し、残部スズで製造し、調べた。

４６ ＨＢ ２．５／３１．５／３０の鋳造硬度および１２の相対靱性が得られた。

図８に示すように、この例による微細構造の顕微鏡写真は、図７と比較して、析出物のかなりの微細化および丸みを示し、改善された工学特性をもたらしている。

相対靭性に関する情報はシャルピー衝撃試験に基づく。この試験では、３２ｍｍ径のシリンダー状試料に、底面から２０ｍｍの距離で、２ｍｍの寸法の切り欠きを、前記切り欠きが径方向に本体中に１２ｍｍの深さまで達するように設ける。この試料を切り欠きの直下でクランプした後、切り欠きをつけた側から試料の長軸に垂直な所定の衝撃をかける。この過程において、台上に懸垂させた錘を９０℃偏向させる。錘が試料の上面上に横から衝撃を与えるような仕方で、落下を行う。試料が割れるまでの衝撃の回数を確定し、相対靭性の基準として特定する。

したがって、これは、相対値を決定するためにのみに適した測定方法である。

Claims (11)

1. 鋳造プロセス中にすべり軸受コーティングを生成するのに適し、少なくとも１つの主要合金化元素および２５〜９８重量％の割合のスズを含むスズ系すべり軸受合金であって、前記主要合金化元素は
   ０〜２５重量％のアンチモン、
   ０〜２０重量％の銅、および
   ２〜１４重量％の亜鉛
   を含むことを特徴とするスズ系すべり軸受合金。
2. 鋳造プロセス中にすべり軸受コーティングを生成するのに適し、少なくとも１つの主要合金化元素および２５〜９８重量％の割合のスズを含むスズ系すべり軸受合金であって、前記主要合金化元素は
   ０〜２５重量％のアンチモン、
   ０〜２０重量％の銅、および
   ２〜３０重量％の亜鉛、
   ならびに以下の群の１以上から選択される少なくとも１つの追加の合金化元素：
   群Ｉ：
   コバルト、マンガン、スカンジウム、ゲルマニウムおよびアルミニウムを、０．００１〜２．６重量％の合計割合で、
   群ＩＩ：
   マグネシウム、ニッケル、ジルコニウムおよびチタンを、０．００５〜１．７重量％の合計割合で、
   群ＩＩＩ：
   ビスマス、インジウム、カドミウムおよび鉛を、各々の場合に最大５重量％の割合で、最大８重量％の合計割合で、
   群ＩＶ：
   リチウム、銀、セリウム、イットリウム、サマリウム、金、テルルおよびカルシウムを、各々の場合に２．５重量％まで、４重量％までの合計割合で、
   群Ｖ：
   ヒ素、ニオブ、バナジウム、クロム、タングステン、鉄、ランタンおよびエルビウムを、各々の場合に最大１．０重量％の割合で、最大２．２５重量％の合計割合で、
   群ＶＩ：
   リンおよびホウ素を、各々の場合に最大０．１重量％の割合で、最大２．２５重量％の合計割合で
   含むことを特徴とするスズ系すべり軸受合金。
3. 前記合金は主要構造要素としてＳｎ−Ｚｎ共晶を含むことを特徴とする請求項１または２記載のすべり軸受合金。
4. 微細構造が５０μｍまでの最大粒径を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のすべり軸受合金。
5. 微細構造が３０μｍの最大粒径を有することを特徴とする請求項４に記載のすべり軸受合金。
6. 微細構造が１０μｍの最大粒径を有することを特徴とする請求項５に記載のすべり軸受合金。
7. アンチモンの割合が６〜２５重量％である請求項１〜６のいずれか１項に記載のすべり軸受合金。
8. 銅の割合が３〜２０重量％である請求項１〜７のいずれか１項に記載のすべり軸受合金。
9. 主要合金化元素としてアンチモンが存在しない請求項１〜６または請求項８のいずれか１項に記載のすべり軸受合金。
10. 唯一の主要合金化元素として亜鉛を特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載のすべり軸受合金。
11. 支持構造体と、これに付着した請求項１〜１０のいずれか１項に記載のすべり軸受合金からなるすべり軸受コーティングとを有するすべり軸受。