JP2016526104A - アルミニウム軸受けメタル層を有する滑り軸受け複合材料 - Google Patents

Abstract

本発明は、鋼製のキャリア層、アルミニウムからなるか、又は不純物以外の鉛不含のアルミニウム合金からなる、該キャリア層の上に配置される中間層、及び不純物以外の鉛不含のアルミニウム合金からなる、該中間層上に配置される軸受メタル層を有する滑り軸受け複合材料であって、該軸受メタル層のアルミニウム合金が、６．０〜１０．０重量％のスズ、２．０〜４．０重量％のケイ素、０．７〜１．２重量％の銅、０．１５〜０．２５重量％のクロム、０．０２〜０．２０重量％のチタン、０．１〜０．３重量％のバナジウム、及び、任意選択的に、０．５重量％未満のその他の元素、残部のアルミニウムを含有する、上記の滑り軸受複合材料に関する。

Description

本発明は、鋼製のキャリア層、アルミニウムからなるか、又は不純物以外の鉛不含のアルミニウム合金からなる、該キャリア層の上に配置される中間層、及び不純物以外の鉛不含のアルミニウム合金からなる、該中間層上に配置される軸受メタル層を有する滑り軸受け複合材料に関する。

そのような滑り軸受け複合材料は、自動車の内燃エンジンに使用される軸受け銅又はブッシュ又はスラストワッシャーのために特に開発されている。それらは、多くの文献の主題である。軸受けメタルの組成を改善することは、例えば、欧州特許出願公開第１ ３３４ ２８５ Ａ１号明細書（特許文献１）、ドイツ国特許第１０ ２０１１ ００３ ７９７ Ｂ３号明細書（特許文献２）、ドイツ国特許第１０２ ４６ ８４８ Ｂ４号明細書（特許文献３）又は欧州特許出願公開第２ １０５ ５１８ Ａ２号明細書（特許文献４）にそれぞれ開示されている。この最後の特許文献から知られているアルミニウム合金は、１．５〜８重量％のＳｉ、３〜４０重量％のＳｎ、Ｃｕ、Ｚｎ及びＭｇからなる群からの一種又は二種以上の元素を合計で０．１〜６重量％、任意選択的に、Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏ及びＢから成る群からの一種又は二種以上の元素を合計で０．０１〜３重量％、及び残部のアルミニウムを含む。この特許文献において調査の焦点とは、完成したアルミニウム合金製品に含有されるＳｉ粒子の粒度分布にあり、これは、４μｍ未満の粒度を有する小さいＳｉ粒子の割合及び４〜２０μｍの粒度を有する大きなＳｉ粒子の割合のいずれも規定されているが、これは非常に広い分布を含むことになる。この示された分布によって、材料が滑り相手に付着する傾向（腐食し易さ）が低減し、そして材料中への粒子の組み込みが向上されることが求められている。この要求されている粒度分布を達成するために、この特許文献の教示に従った、３５０℃〜４５０℃の温度で８〜２４時間の期間にわたる連続的な焼き鈍し工程及び後続の圧延工程が寄与する。

ドイツ国特許第１０ ２０１１ ００３ ７９７ Ｂ３号明細書（特許文献２）からは、鋼からなるキャリア層、そのキャリア層上に配置された中間層、及びその中間層上に配置された、不純物以外の鉛を含まないアルミニウム合金からなる軸受けメタル層を有する滑り軸受け複合材料が知られている。この軸受けメタル層のアルミニウム合金は、１０．５〜１４重量％のスズ、２〜３．５重量％のケイ素、０．４〜０．６重量％の銅、０．１５〜０．２５重量％のクロム、０．０１〜０．０８重量％のストロンチウム及び０．０５〜０．２５重量％のチタンを含有する。軸受けメタル層の表面に基づいて、４μｍ〜８μｍの径を有する目に見えるケイ素粒子の面積割合が少なくとも２．５％であるという形体の軸受けメタル層中に、このケイ素は粒子の形体で存在している。この場合、高い摩耗耐性に関連して化学的な組成及び硬質の粒子が改善される。

欧州特許出願公開第１ ３３４ ２８５ Ａ１号明細書 ドイツ国特許第１０ ２０１１ ００３ ７９７ Ｂ３号明細書 ドイツ国特許第１０２ ４６ ８４８ Ｂ４号明細書 欧州特許出願公開第２ １０５ ５１８ Ａ２号明細書

摩耗耐性は、依然として、始動−停止使用における主要な混合摩擦条件の重要な因子であるため、最適化することが常に必要とされている。しかしながら、本発明者等はさらに、軸受け材料の疲労強度を同時に高めることを課題とした。

その課題は、本発明による請求項１に記載の滑り軸受け複合材料によって解決される。

本発明は、冒頭で述べた種類の滑り軸受け複合材料を提供するものであり、該材料は、軸受けメタル層のアルミニウム合金が、６．０〜１０．０重量％のスズ、２．０〜４．０重量％のケイ素、０．７〜１．２重量％の銅、０．１５〜０．２５重量％のクロム、０．０２〜０．２０重量％のチタン、０．１〜０．３重量％のバナジウム、及び、任意選択的に、０．５重量％未満のその他の元素、残部のアルミニウムを含有する。

“不純物以外の鉛不含”とは、本明細書の範囲において、場合によっては個々の合金元素の汚染によって存在し得る鉛の割合であり、いずれも０．１重量％未満であることを意味する。

本発明者等は、特に、延性の中間層を使用する場合、スズの含有量を、適合した微小な合金元素と組み合わせて特別に選択することによって、従来技術で慣用的に使用されているものに比べて、明らかに高められた疲労強度の方向にある軸受けメタル層が構成できることを見出した。それゆえに、軸受けは、軸受けの（流体力学的な）油性滑剤が与えられない、始動−停止運転において増大した混合摩耗条件が生じる主要な軸受け領域においてだけでなく、クランピング軸受け材料としても適している。

Ｔｉの添加は、滑り軸受け複合材料の製造時における適切な温度制御及び適切な成形程度に拘わらず、鋳造プロセス時のマトリックス材料の結晶成長抑制を向上させる。０．０２〜０．２重量％、好ましくは０．０４〜０．１重量％というＴｉ含有量を正確に遵守することによって、所望するＳｉ粒度分布に適切な鋳造プロセスの冷却速度を考慮した場合に、マトリックス材料の良好な延伸特性時の高い強度が確実に得られるようなＡｌマトリックス材料の十分に微細な粒度を得ることができる。マトリックス材料の粒度分布は、Ａｌマトリックス中にＳｉが溶解するためにＳｉ粒子の分布に影響を及ぼすだけでなく、軟相、すなわち、粒界に沿った不溶性のＳｎの蓄積に対しても影響を及ぼす。それ故、Ｔｉ含有量は、Ｓｉ及びＳｎの割合について可能な限り正確に設定する場合の前提条件である。

本発明によれば、後者は６．０重量％〜１０．０重量％、好ましくは８．０〜１０．０重量％の範囲内にある。この範囲内において、軸受けメタル層の合金系は、十分な滑り特性を有し、そして、軟相としてスズの比較的低い含有量に起因して、より高められた負荷に対して要求される強度が得られ、それにより、混合摩擦条件において可能な限り使用できる。

Ｓｉ含有量は、４重量％、好ましくは３重量％の上限でもって、本発明により、軸受けメタル層の圧延工程の高い成形の程度に必要な延性をもたらすように低く設定される。他方では、軸受けメタル材料の十分な摩耗耐性が設定できるようにするために、２．０重量％であるＳｉ粒子の最低含有量が必要とされる。Ｓｉ又はＳｉ粒子の供給によって、そして加熱条件によって制御されるその粒度によって、腐食する傾向を大幅に低減することができ、それにより、混合摩擦条件時でも有利となる。その場合、Ｓｉ含有量は、純粋なＡｌ中間層とは対照的に、分散プロセス及び脆性な相の形成に関して重要ではない。

Ｃｒ含有量は、Ｃｕ含有量に関連があると見なさなければならない。二つの元素は、アルミニウムマトリックス中での材料の加熱安定性に関して特に重要であることが判明している。これは、高負荷用途の場合に常に要求される。マトリックス中に十分に強度が増大した堆積物を形成させるのに、０．１５〜０．２５重量％のＣｒ含有量を、０．７〜１．２重量％の含有量のＣｕと同時に合金化するのに都合良いことが判明している。他方で、成形性に悪影響を及ぼさないようにするために、含有量は、０．２５重量％のＣｒ及び１．２重量％のＣｕを超えるべきではない。最終的に、Ｃｒ及びＣｕの組合せは、使用される１．２重量％のＣｕの上限が、経費を低減させ、そして、材料のリサイクル性を高めるように好ましく作用する。

最後に、軸受けメタル相のアルミニウム合金は、０．１〜０．３重量％のバナジウムを有する。バナジウムは、マトリックス材料の再結晶温度を上げるため、その再結晶を妨げるように作用する。それにより、バナジウムは、加熱安定性を高めるのに利用され、これは、Ｔｉとの相互作用において、軟相についての問題のない設定及びＳｉの調整された粒度を可能にする。

好ましくは、軸受けメタル層のアルミニウム合金は、９０ＭＰａ超の０．２％−降伏点（Ｓｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅ）Ｒ_{ｐ，０，２}、及び１４５ＭＰａ超の引張り強度Ｒ_ｍを有し、その際、室温における材料のパラメーターは、ＤＩＮ ＥＮ ＩＳＯ ６８９２−１に準拠した引張試験において測定される。

驚くことに、バナジウムの添加によって、比較的少ないスズ含有量である６〜１０重量％との相互作用により、最初に、顕著な強度の増大、特に、６０％を超える０．２％−降伏点Ｒ_{ｐ，０，２}の増大及び１５％を超える引張り強度Ｒ_ｍの増大が得られることが判明した。この顕著な変化が、０．２％のバナジウムの僅かな割合、及びドイツ国特許第２０１１ ００３ ７９７ Ｂ３号明細書（特許文献２）から知られる材料のスズ含有量を１２％から８重量％に若干減少させただけで、つまり、小さなマージン内で行われることは驚くべきことである。

好ましくは、軸受けメタル層のアルミニウム合金は、０．０１〜０．０８重量％のストロンチウム、０．１〜０．２％のジルコニウム、及び０．１〜０．２のスカンジウムの群から選択される少なくとも一種の元素を有する。

摩耗耐性について、Ｓｉ割合の他に、軸受けメタル層中のそのＳｉ粒子の粒度分布もまた重要であり、これは化学的な組成の影響を受ける。本発明者等は、０．０３〜０．０８重量％の範囲内の少量のＳｒという目的とする添加量が、上記のＳｉ含有量により、粒度分布の適合性が望ましいものとなることを見出した。＜７５Ｋ／秒、好ましくは、＜５０Ｋ／秒という、鋳造プロセス後の遅い冷却速度と共に、そのＳｒは、摩耗を最小限にすることに関して最適な粒度分布をもたらす。それと同時に、Ｓｉ粒子の形状にも影響を及ぼし、これは、鋳造後のＳｒ含有量の結果、概して、Ｓｒを添加しなかった場合に観察できた場合に比べて、より微細化かつ円形化された外観形状を有する。このように、Ｓｉの添加による、連続工程の熱処理及び圧延に関するマトリックス材料の成形性の劣化は重要ではない。Ｓｒ含有量は、Ｓｉ含有量に限り、これを正確に調整する。

好ましくは、最終的な寸法に圧延された滑り軸受け要素の中間層は、２５μｍ〜７０μｍ、好ましくは２５μｍ〜５０μｍの厚さｄ_２を有する。

中間層は、４０ＨＶ０．０１〜９０ＨＶ０．０１の微小硬度を有するのが好ましい。

ヴィッカーズによる硬度試験は、欧州規格 ＥＮ ６５０７−１に準拠して、完成した（未成形の）滑り軸受け要素の中間層について行う。プローブ（圧子）は、ここでは、調製された滑り軸受け要素の切片の範囲内にある中間層の平面方向に押しつける。その切片は、好ましくは研磨機によって準備される。

好ましくは、軸受けメタル層中のケイ素は、その軸受けメタル層中で、３０〜７０個の、＞５μｍのＳｉ粒子が、０．０４ｍｍ^２の面積上にあるような粒子の形体で存在させる。

＞５μｍのＳｉ硬質粒子が、硬質なキャリア結晶として材料の高い摩耗耐性を保証するのに十分な大きさであるため、この粒度分布が特に有利であることが判明した。

粒度分布を測定するために、所定の寸法の軸受けメタル層の表面切片を、顕微鏡、好ましくは５００倍の拡大倍率で観察する。その際、該層におけるＳｉ粒子の分布が本質的に均一であると推定されるか、又は少なくとも、意図的又は意図しない不均一な分布、すなわち、例えば、ある方向において徐々に増大又は減少するような分布であると推定され、いずれの場合も、特許請求の範囲を逸脱しないことから、その軸受けメタル層は、任意の面において観察することができる。平坦な面が最初に完成されるような形体に軸受けメタルを製造するのが好ましい。表面切片中に視認できるＳｉ粒子は、識別可能な最も長い辺を測定し、そして、それを直径とするようにその形体を測定する。最後に、その表面切片中にある、＞５μｍの直径を有する全てのＳｉ粒子を加算し、そして、検査した全ての測定面積中のそれの数を、標準面積に基づいて分析する。そのような等級（＞５μｍ）にある全てのＳｉ粒子の直径もまた測定し、そして加算し、そしてそれから平均値を得ることができる。

特に好ましくは、そのようにして測定された＞５μｍのＳｉ粒子の平均Ｓｉ粒度は６〜８μｍである。

６〜８μｍの直径は、特に動的な負荷下でのマトリックスの強度を低減させるほど粒子が大きくないことを確実にする。

すでに上述したように、ケイ素粒子の粒度分布は、鋳造プロセスによる、７５Ｋ／秒未満、特に好ましくは５０Ｋ／秒未満の冷却速度によって調整するのが好ましい。

さらに驚くことに、軸受けメタル層中のスズが、マトリックス中で粒子の形態か又は包含物の形態で、１．４２ｍｍ^２の面積上に５０個を超えない、１００μｍ^２超の表面積を有するＳｎ粒子が存在するように分散している場合が有利であることが判明した。

スズの分布を測定する目的での軸受けメタル層の製造は、上述したように行われる。走査型電子顕微鏡によって表面切片中に可視可能なＳｎ粒子を、その表面切片中のスズに割り当てられた灰色の領域を検査することによってＥＤＸ分析法を用いて同定する。引き続いて、個々のスズ粒子の表面割合を測定する。このために、走査型電子顕微鏡画像の、スズに割り当てられた灰色の値領域に該当する箇所中にある関連するピクセルの数を数える。その表面切片の既知の大きさ及び走査型電子顕微鏡による画像の既知の解像度によって、個々のピクセルの大きさもまたわかる。関連するピクセルの数及びピクセルの大きさから、スズ粒子の表面積を算出することができる。最後に、その表面切片上の測定されたスズ粒子を、例えば、＜１００μｍ^２及び＞１００μｍ^２の粒度の等級、又はその他の等級の粒度の等級に分類する。

本発明の場合、全部のＳｎ粒子は、＞１００μｍ^２の面積を有する面切片中に加えられ、そして、その数は、上述の標準測定面積である１．４２ｍｍ^２に対して標準化されるが、試験される面切片は、その測定面積とはすでに一致しない。

特に、燃焼エンジン中で酷使される軸受け用途の場合、軸受けメタル層上にポリマーをベースとするトップ層を設けるのが特に有利である。

そのポリマー層は、特に高い負荷の場合に、軸受け領域全体にわたって均一な負荷分布を生じさせる。ポリマー層の弾性及び可塑性の適合性によって、軸受け全体の動作信頼性を高めることができる。

図１は、本発明の滑り軸受け複合材料の第一の実施例の原則的な層構造を示す図である。 図２は、本発明の滑り軸受け複合材料の第二の実施例の原則的な層構造を示す図である。 図３は、Ｓｉ粒度分布の配分を図示している。 図４は、バナジウム含有量およびスズ含有量において、軸受けメタル合金の強度値及び破壊ひずみを比較するためのグラフを示している。 図５は、軸受けメタル合金におけるスズ層の粒度分布を比較するためのグラフを示している。

図１は、本発明の第一の実施例による滑り軸受け複合材料の断面を概略的に示している。これは全部で三つの層を有する。図１において、軸受けメタル層１０が最外層として示されており、これは、特許請求の範囲に記載の、Ａｌをベースとする組成を有する。この軸受けメタル層１０は、中間層１２を介して、鋼製の保護層又はキャリア層１４の上に設けられる。その中間層は、軸受けメタル層１０と、その鋼製の層との間の接合材として利用される。これは、純粋なアルミニウム又はアルミニウム合金から構成される。

さらに、図１には切片面２０が象徴的に示されており、これは図３により拡大して図示した内部構造を有する。そのような切片面の図を作成するために、軸受けメタル層の適切な箇所で平坦な切断部分を準備するのが好ましい。図１に示すものとは相違して、例えば、切片面が滑り面に平行であると見ることもできる。

本発明の滑り軸受け複合材料における中間層の層の厚さは、好ましくは２５μｍ〜７０μｍであり、そして特に好ましくは５０μｍ以下である。

図２による第二の実施例は、軸受けメタル層１０’の上にポリマーコーティング１６が設けられているという点で異なる層構造を有し、これは、とりわけ要求の高い貯蔵用途において特に有利である。

本発明は、この二つの例示された実施形態に限定されるものではない。更なる機能層を有する多層配置構成物を提供することも同様に可能である。勾配を有する層も同様に排除されない。それ故、層の数及び形態は原則的に制限されない。しかしながら、とりわけ冒頭で言及した経費節約の理由から、滑り軸受け複合材料は、より安全な運転が可能となるように、より少ない層を有することが好ましい。

図３に基づいて、軸受けメタル層中のＳｉ粒度分布を規定するための方法を以下に説明する。最初に、例えば、滑り層に沿って軸受けメタル層の平坦な切片面を準備した後に、例えば、５００倍の倍率に拡大する顕微鏡下で、所定の縁長さ及び幅を有する軸受けメタル層の切片面２０を選択しそして印を付ける。これを、例えば、５００μｍ及び８００μｍの縁長さを有する、つまりは４００，０００μｍ^２の測定面積を有する矩形にする。この切片面において、多数のＳｉ粒子２２が見られ、経験によれば、これらは、所定の濃淡値又は明度によって、特に、軟相ではあるが、外部粒子でもあるその他の含有物と光学的に区別することができる。Ｓｉ粒子の記録は、好ましくは電子撮像システムで自動的に行われる。Ｓｉ粒子２２は、形態にかかわらず、目に見えるそれらの最も長い寸法が測定されるようにその形体が測定される。この寸法は、直径として特徴付けられる。直径に応じて、Ｓｉ粒子は、例えば、＞５μｍ及び／又は＜２μｍ、２〜４μｍ、４〜６μｍ、６〜８μｍ等の等級に分類される。

これから出発して、好ましくは二種の大きさを測定する：
この等級に割り当てられたＳｉ粒子の数を単に数え、そしてそれから、例えば、０．０４ｍｍ^２の標準面積との比較を目的として該数を換算する。あるいはまた、又は追加的に、粒子に割り当てられた全ての等級についての粒度面積を測定し、そして合算して平均値を算出することもできる。

図４は、強度値“降伏点（Ｓｔｒｅｃｋｇｒｅａｎｚｅ）Ｒ_{ｐ，０．２}”及び“引張り強度Ｒ_ｍ”、並びに破壊ひずみ“Ａ”を、軸受けメタル層の、三つの異なる組成のアルミニウム合金について、二つの異なる試験温度で比較した棒グラフを示している。合金は、表１から明らかな、重量％での組成を含有する。

従来技術として（１．比較例）、軸受けメタル合金は、ドイツ国特許第２０１１ ００３ ７９７ Ｂ３号明細書（特許文献２）の文献から知られているようなものが選択される。これをベースにして、合金にバナジウムが添加され、そしてこの新しい合金を第二の比較例として試験した。二つの例を、高められたＣｕ含有量及び低減されたＳｎ含有量を有する本発明による組成の実施例と比較した。第一の比較例は、左側の棒グラフに、第二の比較例は中央の棒グラフに、そして本発明の実施例は右側の棒グラフにそれぞれ示されている。室温において１回、図４の左側半分、そして、１７５℃の試験温度で１回、図４の右側半分、において比較を行った。

本発明の範囲内の合金元素の組成物は、公知の組成物に比べて、特に、１７５℃の高められた試験温度において、４０％超の著しく高い引張り強度Ｒ_ｍをもたらし、その際、約３０％の伸び率は依然として十分に高いままであることを示している。また、この挙動は、バナジウムの添加と同時に、Ｃｕ含有量を僅かに高め、かつ、Ｓｎ含有量を低減することの組合せによる結果として得られることも示している。

驚くことに、本発明の軸受けメタル合金の組成範囲において、より微細なスズ分布が得られることもまた示された。このことは、上述した三つの例におけるアルミニウムマトリックス中の軟相において測定した粒度分布を示す、図５の２つのグラフが証明している。ＥＤＸ測定法による走査型電子顕微鏡（ＲＥＭ）で軟相分布を測定した。その際、その面におけるＳｎ相が最初に同定され、これは、該相の特徴、画定された濃淡値に基づいて、特定の面積に対して行われる。その濃淡値によって測定されるＳｎ相の化学的な組成は、ＥＤＸ分析法を用いて検証される。それから、濃淡値及びＥＤＸ分析法において一致する全粒子を、その寸法（面積）に関して把握し、そして、自由選択可能な大きさの等級に分類される。その結果は、骨格的な特徴が、Ｓｎ相の大きさ、及びその等級内においける分布に関連することを示している。

図５の棒グラフのそれぞれの下に示された等級に該当する大きさについて、左側の棒グラフは表１による比較例１の、中央の棒グラフは表１による比較例２の、そして、右側の棒グラフは表１による本発明の実施例の、それぞれの軟相の粒子の数を示している。その大きさの等級についての指示の下には、それぞれの数も表にして示している。図５の上のグラフには、＜１μｍ^２〜２０μｍ^２の等級、そして、下のグラフには２０μｍ^２〜＞１５０μｍ^２の等級が示されており、ここで、下のグラフが、縦軸において尺度が異なることに留意されたい。Ｓｎ相の計数及び測量は、１．４２ｍｍ^２の大きさの面積に対して行われている。

本発明の合金の場合、＜１０μｍ^２の等級において著しく多数の粒子が存在する一方で、＞１００μｍ^２の等級では著しく減少していることがわかる。これは、中でも、改善された強度に対して責任を有する。これは、Ａｌマトリックス内部の連続するＳｎの領域又は粒子がより大きいことによって、組織構造が脆弱になることが原因である。というのは、それらは軟質の別個の相として存在しており（Ｓｎ相又は軟相）、機械的な負荷、特に、高められた温度の場合に悪影響を及ぼすからである。それ故に、１．４２ｍｍ^２の面積上に、１００μｍ^２以下の面積を有するＳｎ粒子が５０個以下識別できるように、軸受けメタル相中のスズが分布しているのが好ましい。

軸受けメタル合金の合金元素の特別な選択により、軸受けメタル層中のＳｉの分離に対する影響もまた得られる。その一方で、図３に基づいて説明され、測定されたようなＳｉ粒度分布は、強度及び摩耗耐性に対しても直接的な影響を有する。粗過ぎるＳｉ粒子は内側でノッチとして作用するため、強度を低下させる。しかしながら、それと同時に、公知のＡｌＳｎＳｉ合金について良好な摩耗耐性を確実に設定するためには、２〜８μｍの粒度範囲のＳｉ粒子が必要である。というのも、材料の摩耗耐性に対して、硬質なキャリア結晶物として寄与するＳｉの硬い粒子は＞５μｍで十分な大きさだからである。この要求は、次のように適切な方法でパラメーター化することができる。軸受けメタル層中のケイ素粒子は、その直径に関して、０．０４ｍｍ^２の面積上に３０〜７０個の＞５μｍのＳｉ粒子が分布するように存在しており、好ましくは、測定された＞５μｍの直径のＳｉ粒子の平均Ｓｉ粒度が、６．０〜８．０μｍにある。

それ故、該合金は、より高められた強度を有する軸受けメタル合金に卓越した譲歩を形成し、合金元素の特別な選択の結果、より微細なＳｎ分布とＳｉ分布とを組み合わせたことによって、良好な摩耗耐性が確保される。

軸受けメタルの表面が、滑り相手と接触するため、最初の取り組みにおいて、軸受けメタルにわたる供給挙動及び疲労強度が制御される。しかしながら、本発明者等は、中間層もまた、軸受けの荷重に寄与することを見出した。典型的な疲労時の軸受けの故障の際に、複合材料の表面から最も脆弱な箇所に至る亀裂が生じる。中間層は、良好な適合性のために、その中間層上への軸受けメタルの圧延（クラッディング）時、及び鋼上への軸受けメタル及び中間層からなる層系の圧延（接合）時においてでさえ、接合問題を招くことはない。さらには、中間層は時効現象が現れず、特に、温度条件によってキャリア層の鋼と中間層との間の層境界に脆性の中間金属のＡｌＦｅ層が形成されないために、とりわけ、より高められた負荷での始動−停止エンジンにおける滑り軸受けの性能を向上させることから、軸受けメタル層に理想的な強度及び延性に関する機械的な特性が恒久的なものとなる。

Claims (13)

1. 鋼製のキャリア層、アルミニウムからなるか、又は不純物以外の鉛不含のアルミニウム合金からなる、該キャリア層の上に配置される中間層、及び不純物以外の鉛不含のアルミニウム合金からなる、該中間層上に配置される軸受メタル層を有する滑り軸受け複合材料であって、該軸受メタル層のアルミニウム合金が、
   ６．０〜１０．０重量％ スズ、
   ２．０〜４．０重量％ ケイ素、
   ０．７〜１．２重量％ 銅、
   ０．１５〜０．２５重量％ クロム、
   ０．０２〜０．２０重量％ チタン、
   ０．１〜０．３重量％ バナジウム、
   及び、任意選択的に、０．５重量％未満のその他の元素、残部のアルミニウムを含有する、上記の滑り軸受複合材料。
2. 前記軸受メタル層のアルミニウム合金が、９０ＭＰａ超の０．２−％−降伏点Ｒ_{ｐ，０．２}及び１４５ＭＰａ超の引張り強度を有することを特徴とする、請求項１に記載の滑り軸受け複合材料。
3. 前記軸受メタル層のアルミニウム合金が、０．０１〜０．０８重量％のストロンチウム、０．１〜０．２％のジルコニウム及び０．１〜０．２スカンジウムの群から選択される少なくとも一種の元素を有することを特徴とする、請求項１又は２に記載の滑り軸受け複合材料。
4. 前記軸受メタル層のアルミニウム合金中のスズの割合が８．０〜１０．０重量％であることを特徴とする、請求項１〜３のいずれか一つに記載の滑り軸受け複合材料。
5. 前記軸受メタル層のアルミニウム合金中のケイ素の割合が２．０〜３．０重量％であることを特徴とする、請求項１〜４のいずれか一つに記載の滑り軸受け複合材料。
6. 前記軸受メタル層のアルミニウム合金中のチタンの割合が０．０４〜０．１０重量％であることを特徴とする、請求項１〜５のいずれか一つに記載の滑り軸受け複合材料。
7. 前記軸受メタル層中のケイ素が、０．０４ｍｍ^２の表面積上に３０〜７０Ｓｉ−粒子＞５μｍで存在するような粒子の形態で該層中に分布していることを特徴とする、請求項１〜６のいずれか一つに記載の滑り軸受け複合材料。
8. 前記軸受メタル層中の、測定された全てのＳｉ粒子の平均Ｓｉ粒度が、６．０〜８．０μｍにおいて＞５μｍであることを特徴とする、請求項１〜７のいずれか一つに記載の滑り軸受け複合材料。
9. 前記軸受メタル層中のケイ素粒子の粒度分布が、７５Ｋ／ｓ未満の、好ましくは５０Ｋ／ｓ未満の鋳造プロセスに従う冷却速度によって調節されることを特徴とする、請求項７又は８に記載の滑り軸受け複合材料。
10. 前記軸受メタル層中のスズが、１．４２ｍｍ^２の表面積上に、１００μｍ^２超の表面積を有する、５０個以下のＳｎ粒子が存在するような粒子の形態で存在することを特徴とする、請求項１〜９のいずれか一つに記載の滑り軸受け複合材料。
11. 前記中間層が、２５〜７０μｍの厚さｄ_２を有することを特徴とする、請求項１〜１０のいずれか一つに記載の滑り軸受け複合材料。
12. 前記中間層が、４０ＨＶ０．０１〜９０ＨＶ０．０１の微小硬さを有することを特徴とする、請求項１〜１１のいずれか一つに記載の滑り軸受け複合材料。
13. ポリマーをベースとするトップコート層が前記軸受メタル層上に配置されることを特徴とする、請求項１〜１２のいずれか一つに記載の滑り軸受け複合材料。

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