JP2018527185A - 偏晶合金の製造方法及び装置 - Google Patents

Abstract

本願発明は、複数の成分から形成される偏晶合金からなるストランドの製造方法であって、偏晶合金内において結晶マトリックス内の主要相の滴は固体状態で均等に分布される方法に関し、その均等分布は、製造時に以下の方法工程によって実現される：ａ)少なくとも１つのマトリックス成分と主要相を構成する１つの要素とからなる合金成分を融解し、単一の均質相が存在する温度まで加熱する工程；ｂ)水平線に対して傾斜した運搬装置によって、ストランド状の融液（２）を或る運搬速度で運搬する工程；ｃ)冷却区域内を運搬する時に結晶前線を形成するために、運搬時に運搬方向と垂直なストランドの底面から融液(２)を冷却する工程；ｄ)水平な結晶前線が形成され、及び、冷却と主要相の滴の形成によって発生するマランゴニ力が重力と逆平行に配向され、それゆえマトリックス成分内の主要相の滴が重力方向に移動するように、冷却度、運搬方向の傾斜度、及び運搬速度を適合する工程；ｅ)固まってストランド(９)になった合金を冷却区域から引き出す工程。

Description

本願発明は、複数の成分から形成される偏晶合金からなるストランドの製造方法であって、該偏晶合金において結晶マトリックス内の主要相の滴は固体状態で均等に分布される方法に関する。

本願発明は更に、複数の成分から形成される偏晶合金からなるストランドの製造装置であって、該偏晶合金において結晶マトリックス内の主要相の滴は固体状態で均等に分布される装置に関する。

本願発明は特に、偏晶Ａｌ−Ｂｉ合金に関し、特には滑り軸受合金としての偏晶Ａｌ−Ｂｉ合金に関する。

高応力下の滑り軸受は、軸受に対して部分的に相反する様々な条件を満たすために、複数の層から構成される。このような軸受は鋼−Ａｌ複合材料で構成されることが多い。

鋼裏金は機械的応力を吸収することを可能にし堅固にはまることを保証する一方、各滑り軸受材料は様々なトライボロジー応力に耐えられかつ耐疲労性でなければならない。各条件を満たすために、滑り軸受材料は例えばＡｌからなる結晶マトリックスを含有し、該結晶マトリックスには、Ｓｉや金属間の析出物等の硬質相及びＰｂやＳｎ等の軟質相が埋め込まれ得る。頑丈な複層滑り軸受は、滑り軸受材料により形成された機能層上に電着された滑り層を更に有することが多い。該軟性滑り層は、軸受の良い焼付き防止特性をもたらし、かつ磨耗粒子を取り込むことによってそれらを滑り面から除去し得る。

滑り軸受合金にとって、環境上の側面はますます重要な役割を果たしている。Ｐｂ含有Ａｌ滑り軸受合金の環境に優しい代替物として、更なる滑り層なしで使用される、Ａｌ−Ｓｎに基づいた滑り軸受が検討されてきた。しかし、それら合金による機械的性質、例えば疲労抵抗や耐熱性には限界がある。鋳造の際、比較的高いＳｎ含有量は粒子境界においてコヒーレントなＳｎ格子を発生させ、該Ｓｎ格子は特に高温で合金の耐荷力を著しく悪くする。

ＢｉがＡｌマトリックスにおいてＳｎに比較して軟質相として有利であるということが知られている。Ｂｉは、Ｓｎより融点が高いため、高温でも使用可能である。特別な鋳造法と熱工程によって、滑り軸受合金の粒子境界におけるＢｉの非常な濃縮が回避可能になるとともに、微細構造において十分均等かつ微細に分布したＢｉ滴が得られる。Ａｌ−Ｂｉ合金は、偏晶微細構造を形成し、該微細構造におけるＢｉ滴の微細均等分布は、Ａｌ−Ｓｎ合金より向上した耐荷力及びトライボロジー特性をもたらす。

ＤＥ ４０ ０３ ０１８ Ａ１には、Ａｌ合金が記載され、該Ａｌ合金は、合金の主要元素として、随意にＰｂ、Ｂｉ又はＩｎ或いはそれらの組み合わせを含有し得る。また、一つ又は複数のＳｉ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｃｕ等の成分が、２０重量％以下のかなりの量で更に含有されることが意図される。その本質的概念は、合金を連続垂直鋳造法でストリップ又はワイヤーに鋳造し、かつ３００〜１５００Ｋ／ｓの高冷却速度を備えることである。高冷却速度により、偏析温度を下回る時点とマトリックス金属が完全に固化する時点の間に少数派相の大量の析出物が発生することが防がれることを目的としている。しかし、超高冷却速度に由来するクラッキングの深刻な恐れと、バッチ生産に必要なプロセス安定性の確保の困難さが、Ａｌ合金の連続鋳造法における実際的経験からの一般知識である。単一の実施例では、Ａｌ合金融液はＢｉ５％、Ｓｉ５％を含有する。Ｓｉの高含有量によって、Ａｌマトリックスは強化されるものの、Ｂｉ主要相の大きさには悪影響がある。Ｂｉ相の大きな滴は、後続の圧延工程によって材料の機械的耐荷力及びトライボロジー特性をかなり低下させる非常に厚いストランドに変形される。

ＥＰ ０ ９４０ ４７４ Ａ１には、Ｂｉを５〜１５重量％と、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｐｂを含む群からの少なくとも１つの合金主要元素を計１５重量％以下で含む偏晶Ａｌ滑り軸受合金が記載されている。その単一の実施例は、Ｂｉ８重量％、Ｓｎ１重量％、Ｓｉ４重量％、合金副元素としてＭｎ０.３重量％、及び残余Ａｌからなる。該合金の想定されるストリップ鋳造のために、融液を電磁場において強くかき混ぜることによってＢｉ相の均質な分布が目指される。微細構造の精製は、具体的に特定されていない結晶成長抑制剤の添加により可能であると言われている。軟性成分又は硬性成分としてのＳｎ及びＳｉの合金主要元素には、上記の不利が発生する。

ＥＰ ０ １９０ ６９１ Ａ１から知られている、Ｂｉ４〜７重量％、Ｓｉ１〜４.５重量％、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｓｂを含む群からの少なくとも１つの元素を５重量％以下、及び随意に更なる添加合金元素を含有する合金についても同様である。ＡｌマトリックスのＳｉ含有量に由来する硬化によって、主要相の滴が拡大し、後続の圧延での前記の不利が発生する。

ＤＥ ４０ １４ ４３０ Ａ１から、圧延後に板状に延伸されているＢｉ相の微細分布を得るために、偏晶Ａｌ−Ｓｉ−Ｂｉ合金を５７５℃〜５８５℃の温度での熱工程に供することが知られている。また、熱工程は、Ａｌ滑り軸受合金の強度値を硬化効果によって向上可能である。考えられる硬化効果を得るに適した元素は、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｚｒ等である。Ｃｕが添加されると硬化速度が増し、それらの元素と組み合わせて使用することができる。

ＵＳ ５，２８６，４４５から、Ｂｉ２〜１５重量％、Ｚｒ０.０５〜１重量％、及びＣｕ及び／又はＭｇ１.５重量％以下を含有するＡｌ滑り軸受合金が知られている。該合金は、更に、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｉｎを含む群からの少なくとも１つの元素を計０.０５〜２重量％、又はＳｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｓｂ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｃｒを含む群からの少なくとも１つの元素を計０.０５〜５重量％で含有する。Ｓｎ、Ｐｂ、Ｉｎの各添加物は、延伸されたＢｉの滴を２００℃〜３５０℃の温度で微細析出物へ再凝析することを支持する。Ｚｒ、Ｓｉ、Ｍｇの各元素は、ロールボンド工程の直前に行われる４８０℃〜５２５℃の温度域のアニーリング後に実際の硬化効果をもたらす。各遷移元素は、材料の機械的耐荷力の更なる増加を確保することを目的としている。

ここでもＳｉの悪影響が発生する。Ｍｇが添加されると、ＭｇがＢｉと金属間化合物Ｍｇ３Ｂｉ２を形成する不利益が更にもたらされる。該化合物はＢｉ滴に取り込まれ、磨耗粒子に対するＢｉ滴の包埋性能を著しく低下させる。Ｓｎが添加されると、滑り軸受材料の比較的高温での機械的耐荷力が非常に悪くなる。

上記全てのＢｉ含有合金は、連続鋳造法による製造や軸受胴に加工する後工程における複雑なプロセスがいまだ十分に熟達されていないため、実際的意義をこれまで実現していない。鋳造状態における主要相の微細分布に加え、必要な変形工程及びロールボンド工程後でも主要相の微細分布を与え得ることの可能性は、Ａｌ滑り軸受合金の最適な特徴プロフィルのための特別な前提として認識されなければならない。更なる条件としては、高強度、機械的耐荷力（たとえ高温下でも）、Ａｌマトリックスの耐摩耗性、良い変形性が掲げられる。

ＵＳ ２０１０／０２２１１４１ Ａ１には、Ｂｉ、Ｃｕ、Ｚｎの合金主要元素を含有する、Ｓｉ無添加の合金が記載されている。Ｚｎの高含有量は、Ｂｉ主要相を粗大化させるものの、圧延かつ熱工程後に、Ｂｉ内包物を著しく縮小させる。その現象は、ＡｌマトリックスにおけるＺｎの高拡散移動性及びそれに関連する再結晶化温度の低下によって説明される。変形粒子の代わりに新たな小粒子が形成されることによって、Ｂｉ粒子が小さくなる。しかし、ＡｌマトリックスにおけるＺｎの高移動性は、早過ぎる軟化及び粒子境界におけるＺｎの蓄積をもたらす。その結果は、粒子境界の局所的脆化及びそれに伴う滑り軸受材料の疲労強度の低下である。

原則として、Ｍｇを追加することによって、Ａｌ合金におけるＺｎの高拡散移動性を低下可能である。その理由は、ＭｇがＺｎと結合してＭ相(ＭｇＺｎ２)及びＴ相(Ａｌ２Ｍｇ２Ｚｎ３)を形成するからである。しかし、上記の如く、Ｂｉ含有合金においては望ましくないＭｇ３Ｂｉ２相が発生してしまう。

偏晶Ａｌ−Ｂｉ微細構造の問題は、一般的に主要相の滴が結晶化マトリックスにおいて分布する偏晶微細構造に当てはまり、ここで、トライボロジー特性等の有利な特性を得るために、微細かつできるだけ均等な分布が望ましい。

従って、本願発明の課題は、偏晶合金自体の製造時に、単純な手段によって、主要相の滴の均等分布を結晶化マトリックスにおいて得ることである。

本願発明の課題の解決策として上述のような方法が掲げられ、それは以下の工程を含む：
ａ)少なくとも１つのマトリックス成分と主要相を構成する１つの要素とからなる合金成分を融解し、単一の均質相が存在する温度まで加熱する工程；
ｂ)水平線に対して傾斜した運搬装置によって、ストランド状融液を或る運搬速度で運搬する工程;
ｃ)冷却区域内を運搬する時に結晶前線を形成するために、運搬時に運搬方向と垂直なストランドの底面から融液を冷却する工程;
ｄ)水平な結晶前線が形成され、及び、冷却と主要相の滴の形成によって発生するマランゴニ力が重力と逆平行に配向され、それゆえマトリックス成分内の主要相の滴が重力方向に移動するように、冷却度、運搬方向の傾斜度、及び運搬速度を適合する工程；
ｅ)固まってストランドになった合金を冷却区域から引き出す工程。

また、上記の課題は更に上述のような装置により解決され、それは以下の事項を特徴とする：
ｉ．運搬装置が、単一の均質相を成すまで加熱されたストランド状融液を或る運搬速度で冷却区域を経由して運搬すること;
ｉｉ．運搬装置が冷却区域の領域で水平線に対して傾斜していること;
ｉｉｉ．冷却装置が冷却区域においてストランドの底面から融液を冷却すること;
ｉｖ．水平な結晶前線が形成され、及び、冷却と主要相の滴の形成によって発生するマランゴニ力が重力と逆平行に配向され、それゆえ冷却時に主要相の滴が重力方向に移動するように、冷却装置の冷却度、運搬装置の傾斜度、及び運搬装置の運搬速度を適合すること；
ｖ．引き出し装置が固まったストランドを冷却区域から引き出すこと。

本願発明により使用される冷却度は運搬方向の傾斜度及び運搬速度に応じるが、冷却装置の望ましい冷却速度は１〜１０００Ｋ／ｓ、望ましくは２００〜６００Ｋ／ｓである。

望ましくは、少なくとも１つの結晶成長抑制剤が合金に添加される。結晶成長抑制剤の添加量は、種晶を含有するマスター合金が融液に添加されることによって少なくとも減少させられ得る。

望ましくは、特にＡｌ−Ｂｉ合金である滑り軸受合金が、本願発明によって製造される。その合金は結晶成長抑制剤として、Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ又はＡｌ−Ｔｉ−Ｃを３重量％以下で含有し得る。

融液の冷却時に、運搬方向の傾斜度を水平線に対して１〜６０度、望ましくは１０〜３０度に設定することが合理的であることがわかった。特に、冷却区域の領域の傾斜は、望ましくは四分円に亘って伸びている円弧部として構成され得る。

本願発明は以下の見識や事情に基づいており、それらは図面を参照して詳しく説明される。

Ａｌ−Ｂｉ合金を示す状態図； 固定鋳造法における、底面から冷却する冷却工程を示す略図； 固定鋳造法における、側壁から冷却する場合の冷却作用を示す略図； 融液が垂直に運搬される、従来の連続鋳造法における冷却作用を示す略図； 融液が水平に運搬される、連続鋳造法における冷却作用を示す略図； 本願発明の連続鋳造法における冷却作用を示す略図； 本願発明の連続鋳造法を実行する装置の例示的な実施例； 第一の望ましい滑り軸受合金の鋳造微細構造の顕微鏡写真； 第二の望ましい滑り軸受合金の鋳造微細構造の顕微鏡写真。

偏晶系は、溶融状態において混和性ギャップを示すことを特徴とする。溶融状態における偏析の原因は主に、溶融状態においてすら構造条件及びボンド条件の不調をもたらす、非常に大きい原子半径差及び原子量差である。混和性ギャップは、図１として添付したＡｌ−Ｂｉ合金を示す状態図において、約８８０℃にプロットされた限界温度Ｔ_grenzを特徴とする。限界温度Ｔ_grenzより上、つまり混和性ギャップより高い値では、偏晶合金が単相であり、つまり単一の融液からなる。限界温度Ｔ_grenzより低い値では、冷却するにつれ、均質融液から主要Ｂｉの主要相が形成される。その時点では、Ａｌマトリックスは未だに液状である。未だに液状のマトリックスは低比率のＢｉを溶解状態で含有する。６５７℃の偏晶変換の温度Ｔ_ｍｔに到達した時、未だに完全に液状のＡｌマトリックスにおいてはＢｉが０.４５原子％で含有されている。温度Ｔ_ｍｔより低い値では、マトリックスが徐々に固まって純Ａｌを形成し、減少する液体においてはＡｌ＋Ｂｉ８４原子％の組成物までＢｉが濃縮される。その液体は２７０℃の温度で純Ａｌ及び純Ｂｉに変換される。そのＢｉは二次相から生成されたゆえ二次Ｂｉである。

融液は、ＣｕＡｌ２、Ａｌ１２Ｍｎ、Ａｌ６Ｍｎ、Ａｌ３Ｚｒ、及び上記の偏晶Ｂｉ(二次Ｂｉ)等の更なる二次相を有し得る。

主要相が融液から沈殿するにつれ、Ａｌ(ρ＝２.７ｇ／ｃｍ^２)とＢｉ(ρ＝９.７８ｇ／ｃｍ^２)の密度差が効果を奏し始める。また、融液成分の密度差が著しいゆえ、重力偏析が発生する。比重がより高くＢｉに富む融液は融液容器の底に沈む一方、より軽くＡｌに富む融液はその上に上がる。

沈殿された主要相の滴の成長過程は、更に溶融マトリックスにおけるそれらの高移動性に影響を受ける。偏析温度を下回る時に沈殿される主要相の滴は、界面張力の温度依存性によって試料の温度場内を移動する。そのいわゆるマランゴニ移動は、最急の温度勾配と逆向きにかつ最高温度方向に起こる。マランゴニ移動の速度は滴径に比例するゆえ、大きい滴が小さい滴より速く移動し、場合によって、更に大きい滴を形成するために小さい滴を吸収し得る。マランゴニ漂流速度は、半径、温度勾配、及び濃度勾配に比例する。主要相の滴に対しては重力が更に作用するゆえ、溶融マトリックスにおいて主要相の滴の移動が発生し、その移動は重力Ｆｇとマランゴニ力Ｆｍのベクトル和による。そのことは、従来の鋳造法を示す図２〜４から明らかである。

図２は、不動融液、つまり固定鋳造法に関する。冷却は融液容器の底面から行われるゆえ、図示例においてＡｌによって形成されたマトリックスの水平な結晶前線が上方に移動する。図示例においてＢｉによって形成された主要相の沈殿した滴に対しては、重力が下方に、及びマランゴニ力が上方に作用する。重力がマランゴニ力より強いため、結晶前線に垂直な、滴を結晶前線(固化前線)に付勢する垂直力が結果として生まれる。ここでＢｉからなる滴は、重力Ｆｇの方向に働く、結果として生まれる力によって固化前線に対して押され、それゆえＡｌマトリックスにおいて均等な分布状態にとどまる。

図３に示される従来の鋳造法の例にも同様に、移動させられない融液についての固定鋳造法が示されている。しかし、図２の例に対比して、冷却は底面の代わりに鋳造容器の垂直な横面を介して実行されるゆえ、図面における各前線部により表示されるように、結晶前線が横面から内側に移動する。主要相の滴に対しては重力Ｆｇが垂直に作用する一方、マランゴニ力Ｆｍがこの場合に水平に向いている。その結果生まれる力はＦｇ＋Ｆｍになり、斜め下方に配向され、それゆえ滴は重力により固化前線に対して押されず実質的に鋳造容器の底に移動する。その結果、Ｂｉの滴は均等に分布されずに偏析が生じる。滴の移動が実質的に鋳造容器の底に向くため、滴は融液での滞留時間が長く、底ではなく各側壁から硬化する。それゆえ、より小さい(かつより遅い)滴と合体する場合、滴が拡大する。

図４には、連続鋳造法において融液が重力方向、つまり垂直下方に移動する条件が示されている。その場合、冷却はストランドの各横面から、つまり合金の移動方向と垂直に実行される。ここにおいても、マランゴニ力Ｆｍは重力Ｆｇと垂直になり、主要相の滴は、進行中の固化前線に実質的に向かず移動する。従って、ここでも偏析及び拡大された滴が生じ、つまり固まったマトリックスには主要相の微細分布が生じない。

底面からの冷却が重力と逆向きに実行される連続鋳造法では、図５のように、類似のパターンが生じる。その場合、マランゴニ力が最大の温度勾配に向き斜め上方、つまり移動方向に拡大する固化前線と逆向している。従って、主要相の滴の移動方向は未だに固まっていない融液域に伸び、それゆえ融液内での主要相の滴の滞留時間が長い。ここにおいても結果として、微細分布と矛盾する偏析及び大型の滴が生じる。

本願発明による方法が図６に示されている。連続鋳造法であって、融液がストランド状に、重力に対して傾斜角を持って移動させられる。冷却は融液の移動方向と垂直に実行される。形成されるマトリックスの固化前線は、移動距離が長いほど増大する。融液の冷却と運搬を互いに適合させているため、移動距離に亘って実質的に水平な結晶前線が形成される。最高温度勾配が(水平な)結晶前線と逆向して生じるため、マランゴニ力Ｆｍは水平な結晶前線とは逆を向き、つまり垂直線と逆向する。その一方、重力が垂直であり、マランゴニ力より強い。それゆえ、主要相の滴(ここではＢｉ)は、実質的に水平に形成される結晶前線に対して、結果として生まれる力により重力Ｆｇの方向に押される。そのため、主要相の滴は、液体融液において最小の滞留時間で結晶化中のマトリックスにより吸収され、それゆえ微細な分布状態でマトリックス(ここではＡｌマトリックス)にとどまる。従って、本願発明による手段、つまり水平線に対して傾斜角を持って融液を運搬し、ストランドの底面から冷却する手段によって、結晶化マトリックスにおける主要相の滴の微細かつ均質な分布を、つまり例えば微細分布したＡｌ−Ｂｉ合金を、連続鋳造装置を使用して得ることができる。

本願発明の本質的な点として、融液のストランドのための運搬経路は直線でなくても良く、つまり傾斜度が一定でなくても良いことが理解されるべきである。むしろ、加速度的に進行する固化前線を考慮し、運搬経路に亘って傾斜度を増加させることが合理的であり得る。

上記の説明において「水平に」、「垂直に」、及び「〜に垂直」という用語そのものは、数学的に正確な幾何学的関係を順守する必要はない。むしろ、許容範囲の広い表示として理解すべきであり、その許容値は、偏晶合金のための、偏析を伴わない微細構造という本願発明の課題を解決するために、当業者が適宜に決定し得る。特に、形成される結晶前線が水平線に対し＋／−３０度といった小さい角度を有していても、偏析は著しく制御される。

同様に、ストランド状融液のための運搬装置の運搬速度も一定でなくて良い。むしろ、運搬経路に亘って変化し得る。更に、固化後に微細構造を規定形状で冷却するため、又は後続の熱工程さえも許容するために、ストランドを固化後に継続的に引き出さず断続的に操作することが可能である。

図７には本願発明による装置の例示的な実施例が示されている。

容器１からは、合金の融液２が、下方に配置された、融液２を所定レベルで維持する計量器３に流出する。そのために、計量器３における融液２には、容器１から計量器３への入口６における閉鎖弁５に接続されたフロート４が配置されている。計量器３は、融液が粘性の長方形ストランドとして流出する長方形の出口７を有する。出口７は中空ロール８の最高点において開口している。中空ロール８の円周面上に計量器３から流出するストランドがガイドされる。中空ロール８は、Ｃｕなどからなり得る水冷式の殻１０を有する。冷却がゆえ、出口７から流出する融液は、本願発明による方法で急速に固化してストランド９になり、ストランド９は、円周面上を中空ロールの半周よりやや長い距離に亘ってガイドされ、引き出される。そのために、中空ロール８は、軸受ローラー１８を介して歯車付き電動機１１により自らの中心軸１２を中心として回転され、それゆえ、融液又はストランド９は、中空ロール８の円周面に対して相対的に移動しなくても良い。円周面の最初の四分円では、融液９又は硬化中のストランドが円周面上をエンドレスに回転するスチール・ベルト１３の一部によりガイドされる。スチール・ベルト１３のその一部は、複数の加圧ローラー１４により所定の圧力で中空ロール８の円周面に対して押され、それゆえスチール・ベルト１３を介してストランド９に成形力及び運搬力が作用される。スチール・ベルト１３は、スチール・ベルト１３の一部が中空ロール８の円周面に対し相対的な速度を持たずに移動するだけの速度で、ドライブ・ローラー１５により駆動される。

装置全体が基礎１７に堅く固定された支持台１６に取り付けられている。

図７に示される実施形態は、明確さのため概略化されている。殻１０の水冷手段及びスチール・ベルト１３の駆動手段並びにその速度制御手段等についての詳細は当業者に知られており、明確さのために図示していない。

例１
図８には、望ましい例示的実施例として実施されたＡｌＣｕ４Ｂｉ６ＴｉＺｒＭｎ滑り軸受合金の鋳造微細構造が示されている。濃い灰色で示されているＢｉ相は滴状である。各滴の直径が最大約１０μｍである。図８に示される鋳造微細構造は、図７に示される装置によって製造された。その際、ストランド９が１０ｍｍ×２２０ｍｍの横断面で引き出された。その後、滑り軸受を製造するために、ストランド９は艶消しされた。Ａｌ合金からなるグリース除去された接着促進剤が、艶消しされグリース除去されたストランド上に、圧延スタンドにおける第一圧延孔型でロールボンドされた。ロールボンドされた原料ストリップの厚さは４ｍｍであった。続いて、五つの圧延孔型で１.３ｍｍまで圧延された。Ａｌ軸受材料ストリップのロールボンド性を向上するために、３７０℃で３時間程度回復アニーリングが実行された。次の加工ステップにおいて、滑り軸受の基材用スチール・ベルトとＡｌ軸受材料ストリップがロールボンド装置で接合された。その後、３時間に亘る３６０℃での熱工程が製造された接合物に対して行われ、その際、鋼とＡｌ軸受材料の接合が拡散工程により強化され、Ｂｉストランド（それはロールボンド工程後に滑り軸受合金のＡｌ−Ｃｕマトリックスにおいて非常に延伸されている）が２５μｍ程度の微細な円状の滴に完全に変換された。予備熱工程により、４２ ＨＢ ２.５／６２.５／３０を超える高硬度が得られた。熱工程後に、ロールボンドされたストリップは細分化され滑り軸受胴に形成させられ得る。

例２
滑り軸受材料を製造するために、更なる望ましい実施例では、１０ｍｍ×２２０ｍｍの横断面を有する鋳造ストリップが図７に示される連続鋳造設備により製造される。鋳造する５分前に、１％ＡｌＴｉ３Ｃ０.１５のマスター合金がるつぼ(計量器３)内のＡｌＣｕ４Ｂｉ６ＴｉＭｎＣｒ合金に添加され、融液が完全に混合される。本願発明に従い製造されかつ冷却されたストランドは艶消しされグリース除去される。ストランド上には、Ａｌ合金からなる艶消しされグリース除去された接着促進剤が第一圧延孔型によりロールボンドされる。ロールボンドされた原料ストリップの厚さは４ｍｍである。その後、幾つかの圧延孔型で１.３ｍｍまで圧延される。この目的のためには五つの圧延孔型が必要である。Ａｌ軸受材料ストリップのロールボンド性を向上させるために、それに対して３時間程度の３７０℃での回復アニーリングが実行される。次の加工ステップでは、スチール・ベルトとＡｌ軸受材料ストリップがロールボンド装置において接合される。

続いて、製造された接合物に対して３６０℃で３時間の熱工程が実行され、ここにおいて鋼とＡｌ軸受材料の接合が拡散工程により強化され、Ｂｉストランド（それはロールボンド工程後にＡｌ−Ｃｕマトリックスにおいて非常に延伸されている）が３２μｍ程度の微細な円状の滴に完全に変換される。熱工程から同様にもたらされる少なくとも３８ ＨＢ ２.５／６２.５／３０の高剛性は有利な効果である。その熱工程後に、ロールボンドされたストリップは細分化され軸受胴に変形させられ得る。

図９には、鋳造製造後における合金の微細構造が示されている。Ａｌマトリックスに均等に分布して埋め込まれた滴状のＢｉ主要相が明確に視認できる。驚くべきことに、本例によるマスター合金を使用することによって、結晶成長抑制剤であるＺｒを省き得る。

本願発明に係る滑り軸受合金による滑り軸受の製造についての記載は、純粋に例として与えられる。それは、連続鋳造法で形成された合金による滑り軸受の製造工程は当業者に知られており、及び、当業者は本願発明に係る合金の使用に採用可能な全ての考えられる変形例について知り精通しているためである。

Claims (10)

1. 複数の成分から形成される偏晶合金からなるストランド(９)の製造方法であって、前記偏晶合金において結晶マトリックス内の主要相の滴は固体状態で均等に分布され、前記製造方法は:
   ａ)少なくとも１つのマトリックス成分と主要相を構成する１つの要素とからなる合金成分を融解し、単一の均質相が存在する温度まで加熱する工程；
   ｂ)水平線に対して傾斜した運搬装置によって、ストランド状の融液(２)を或る運搬速度で運搬する工程;
   ｃ)冷却区域内を運搬する時に結晶前線を形成するために、運搬時に運搬方向と垂直なストランドの底面から前記融液(２)を冷却する工程;
   ｄ)水平な結晶前線が形成され、及び、前記冷却と主要相の滴の形成によって発生するマランゴニ力が重力と逆平行に配向され、それゆえマトリックス成分内の主要相の滴が重力方向に移動するように、冷却度、運搬方向の傾斜度、及び運搬速度を適合する工程;
   ｅ)固まって前記ストランド(９)になった合金を前記冷却区域から引き出す工程
   を特徴とする、製造方法。
2. 冷却装置における冷却速度が１〜１０００Ｋ／ｓ、望ましくは２００〜６００Ｋ／ｓに設定されることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
3. 前記融液に種晶を含有するマスター合金が添加されることを特徴とする、請求項１又は２に記載の方法。
4. 滑り軸受合金を製造するために使用することを特徴とする、請求項１〜３の何れか一項に記載の方法。
5. 前記滑り軸受合金がＡｌ−Ｂｉ合金であることを特徴とする、請求項４に記載の方法。
6. 前記合金がＡｌ−Ｔｉ−Ｂ又はＡｌ−Ｔｉ−Ｃを３重量％以下で結晶成長抑制剤として含有することを特徴とする、請求項５に記載の方法。
7. 前記融液の冷却時の前記運搬方向の傾斜度が、水平線に対して１〜６０度、望ましくは１０〜３０度に設定されることを特徴とする、請求項１〜６の何れか一項に記載の方法。
8. 複数の成分から形成される偏晶合金からなるストランド(９)の製造装置であって、前記偏晶合金において結晶マトリックス内の主要相の滴は固体状態で均等に分布され、前記製造装置は:
   ｉ．運搬装置が、単一の均質相を成すまで加熱されたストランド状融液を或る運搬速度で冷却区域を経由して運搬すること;
   ｉｉ．前記運搬装置が前記冷却区域の領域で水平線に対して傾斜していること;
   ｉｉｉ．冷却装置が前記冷却区域においてストランドの底面から融液を冷却すること;
   ｉｖ．水平な結晶前線が形成され、及び、前記冷却と主要相の滴の形成によって発生するマランゴニ力が重力と逆平行に配向され、それゆえ前記冷却の際に前記主要相の滴が重力方向に移動するように、前記冷却装置の冷却度、前記運搬装置の傾斜度、及び前記運搬装置の運搬速度を適合すること；
   ｖ．引き出し装置が前記固まったストランド（９）を前記冷却区域から引き出すこと
   を特徴とする、製造装置。
9. 前記運搬装置が前記冷却区域の領域で円弧部として構成されていることを特徴とする、請求項８に記載の装置。
10. 前記円弧部が四分円に亘って伸びていることを特徴とする、請求項９に記載の装置。