JP5021536B2 - すべり軸受 - Google Patents

Description

本発明は、裏金層、Ａｌ基合金中間層、Ａｌ基軸受合金層を備えたすべり軸受に関する。

Ａｌ基軸受合金を内張りしたすべり軸受（Ａｌ軸受）は、一般に、Ａｌ基軸受合金層と裏金層とを、Ａｌ基合金中間層を介して接着してバイメタルを構成し、このバイメタルを機械加工して製造される。
このようなＡｌ軸受は、初期なじみ性が比較的良好であり、高面圧で優れた耐疲労性及び耐摩耗性を有し、自動車や一般産業機械の高出力エンジンの軸受に用いられている。
ところが近年、更なるエンジンの高性能化によって、より高面圧に耐え得るような耐疲労性に優れたすべり軸受が要望されてきている。

耐疲労性を向上させたすべり軸受としては、例えば特許文献１に開示されたものがある。このすべり軸受は、Ａｌ基軸受合金層としてＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系軸受合金層が用いられ、このＡｌ基軸受合金層に、更にＣｒ，Ｚｒを添加した構成である。Ａｌ基軸受合金層にＣｒ，Ｚｒを添加することにより、Ａｌ基軸受合金層のＡｌの結晶粒界にＡｌ−Ｃｒの２元系金属間化合物が析出し、Ａｌ結晶粒内の亜粒界にＡｌ−Ｚｒの２元系金属間化合物が析出し、これらの金属間化合物が、すべり軸受の耐疲労性の向上に作用しているとされる。
特開２０００−１７３６３号公報

ところで、最近ではエンジンの軽量化が計られ、コンロッド等のすべり軸受が組付けられるハウジングの薄肉化が計られている。このハウジングの薄肉化に伴い、ハウジングの剛性は低下し、ハウジング自身が変形し易くなっている。そのため、すべり軸受が支える軸の動荷重等によって、ハウジング自身が変形し、これに伴い、すべり軸受自体も変形し易い状況になって、疲労が生じ易い状態になっている。このような繰り返し曲げが作用する環境で使用する軸受には、曲げ疲労強度の高いことが必要である。しかしながら、特許文献１のＡｌ基軸受合金層は、強度と伸びが得られるが、曲げ応力を繰り返し受けると塑性変形し易く、早期に疲労するという問題があった。

本発明は上記した事情に鑑みてなされたものであり、その目的は高面圧下で優れた耐疲労性を有するすべり軸受を提供する。

本発明者は、鋭意実験を重ね、特許文献１のＡｌ基軸受合金層が塑性変形し易い原因を究明した。特許文献１のＡｌ基軸受合金層は、マトリクスの結晶粒界にＡｌ−Ｃｒの金属間化合物、結晶粒内の亜粒界にＡｌ−Ｚｒの金属間化合物が析出している。このＡｌ基軸受合金層に繰り返し曲げ応力を作用させると、Ａｌ−Ｃｒ，Ａｌ−Ｚｒの金属間化合物がマトリクスから離脱し、金属間化合物の存在による塑性変形の阻止を図れず、疲労に至ることがわかった。

そして、Ａｌ−Ｃｒ，Ａｌ−Ｚｒの金属間化合物がマトリクスから離脱する原因は、マトリクスとの結合が弱いからで、結合が強固であるならば、金属間化合物が離脱することはなく、曲げ疲労強度が向上するであろうとの推測の基に、Ａｌ基軸受合金層に２種類以上の元素を添加してＡｌとそれら２種類以上の元素との多元系金属間化合物を形成するようにすると、その多元系金属間化合物がマトリクスと強固に結合し、離脱し難いことを究明した。この場合、マトリクスと強固に結合して塑性変形を阻止する機能は、粒径が小さく、且つ、ある密度以上で分布している必要があることも併せて究明した。

本発明は、このような鋭意実験の結果なされたもので、裏金層、Ａｌ基合金中間層及びＡｌ基軸受合金層を備えたすべり軸受において、Ａｌと他の２種類以上の元素とから成る金属間化合物であって粒径が０．５μｍ未満の金属間化合物を、８個／μｍ^２以上含んでいると共に、前記Ａｌ基軸受合金層は、Ａｌ以外に２種類以上の元素を含み、前記Ａｌ基合金中間層は、前記Ａｌ基軸受合金層に含まれる元素のうちの少なくとも２種類の元素を含み、且つ、それらの元素のうち、その含有量が前記Ａｌ基軸受合金層の含有量の５０％〜１５０％であるものを２種類以上含むことを特徴としている（請求項１）。

本発明のすべり軸受の基本形態を、図１に示す。図１のすべり軸受１は、例えば鋼から成る裏金層２と、裏金層２上にＡｌ基合金中間層３を介して接着されて設けられたＡｌ基軸受合金層４との三層構造である。

Ａｌ基軸受合金層に、２種類以上の元素を添加すると、これらの元素はＡｌと多元系金属間化合物を構成するほか、単独でもＡｌのマトリクス中に分散する。上記多元系金属間化合物のＡｌ以外の構成元素は、マトリクス中にも分散しているため、多元系金属間化合物はマトリクスとの結合強度が高まる。このため、繰り返し曲げが作用しても離脱し難く、塑性変形を生じ難く、曲げ疲労強度が向上する。尚、多元系金属間化合物を構成するＡｌ以外の元素は、請求項４に記載の金属元素から選択することが好ましい。例えば、Ｍｎ，Ｖを選択した場合、これらの元素はＡｌとＡｌ−Ｍｎ−Ｖの多元系金属間化合物を生成するほか、Ｍｎ及びＶ単独でマトリクス中に存在するようになる。

多元系金属間化合物がマトリクスの塑性変形を阻止する機能は、多元系金属間化合物が０．５μｍ未満の微細なもので、その分布密度が１μｍ^２当たり８個以上の場合に、効果的に発揮される。又、この範囲内の多元系金属間化合物であれば、マトリクスの伸びを損なわずに強靭化できる。

ところで、Ａｌ軸受は、鋳造工程、圧延工程、圧接工程、熱処理（焼鈍）工程、機械加工工程を順に経て製造される。即ち、鋳造工程では、Ａｌ基軸受合金（Ａｌ基軸受合金層）を溶融して板状に鋳造する。鋳造された板状のＡｌ基軸受合金は、圧延工程で圧延し、圧接工程で鋼板（裏金層）に薄いＡｌ基合金板（Ａｌ基合金中間層）を介して圧接して軸受形成用板材にする。その後、軸受形成用板材を焼鈍し、最後に、軸受形成用板材を機械加工して半円筒状又は円筒状の軸受に形成する。この製造工程において、鋳造後のＡｌ基軸受合金の圧延から軸受形成用板材の焼鈍のプロセスを経て０．５μｍ未満の微細な金属間化合物を析出させる。このようなＡｌ基軸受合金を備えたすべり軸受は、高面圧下で優れた耐疲労性を有する。
更に、本発明では、Ａｌ基合金中間層を、Ａｌ基軸受合金層に含まれる元素のうちの少なくとも２種類の元素を含み、且つ、それらの元素のうち、その含有量がＡｌ基軸受合金層の含有量の５０％〜１５０％であるものを２種類以上含ませた構成とした。この構成にすることにより、Ａｌ基合金中間層のヤング率の値は、Ａｌ基軸受合金層のヤング率の値と略等しくなり、すべり軸受に曲げ応力が加わっても、Ａｌ基軸受合金層とＡｌ基合金中間層の各層内部に余計な歪みが生じてしまうことを防止でき、疲労によるクラックの発生を抑制することができる。

本発明では、Ａｌ基軸受合金層の硬さを、ビッカース硬さＨｖで５０以上８０未満とし、Ａｌ基合金中間層の硬さを、Ａｌ基軸受合金層の硬さに対して９０〜１２０％とすることができる（請求項２）。

Ａｌ基軸受合金層の硬さを、ビッカース硬さＨｖで５０以上にすることにより、Ａｌ基軸受合金層が高出力エンジンに適用された場合における高荷重の作用下でも疲労を生じ難くすることができる。又、Ａｌ基軸受合金層の硬さを、ビッカース硬さＨｖで８０未満にすることにより、良好ななじみ性を得ることができる。一方、Ａｌ基合金中間層の硬さを、Ａｌ基軸受合金層の硬さに対して９０％以上にすることにより、Ａｌ基軸受合金層を介して受ける高荷重にも耐えることができ、又、すべり軸受の幅方向の端部からはみ出ることも無くなり、すべり軸受全体の耐疲労性を向上させることができる。又、Ａｌ基合金中間層の硬さを、Ａｌ基軸受合金層の硬さに対して１２０％以下にすることにより、Ａｌ基合金中間層を、Ａｌ基軸受合金層に加わる荷重が変化した時のクッションとして機能させることができ、Ａｌ基軸受合金層のなじみ性を維持することができる。

このＡｌ基軸受合金層に、Ａｌと少なくともＳｉとから成る金属間化合物及び／又はＳｉ粒子を含ませることができる（請求項３）。Ａｌと少なくともＳｉとから成る金属間化合物を含ませることにより、Ｓｉ粒子と同様に、相手軸に対してはラッピング作用を発揮し、耐疲労性を高める。又、Ｓｉは、マトリクスに固溶し、或いは、硬いＳｉ粒子として晶出して、Ａｌ基軸受合金層の強度を増し、耐疲労性を向上させる。

本発明では、Ａｌ基軸受合金層を、３〜２０質量％のＳｎと、１．５〜８質量％のＳｉと、Ｍｎ，Ｖ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｗ，Ｔｉ，Ｚｒの内から２種類以上を選択して成る金属元素であって、その総量が０．０１〜３質量％である金属元素と、実質的に残部がＡｌとから成る構成とすることができる（請求項４）。

Ａｌ基軸受合金層にＳｎを３質量％以上含ませることにより、すべり軸受としての非焼付性、なじみ性、異物埋収性等の表面性能を改善することができ、Ｓｎの含有量を２０質量％以下にすることにより、より高面圧に耐え得ることができる。
Ａｌ基軸受合金層にＳｉを１．５質量％以上含ませることにより、上記のＳｉの性能を十分に発揮することができ、Ｓｉの含有量を８質量％以下にすることにより、良好な耐疲労性を維持することができる。

金属元素として、Ｍｎ，Ｖ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｗ，Ｔｉ，Ｚｒを用いることが好ましい。これらの金属元素は、Ａｌと結合して、３元系（又はそれ以上の多元系）の金属間化合物を生成させることができるためである。又、この金属元素の総量を０．０１％以上にすることにより、上述した金属間化合物の生成を多くすることができる。又、金属元素の総量を３質量％以下にすることにより、良好な耐疲労性を維持することができる。

本発明では、Ａｌ基軸受合金層にＣｕ，Ｚｎ，Ｍｇの内から１種類以上を選択して成る元素であって、その総量が０．１〜７質量％である元素を少なくとも１種類を含んでいる構成とすることができる（請求項５）。

Ｃｕ，Ｚｎ，Ｍｇの内から１種類以上を選択して成る元素は、マトリクスに固溶する。これにより、マトリクス強度を高めることができる。
Ｃｕ，Ｚｎ，Ｍｇの内から１種類以上を選択して成る元素の総量を０．１質量％にすることにより、上記作用を十分に発揮させることができ、総量を７質量％以下にすることにより、良好ななじみ性を維持することができる。

本発明の効果を確認するために、表１に示す組成のＡｌ基軸受合金層とＡｌ合金中間層を用いて本発明のすべり軸受（実施例１〜５）及び従来構成のすべり軸受（比較例１〜５）を製作し、引張試験、曲げ疲労試験及び軸受疲労試験を行った。

実施例１〜５の製造方法は次の通りである。まず、例えば、量産性に優れたベルト鋳造装置によってＡｌ基軸受合金の板材を製造した。その後、この鋳造されたＡｌ基軸受合金にＡｌ基合金中間層を構成する薄い板材を圧接して複層アルミニウム合金板を製造し、この複層アルミニウム合金板を、裏金層を構成する鋼板に圧接して軸受形成用板材（バイメタル）を製造した。そして、軸受形成用板材を、３５０度を超え４００度以下の温度にて数時間加熱する焼鈍を行った後の軸受形成用板材を機械加工して半割軸受を製造し、実施例１〜５とした。

上記軸受形成用板材の焼鈍により、Ａｌ基軸受合金層のマトリクス中に金属間化合物が析出する。析出した金属間化合物は、表１の成分の場合、Ａｌ−Ｍｎ−Ｖの３元系金属間化合物が主たるものである。そして、この金属間化合物の大きさを電子顕微鏡よる組織写真から解析したところ、粒径が０．５μｍ未満の大きさのものが、１μｍ^２当たり、表１に示す個数認められた。尚、粒径は、電子顕微鏡で解析して得られた金属間化合物の結晶１個当たりの最大長さと定義する。

一方、比較例１〜５の製造方法は、上記実施例の製造方法と相違し、軸受形成用板材の焼鈍温度が低く、例えば、３００〜３５０度で行うものである。
このようにして得られたＡｌ基軸受合金層では、Ａｌ−Ｍｎ−Ｖの金属間化合物の存在は認められ得るものの、表１に示す程度の少個数であった。
このような実施例１〜５、比較例１〜５に対して行った引張試験、曲げ疲労及び軸受疲労試験は次のようなものである。

（１）引張試験
焼鈍を行った後の軸受形成用板材を機械加工して裏金層を除去し、Ａｌ基軸受合金層とＡｌ基合金中間層の複層アルミニウム合金板状態とした。これからＪＩＳ５号試験片を製作し、引張試験を実施した。この引張試験結果を表２に示す。

（２）曲げ疲労試験
焼鈍を行った後の軸受形成用板材を機械加工して試験片を製作し、曲げ疲労試験を実施した。この試験片は、総厚１．５ｍｍ、裏金層の厚さ１．２ｍｍ、Ａｌ基軸受合金層の厚さ０．３ｍｍである。試験条件は、Ａｌ基軸受合金層表面の歪みが一定となるようにして、往復曲げを前記表面にクラックが発生するまで繰り返した。この曲げ疲労試験結果を表３に示す。

（３）軸受疲労試験
この試験は、上述のようにして得た半割軸受に対して表４に示す条件にて実施した。その結果を表５に示す。

次に、上記試験の結果について解析する。尚、表１中の硬さ比は、Ａｌ基軸受合金層の硬さＨｖ（ａ）を、Ａｌ基合金中間層の硬さＨｖ（ｂ）で除し、その値を百分率で表したものである。

引張試験の結果を考察するに、実施例１〜５は、比較例１〜５に比べて、引張強度及び伸びが共に優れていることが理解できる。
比較例１，２は、伸びは大きいが、引張強度が小さい。比較例３〜５は、引張強度は大きいが、伸びが小さい。

一方、実施例１〜５は、粒径が０．５μｍ未満の金属間化合物の数が、比較例１〜５よりも多く存在し、これらの金属間化合物がマトリクス中の転位の移動を抑制することで塑性変形を生じさせ難くさせたため、引張強度が優れたと考えられる。

又、実施例２と比較例２、実施例４と比較例４は、夫々Ａｌ基軸受合金層の組成成分が同じで構成されているが、実施例２は比較例２よりも引張強度が大きく、実施例４は比較例４よりも引張強度及び伸びが大きい。これは、上述のように、粒径が０．５μｍ未満の金属間化合物の数が、実施例２，４の方が比較例２，４よりも夫々多く存在したためであると考えられる。

曲げ疲労試験の結果を考察するに、実施例１〜５は、比較例１〜５に比べて、曲げ疲労強度に優れていることが理解できる。
実施例１〜５は、粒径が０．５μｍ未満の金属間化合物の数が、比較例１〜５よりも多く存在し、これらの金属間化合物がマトリクス中の転位の移動を抑制することで、曲げ疲労強度を向上させることができたと考えられる。

又、実施例２と比較例２は、Ａｌ基軸受合金層の組成成分が同じで構成されているが、実施例２は比較例２に対して、曲げ疲労強度に優れている。これは、Ａｌ基合金中間層が、Ａｌ基軸受合金層に含まれる元素のうちの少なくとも２種類の元素を含み、且つ、それらの元素のうち、その含有量がＡｌ基軸受合金層の含有量の５０〜１５０％であるものを２種類以上含む構成であるので、Ａｌ基合金中間層のヤング率の値が、Ａｌ基軸受合金層のヤング率の値と略等しくなり、すべり軸受に曲げ応力が加わっても、Ａｌ基軸受合金層とＡｌ基合金中間層の各層内部に余剰な歪みが生じてしまうことを防止したためであると考えられる。

更に、実施例３は、他の実施例よりも曲げ疲労強度に優れている。これは、Ａｌ基合金中間層が、Ａｌ基軸受合金層に含まれる元素のうちの少なくとも２種類の元素を含み、その夫々の元素の含有量がＡｌ基軸受合金層の含有量の５０〜１５０％にした構成であるので、前述したように、すべり軸受に曲げ応力が加わっても、Ａｌ基軸受合金層とＡｌ基合金中間層の各層内部に余剰な歪みが生じてしまうことを防止したためであると考えられる。

実施例２は、実施例１に比べ、曲げ疲労強度が向上している。この理由は、金属間化合物の量は比較的同等であるが、実施例２の方が実施例１よりも硬さ比が１００％に近く（硬さの差が小さく）、又、Ａｌ基合金中間層とＡｌ基軸受合金層を構成する成分に差がより小さいため、ヤング率に差が生じなかったと考えられる。

実施例１〜５は、粒径が０．５μｍ未満の金属間化合物の数が、比較例１〜５よりも多く存在し、これらの金属間化合物がマトリクス中の転位の移動を抑制することで曲げ疲労強度を向上させたＡｌ基軸受合金層を備えたため、最大面圧が大きくなったと考えられる。

又、実施例２と比較例２、実施例４と比較例４は、夫々Ａｌ基軸受合金層の組成成分が同じで構成されているが、実施例２は比較例２に対して、実施例４は比較例４に対して最大面圧を大きくできた。これは、上述のように、粒径が０．５μｍ未満の金属間化合物の数が、実施例２，４の方が比較例２，４よりも夫々多く存在したためであると考えられる。

実施例２は、実施例１よりも最大面圧が大きい。これは、実施例２のＡｌ基合金中間層が実施例１のＡｌ基合金中間層よりも軟らかいため、実施例２のＡｌ基合金中間層がクッション機能がより高かったためだと考えられる。

尚、金属元素としてのＭｎ，Ｖ，Ｆｅ以外の金属元素としてＭｏ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｗ，Ｔｉ，Ｚｒを用いても、Ｍｎ，Ｖ，Ｆｅと同様の作用効果を奏した。これらの金属元素のうちの２種類以上を選択して、その総量を０．０１〜３質量％にすることにより、塑性変形を防ぎ、耐疲労性が向上した。

固溶体を形成する物質としてのＣｕ以外の元素としてＺｎ，Ｍｇを用いても、Ｃｕと同様の作用効果を奏した。これらの元素のうちの１種類以上を選択して、その総量を０．１〜７質量％にすることにより、耐疲労性が向上した。

すべり軸受の断面図

符号の説明

図面中、１はすべり軸受、２は裏金層、３はＡｌ基合金中間層、４はＡｌ基軸受合金層を示す。

Claims (5)

1. 裏金層、Ａｌ基合金中間層及びＡｌ基軸受合金層を備えたすべり軸受において、
   前記Ａｌ基軸受合金層に、Ａｌと他の２種類以上の元素とから成る金属間化合物であって粒径が０．５μｍ未満の金属間化合物を、８個／μｍ^２以上含んでいると共に、
   前記Ａｌ基軸受合金層は、Ａｌ以外に２種類以上の元素を含み、
   前記Ａｌ基合金中間層は、前記Ａｌ基軸受合金層に含まれる元素のうちの少なくとも２種類の元素を含み、且つ、それらの元素のうち、その含有量が前記Ａｌ基軸受合金層の含有量の５０％〜１５０％であるものを２種類以上含むことを特徴とするすべり軸受。
2. 前記Ａｌ基軸受合金層の硬さが、ビッカース硬さＨｖで５０以上８０未満で、前記Ａｌ基合金中間層の硬さが、前記Ａｌ基軸受合金層の硬さに対して９０〜１２０％であることを特徴とする請求項１記載のすべり軸受。
3. 前記Ａｌ基軸受合金層に、Ａｌと少なくともＳｉとから成る金属間化合物及び／又はＳｉ粒子を含んでいることを特徴とする請求項１又は２記載のすべり軸受。
4. 前記Ａｌ基軸受合金層は、
   ３〜２０質量％のＳｎと、
   １．５〜８質量％のＳｉと、
   Ｍｎ，Ｖ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｗ，Ｔｉ，Ｚｒの内から２種類以上を選択して成る金属元素であって、その総量が０．０１〜３質量％である金属元素と、
   実質的に残部がＡｌとから成ることを特徴とする請求項１から３のいずれかに記載のすべり軸受。
5. 前記Ａｌ基軸受合金層に、Ｃｕ，Ｚｎ，Ｍｇの内から１種類以上を選択して成る元素であって、その総量が０．１〜７質量％である元素を含んでいることを特徴とする請求項１から４のいずれかに記載のすべり軸受。

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