JP6077481B2 - すべり軸受 - Google Patents

Description

本発明は、すべり軸受に関する。

特許文献１において、裏金とＡｌ基中間層とＡｌ基軸受合金層とを備えたすべり軸受が記載されている。特許文献１において、Ａｌ基軸受合金層において金属間化合物を析出させることにより、すべり軸受の疲労強度を向上させている。特許文献１において、硬いＡｌ基中間層が形成されるが、当該Ａｌ基中間層の厚さが１０〜２０μｍであれば、Ａｌ基中間層のクッション性によって、なじみ性を良好にできることが記載されている（特許文献１、表２，段落００４３、参照）。

特開２０１０−２４２８５４号公報

引用文献１においては、Ａｌ基軸受合金層において金属間化合物を形成する成分が、Ａｌ基中間層においてもＡｌ基軸受合金層と同程度（５０〜１５０％）含まれるため（特許文献１、請求項６、参照。）、Ａｌ基中間層においても金属間化合物が形成される。この金属間化合物は、マトリクスとの親和性が悪いとともに、靱性が低い硬質相を構成する。そのため、Ａｌ基軸受合金層とＡｌ基中間層との双方において、金属間化合物やその界面を起点として疲労によるクラックが形成されやすくなるという問題があった。
本発明は、前記課題にかんがみてなされたもので、疲労によるクラックを抑制できるすべり軸受を提供することを目的とする。

前記の目的を達成するため、本発明のすべり軸受は、ライニングと裏金と中間層とを備える。ライニングは、３ｗｔ％以上かつ７ｗｔ％以下のＳｎと、１ｗｔ％以上かつ８ｗｔ％以下のＳｉと、０．０５ｗｔ％以上かつ３ｗｔ％以下のＣｒと、０．０５ｗｔ％以上かつ０．３ｗｔ％以下のＺｒと、０．０１ｗｔ％以上かつ０．５ｗｔ％以下のＴｉと、３ｗｔ％以下のＣｕまたはＭｇと、０ｗｔ％以上かつ９ｗｔ％以下のＢｉと、を含有し、残部がＡｌと不可避不純物とからなるとともに、Ｚｒのうちの１０ｗｔ％以上かつ９０ｗｔ％以下がＡｌと金属間化合物を形成し、Ｚｒのうちの残部がＡｌと固溶体を形成している。Ｚｒのうち１０ｗｔ％以上かつ９０ｗｔ％以下がＡｌと硬質の金属間化合物を形成することにより、ライニングの硬度を大きくすることができ、耐疲労性を向上させることができる。さらに、Ｚｒのうち金属間化合物を形成しなかった残部がＡｌと固溶体を形成することにより、マトリクスを強化することができ、耐疲労性を向上させることができる。

中間層は、Ｚｎ，Ｃｕ，Ｍｇ，Ｌｉ，Ｍｎ，Ｖ，Ｚｒ，Ｆｅ，Ｍｏ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｈｆ，Ｓｃ，Ｔｉ，Ｗのなかから少なくとも１種類選択された固溶成分を０．０１ｗｔ％以上含有し、固溶成分の全量がＡｌと固溶体を形成しているＡｌ合金によって、厚さが２０μｍ以上であり、ビッカース硬さが３０以上かつ８０以下となるように裏金とライニングとの間に形成されている。固溶成分がＡｌと固溶体を形成することにより、マトリクスを強化することができ、耐疲労性を向上させることができる。さらに、固溶成分の全量がＡｌと固溶体を形成するため、固溶成分とＡｌとの金属間化合物が形成されることはなく、金属間化合物やその界面が疲労時にクラックの起点や通過点となることを防止できる。すなわち、ライニングにおいて発生したクラックが中間層を伝播することを防止できる。また、中間層のビッカース硬さを８０以下に抑制することにより、中間層の延性や靱性を確保することができるため、ライニングにおいて発生したクラックが中間層を伝播することを防止できる。さらに、中間層の厚さが２０μｍ以上であるため、ライニングにおいて発生したクラックが中間層と裏金との界面まで伝播することを防止でき、耐疲労性を向上させることができる。

ライニングが３ｗｔ％以上のＳｎを含有することにより、潤滑性を確保することができ、耐焼付性を向上させることができる。また、ライニングが含有するＳｎを７ｗｔ％以下とすることにより、高温での耐疲労性を確保することができる。ライニングが１ｗｔ％以上のＳｉを含有することにより、Ｓｉの粒子およびＳｉを含む金属間化合物の粒子によってライニングの硬度を大きくし、耐疲労性を向上させることができる。ライニングが９ｗｔ％以下のＢｉを含有することにより、鉄との凝着性が低いＢｉを第２相として析出させることができ、耐焼付性を向上させることができる。ただし、Ｂｉは必ずしも含有されなくてもよく、Ｂｉの含有量は０ｗｔ％であってもよい。さらに、ライニングが０．０５ｗｔ％以上かつ３ｗｔ％以下のＣｒと、０．０５ｗｔ％以上かつ０．３ｗｔ％以下のＺｒと、３ｗｔ％以下（０ｗｔ％よりも大きい）のＣｕを含有することにより、ライニングを固溶強化できるとともに、これらを含む金属間化合物によりライニングを析出強化できる。また、ライニングが３ｗｔ％以下（０ｗｔ％よりも大きい）のＭｇを含有することにより、ライニングを固溶強化できる。さらに、ライニングが０．０１ｗｔ％以上かつ０．５ｗｔ％以下のＴｉを含有することにより、金属間化合物（Ａｌ_３Ｔｉ）を凝固初期に微細に分散して析出させることでＡｌの析出の核となりＡｌ（α相）を微細化できる。

コンロッド用のすべり軸受の斜視図である。 （２Ａ）は疲労試験を説明する模式図、（２Ｂ）は焼付試験を説明する模式図である。

ここでは、下記の順序に従って本発明の実施の形態について説明する。
（１）すべり軸受の構成：
（２）すべり軸受の製造方法：
（３）実験結果：
（４）他の実施形態：

（１）すべり軸受の構成：
図１は、本発明の一実施形態にかかるすべり軸受１の斜視図である。すべり軸受１は、裏金１０と中間層１１とライニング１２とを含む。すべり軸受１は、円筒を直径方向に２等分した半割形状の金属部材であり、断面が半円弧状となっている。２個のすべり軸受１が円筒状になるように組み合わせられた状態で、自動車のエンジンのコンロッドに取り付けられる。２個のすべり軸受１を組み合わせることによって形成される円柱状の中空部分にて、相手軸２（ドットハッチング）としてのクランクシャフトを軸受けする。相手軸２の外径はすべり軸受１の内径よりもわずかに小さく形成されている。相手軸２の外周面と、すべり軸受１の内周面との間に形成される隙間に潤滑油（エンジンオイル）が供給される。相手軸２は、すべり軸受１の曲率中心と一致する回転軸を中心に回転する。その際に、すべり軸受１の内周面上を相手軸２の外周面が摺動する。

すべり軸受１は、曲率中心から遠い順に、裏金１０と中間層１１とライニング１２とが順に積層された構造を有する。従って、裏金１０がすべり軸受１の最外層を構成し、ライニング１２がすべり軸受１の最内層を構成する。裏金１０と中間層１１とライニング１２とは、それぞれ円周方向において一定の厚さを有している。裏金１０の厚さは１．３ｍｍであり、中間層１１の厚さは５０μｍであり、ライニング１２の厚さは０．３５ｍｍである。ライニング１２の曲率中心側の表面の半径（すべり軸受１の内径）は４５ｍｍである。なお、コンロッドや相手軸２の形状に応じてすべり軸受１の形状を決定すればよく、すべり軸受１の幅は１０〜３００ｍｍの間のいずれかの値であってもよいし、すべり軸受１の外径は２５〜１０００ｍｍの間のいずれかの値であってもよいし、すべり軸受１全体の厚さは１〜２０ｍｍの間のいずれかの値であってもよい。また、ライニング１２の厚さは０．０５〜１０ｍｍの間のいずれかの値であってもよいし、中間層１１の厚さは０．０２〜２ｍｍの間のいずれかの値であってもよい。以下、内側とはすべり軸受１の曲率中心側を意味し、外側とはすべり軸受１の曲率中心と反対側を意味することとする。ライニング１２の内側の表面は、相手軸２の摺動面を構成する。

裏金１０は、Ｃを０．１５ｗｔ％含有し、Ｍｎを０．０６ｗｔ％含有し、残部がＦｅと不可避不純物とからなる低炭素鋼で形成されている。なお、裏金１０は、ライニング１２を介して相手軸２からの荷重を支持できる材料で形成されればよく、必ずしも鋼で形成されなくてもよい。

中間層１１は、裏金１０とライニング１２との間に形成された層である。つまり、中間層１１は、裏金１０の内側、かつ、ライニング１２の外側に積層された層である。中間層１１は、アルミニウム合金によって形成されている。具体的に、中間層１１は、Ｃｕを３ｗｔ％含有し、Ｚｒを０．１５ｗｔ％含有し、Ｔｉを０．０２ｗｔ％含有し、Ｃｒを０．０８ｗｔ％含有し、残部がＡｌと不可避不純物とからなる。なお、すべり軸受１の各層を構成する元素の質量は、ＩＣＰ発光分光分析装置（島津製作所製ＩＣＰＳ−８１００）によって計測した。

中間層１１のビッカース硬さ（硬度）を計測したところ、室温（２０℃）におけるビッカース硬さは７０であった。ライニング１２および裏金１０と接合する前の中間層１１の試料を作成し、当該試料のビッカース硬さを計測した。ビッカース硬さは、マイクロビッカース硬さ計（明石製作所製 ＭＶＫ−ＥII）によって、５０〜４００ｇの荷重で試験片上の測定点に形成した圧痕の大きさ（２個の対角線の長さの平均値）を測定点のビッカース硬さとして計測した。試験片上における３〜７点の測定点にて測定したビッカース硬さの平均値を中間層１１のビッカース硬さとして採用した。

また、中間層１１の任意の断面を観察したところ、中間層１１に含有されているＡｌ以外の成分（Ｃｕ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｃｒ）とＡｌとで形成された金属間化合物が存在していないことが確認された。すなわち、中間層１１に含有されているＡｌ以外の成分（以下、含有成分）の全量が、Ａｌのマトリクス中において固溶体を形成していることが確認された。

含有成分の量は以下のようにして解析した。電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）（日本電子製 ＪＸＡ８１００）を用いて、波長分散型Ｘ線分光法により中間層１１のマトリクス上（析出物以外）の含有成分の量を点分析で１０点以上計測し、その平均値を含有成分の固溶量として計測した。さらに５００倍以上の倍率で４視野以上の視野全体における含有成分の量を含有成分の総量として計測した。さらに、含有成分の固溶量を、含有成分の総量で除算した百分率を、含有成分のうちＡｌと金属間化合物を形成している成分の割合である固溶割合として計測した。そして、固溶割合が、実質的に１００％（例えば９８％以上）である場合に、含有成分の全量が、Ａｌのマトリクス中において固溶体を形成していると見なした。なお、分析時の電子線マイクロアナライザの電子線の加速電圧は１０ｋＶとした。

ライニング１２は、中間層１１の内側に積層された層である。１．２ｗｔ％のＣｕと、０．１５ｗｔ％のＣｒと、０．２ｗｔ％のＺｒと、６ｗｔ％のＳｎと、５ｗｔ％のＳｉと、０．０３ｗｔ％のＴｉとを含有し、残部がＡｌと不可避不純物とからなる。Ｚｒのうちの８０ｗｔ％（ライニング１２全体のうちの１６ｗｔ％）がＡｌと金属間化合物を形成し、Ｚｒのうちの残部がＡｌと固溶体を形成している。すなわち、ライニング１２を電子線マイクロアナライザによって解析することにより、ライニング１２の含有成分としてのＺｒの固溶割合を計測したところ、当該Ｚｒの固溶割合は８０ｗｔ％であった。

すべり軸受１の耐疲労性能値を計測したところ、１１０ＭＰａであった。耐疲労性能値とは、後述する往復動荷重試験機によって疲労試験を行った場合に疲労破壊が生じなかった面圧の上限値である。また、疲労破壊が生じたとは、疲労試験においてライニング１２にて生じたクラックが中間層１１を貫通し、裏金１０まで伝播することにより、中間層１１とライニング１２とからなるＡｌ合金層が裏金１０から浮き上がることを意味する。

図２Ａは、往復動荷重試験機によって行った疲労試験の模式図である。図２Ａに示すように、長さ方向の両端に円柱状の貫通穴が形成されたコンロッドＲを用意し、一端の貫通穴にて相手軸２（ドットハッチング）を軸受けさせた。なお、相手軸２を軸受けするコンロッドＲの貫通穴の内周面に、２個のすべり軸受１（斜めハッチング）を円筒形に組み合わせた状態で取り付けた。相手軸２の軸方向におけるコンロッドＲの両外側において相手軸２を軸受けし、単位時間あたりの回転数が３０００回転／分となるように相手軸２を回転させた。相手軸２とは反対側のコンロッドＲの端部を、コンロッドＲの長さ方向に往復移動する移動体Ｆに連結し、当該移動体Ｆの往復荷重を、疲労試験を行うごとに変化させた。また、単位時間あたりの移動体Ｆの往復回数が３０００回／分となるように移動体Ｆを往復させた。また、コンロッドＲと相手軸２との間に、エンジンオイル（ＣＦ−４ １０Ｗ−３０）を給油した。また、試験時のすべり軸受１の温度が１８０℃となるようにエンジンオイルの温度を調整した。なお、相手軸２は、高周波焼入れを行った炭素鋼（Ｓ５５Ｃ）とした。そして、相手軸２の回転数（移動体Ｆの往復回数）が１０⁷回となるまで、すべり軸受１の疲労試験を継続した。疲労試験後において摺動面に亀裂が生じなかった上限の移動体Ｆの往復荷重を特定し、当該往復荷重を相手軸２とすべり軸受１との接触面積で除算した面圧を耐疲労性能値として計測した。

また、すべり軸受１の耐焼付性能値を計測したところ、９５ＭＰａであった。耐焼付性能値とは、後述する静荷重試験機によって焼付試験を行った場合に焼付きが生じなかった面圧の上限値である。

図２Ｂは、静荷重試験機によって行った焼付試験の模式図である。図２Ｂに示すように、円柱状の相手軸２（ドットハッチング）を軸受けしたすべり軸受１（斜めハッチング）を用意し、すべり軸受１を相手軸２の径方向の外側から一対の保持体Ｓによって支持した。単位時間あたりの回転数が１３００〜８０００回転／分となるように相手軸２を回転させた。また、相手軸２の中心軸と垂直に交差する軸上において、一対の保持体Ｓを互いに相手軸２の中心軸に向けて接近させる静荷重を作用させ、当該静荷重の大きさを５ＭＰａずつ漸増させた。また、少なくともすべり軸受１の全体がエンジンオイルＯ（ＳＮ ０Ｗ−２０）中に浸漬するようにオイル浴中で焼付試験を行った。相手軸２を回転に要するトルクが所定値以上となった場合と、すべり軸受１の温度が所定温度以上となった場合とにおいて、静荷重試験機を停止させるとともに、静荷重試験機の停止直前に一対の保持体Ｓに作用させていた面圧（単位接触面積あたりの静荷重）を耐焼付性能値として計測した。
所定温度とは、目標温度に許容上昇温度を加算した温度である。目標温度は２０〜４０℃（室温）である。すべり軸受１の温度が目標温度となるようにオイル浴のエンジンオイルＯの温度を調整した。許容上昇温度とは、焼付きが生じていない正常な摩擦状態で上昇し得るすべり軸受１の温度であり、目標温度からの上昇温度が許容上昇温度以上となった場合に、焼付きが生じたと見なすことができる。焼付試験において焼付きが生じなかった上限の静荷重を特定し、当該静荷重を相手軸２とすべり軸受１との接触面積で除算した面圧を耐焼付性能値として計測した。

以上説明したように、すべり軸受１の耐疲労性能値は１１０ＭＰａであり、良好な耐疲労性を有することが分かった。また、すべり軸受１の耐焼付性能値は９５ＭＰａであり、良好な耐焼付性を有することが分かった。ライニング１２において、Ｚｒのうち８０ｗｔ％がＡｌと硬質の金属間化合物を形成することにより、ライニング１２の硬度を大きくすることができ、耐疲労性を向上させることができたと考えられる。さらに、ライニング１２において、Ｚｒのうち金属間化合物を形成しなかった残部がＡｌと固溶体を形成することにより、ライニング１２のマトリクスを強化することができ、耐疲労性を向上させることができたと考えられる。

中間層１１において、Ａｌ以外の成分（Ｃｕ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｃｒ）がＡｌと固溶体を形成することにより、マトリクスを強化することができ、耐疲労性を向上させることができたと考えられる。さらに、中間層１１において、Ａｌ以外の成分の全量がＡｌと固溶体を形成するため、Ａｌ以外の成分とＡｌとの金属間化合物が形成されることはなく、金属間化合物やその界面が疲労時にクラックの起点や通過点となることを防止できたと考えられる。すなわち、ライニング１２において発生したクラックが中間層１１を伝播することを防止できたと考えられる。また、中間層１１のビッカース硬さを８０以下に抑制することにより、中間層１１の延性や靱性を確保することができるため、ライニング１２において発生したクラックが中間層１１を伝播することを防止できたと考えられる。さらに、中間層１１の厚さが４０μｍであるため、ライニング１２において発生したクラックが中間層１１と裏金１０との界面まで伝播することを防止でき、耐疲労性を向上させることができたと考えられる。ライニング１２において発生したクラックが中間層１１と裏金１０との界面まで伝播することを防止できるため、中間層１１とライニング１２とからなるＡｌ合金層が裏金１０から浮き上がることを防止できとた考えられる。従って、Ａｌ合金層が裏金１０から浮き上がった部分にて摩擦熱が集中して発生することも防止でき、結果として良好な耐焼付性が得られたと考えられる。

（２）すべり軸受の製造方法：
本実施形態においてすべり軸受１は、ａ．ライニング板の形成、ｂ．中間層板の形成、ｃ．圧着、ｄ．切断、ｅ．機械加工の各工程を順に行うことにより製造される。以下、各工程について説明する。

ａ．ライニング板の形成
まず、１．２ｗｔ％のＣｕと、０．１５ｗｔ％のＣｒと、０．２ｗｔ％のＺｒと、６ｗｔ％のＳｎと、５ｗｔ％のＳｉと、０．０３ｗｔ％のＴｉとを含有するＡｌ合金が形成できるように、各成分の材料（Ｓｎインゴットと、他の含有成分とＡｌからなる母合金（Ａｌ−Ｃｕ（Ｃｕ：３０ｗｔ％）、Ａｌ−Ｃｒ（Ｃｒ：１ｗｔ％）、Ａｌ−Ｚｒ（Ｚｒ：１ｗｔ％）、Ａｌ−Ｔｉ（Ｔｉ：５ｗｔ％））を計量して用意した。次に、各成分の材料を、高周波誘導炉によって８５０℃まで加熱して、１５分保持した。これにより、ライニング１２の溶融材料が形成されることとなる。その後、多孔質バブリングパイプやランスパイプによって流量が２Ｌ／ｍｉｎとなるように、２０秒以上Ａｒガスの気泡を分散噴出させて、水素ガスや介在物の除去を行い、５分以上静置した。

次に、ライニング１２の溶融材料を鋳型に注入し、当該鋳型の開口からライニング１２の溶融材料を鋳造方向に引き抜くことにより、ライニング１２の原形となるライニング板を形成した。

さらに、ライニング板に対して、圧延を行いながら焼鈍を行った。この焼鈍工程では、３０５℃〜４００℃の低温焼鈍と、４００℃〜４７５℃の高温焼鈍とを、互いの温度差が１０℃以上となるように行った。低温焼鈍と高温焼鈍の焼鈍時間はそれぞれ４０〜１８０分として、低温焼鈍と高温焼鈍の焼鈍時間を調整することにより、ＺｒのうちのＡｌと金属間化合物を形成する成分の割合を調整した。ＺｒのうちのＡｌと金属間化合物を形成する成分の割合を大きくするには焼鈍時間を長くすればよく、金属間化合物を形成する成分の割合を小さくするには焼鈍時間を短くすればよい。例えば、高温焼鈍温度（４４０〜４７５℃）にて８０分以上１６０分以下の長さで焼鈍を行うことにより、Ｚｒの固溶割合を大きくしてもよい。高温焼鈍温度にて４０分以上８０分未満の長さで焼鈍を行うことにより、Ｚｒの固溶割合を小さくしてもよい。

ｂ．中間層板の形成
まず、３ｗｔ％のＣｕと、０．１５ｗｔ％のＺｒと、０．０２ｗｔ％のＴｉと、０．０８ｗｔ％のＣｒとを含有するＡｌ合金が形成できるように、各成分の材料（Ｓｎインゴットと、他の含有成分とＡｌからなる母合金（Ａｌ−Ｃｕ（Ｃｕ：３０ｗｔ％）、Ａｌ−Ｃｒ（Ｃｒ：１ｗｔ％）、Ａｌ−Ｚｒ（Ｚｒ：１ｗｔ％）、Ａｌ−Ｔｉ（Ｔｉ：５ｗｔ％））を計量して用意する。次に、各成分の材料を、高周波誘導炉によって８５０℃まで加熱して、１５分保持した。これにより、中間層１１の溶融材料が形成されることとなる。その後、多孔質バブリングパイプやランスパイプによって流量が２Ｌ／ｍｉｎとなるように、２０秒以上Ａｒガスの気泡を分散噴出させて、水素ガスや介在物の除去を行い、５分以上静置した。次に、中間層１１の溶融材料を鋳型に注入し、当該鋳型の開口から中間層１１の溶融材料を鋳造方向に引き抜くことにより、中間層１１の原形となる中間層板を形成した。なお、中間層板は、押出成形によって形成されてもよい。また、中間層板の形成後に圧延を行うことによって、中間層板の厚さを調整した。

ｃ．圧着
次に、ライニング板と中間層板とを厚さ方向に重ね合わせた状態で圧延を行うことにより、ライニング板と中間層板とが圧着されたＡｌ圧着板を形成した。そして、Ａｌ圧着板に対して所定の熱処理を行うことにより、Ａｌ圧着板の圧着を完了させた。
さらに、裏金１２の原形となる低炭素鋼板を用意し、低炭素鋼板とＡｌ圧着板と厚さ方向に重ね合わせた状態で圧延を行うことにより、Ａｌ圧着板と低炭素鋼板とが圧着されたすべり軸受１の圧延板を形成した。そして、すべり軸受１の圧延板に対して所定の熱処理を行うことにより、すべり軸受１の圧延板の圧着を完了させた。
ライニング板と中間層板と低炭素鋼板との圧着においては、冷間圧延を行ってもよいし、熱間圧延を行ってもよい。また、圧着における各板の厚さの減少量（圧延率）を考慮し、すべり軸受１の圧延板の圧着後に狙いの厚さとなるように、圧着前のライニング板と中間層板と低炭素鋼板の厚さを調整しておけばよい。

ｄ．切断
次に、すべり軸受１の圧延板を所定の大きさごとに切断した。所定の大きさとは、後述する機械加工を行うことにより、すべり軸受１が形成できる大きさであり、すべり軸受１が取り付けられるコンロッドの形状によって定まる大きさである。

ｅ．機械加工
最後に、切断後のすべり軸受１の圧延板に対してプレス加工を行うことにより、半割形状のすべり軸受１を形成した。さらに、切削加工によって形状や表面状態を仕上げることにより、すべり軸受１を完成させた。

（３）実験結果：
表１は、すべり軸受１の各試験片（本発明の実施例１〜４，比較例１〜３）の機械特性（耐疲労性能値、耐焼付性能値）を測定した結果を示す。前記実施形態は、実施例４と同一の構成を有する。各試験片は、上述したすべり軸受の製造方法と同様の手法によって製造した。各機械特性は上述した実施形態と同様の手法によって計測した。

表１に示すように、実施例１〜４のライニング１２において、Ｚｒのうち４５〜８５ｗｔ％が金属間化合物を形成し、残部が固溶体を形成することにより、実施例１〜４のライニング１２の硬度を向上させ、良好な耐疲労性を得ることができた。ここで、Ａｌ合金中におけるＺｒは、金属間化合物の析出量と固溶体を形成する量とのバランスを熱処理の時間等によって調整しやすい成分である。また、粒界に析出しやすいＳｎ（７ｗｔ％以下）を多く含まない場合、Ｓｎに起因する粒界の破壊よりも、マトリクス粒内の破壊が支配的となる。従って、Ｚｒのうちライニング１２にて固溶体を形成する量を調整することにより、効果的にライニング１２の耐疲労性を向上させることができる。従って、ライニング１２におけるＺｒの固溶割合に注目することにより、所望の耐疲労性を実現するための熱処理時間の管理（条件出し）が容易となる。

また、実施例１〜４において、中間層１１のビッカース硬さを３０〜７０とし、厚さを３５〜４０μｍとすることにより、中間層１１によってクラックの伝播を防止でき、耐疲労性および耐焼付性を向上させることができた。中間層１１が適度な厚さと延性と靱性を備えて塑性変形が可能となることにより、クラックが裏金１０まで伝播することを防止できたものと考えられる。また、中間層１１に硬質の金属間化合物が含まれないため、金属間化合物が中間層１１と裏金１０との剥離の起点となることも防止でき、裏金１０から中間層１１が浮き上がる疲労破壊を防止できた。

比較例３は、中間層１１のビッカース硬さが大き過ぎるとともに、中間層１１が薄すぎるため、中間層１１が塑性変形によってクラックの伝播を防止することができず、良好な耐疲労性と耐焼付性が発揮できなかったと考えられる。比較例１は、中間層１１のビッカース硬さと厚さとが小さ過ぎるため、良好な耐疲労性と耐焼付性が発揮できなかったものと考えられる。比較例１，３は、ライニング１２において硬質相としての金属化合物の量が大きすぎたために、良好な耐疲労性と耐焼付性が発揮できなかったものと考えられる。さらに、比較例２は、ライニング１２において硬質相としての金属化合物の量が不足したために、良好な耐疲労性と耐焼付性が発揮できなかったものと考えられる。

（４）他の実施形態：
前記実施形態においては、本発明のすべり軸１をコンロッドに使用したが、すべり軸受１の用途はコンロッドに限定されない。例えば、本発明のすべり軸１をスラスト軸受に適用してもよい。また、すべり軸受１は、ライニング１２上にオーバーレイが形成されてもよく、当該オーバーレイは金属層であってもよいし樹脂層であってもよい。

本発明においては、固溶強化成分の全量がライニング１２のマトリクスに固溶すればよく、０．３ｗｔ％以上かつ５．０ｗｔ％以下のＭｇを固溶強化成分として含有してもよい。ライニング１２においてＭｇを０．３ｗｔ％以上とすることにより固溶強化によって耐疲労性を良好にすることができ、ライニング１２においてＭｇを５．０ｗｔ％以下とすることによりＭｇの全量をマトリクスに固溶させることができる。同様に、０．３ｗｔ％以上かつ５．０ｗｔ％以下のＡｇを固溶強化成分として含有してもよい。さらに、０．３ｗｔ％以上かつ２．０ｗｔ％以下のＣｕを固溶強化成分として含有してもよい。また、ＣｕおよびＡｇを双方ともライニング１２に含有させてもよく、ＣｕおよびＡｇの合計を６．０ｗｔ％以下となるようにすることにより、ＣｕおよびＡｇの全量をマトリクスに固溶させることができる。ＣｕとＡｇとは、Ａｌ中に同時に含まれても金属間化合物を形成しないため、双方ともライニング１２において固溶することができる。

中間層１１における固溶成分の含有量は、固溶成分の全量がマトリクスにて固溶体を形成できる固溶限以下の量であればよく、中間層１１のビッカース硬さが適度となるように固溶成分の含有量を固溶限以下の範囲内で調整すればよい。中間層１１の厚さは２０μｍ以上であればよく、ライニング１２が含有するＺｒのうち金属間化合物を形成する割合が大きくなるほど、中間層１１の厚さを大きくしてもよい。また、中間層１１において、Ｚｎ，Ｃｕ，Ｍｇ，Ｌｉ，Ｍｎ，Ｖ，Ｚｒ，Ｆｅ，Ｍｏ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｈｆ，Ｓｃ，Ｔｉ，Ｗのなかから少なくとも１種類選択された固溶成分の全量が固溶体を形成すればよく、固溶成分以外の成分は必ずしも中間層１１にて固溶体を形成しなくてもよい。

１…すべり軸受、２…相手軸、１０…裏金、１１…中間層、１２…ライニング、Ｆ…移動体、Ｒ…コンロッド、Ｓ…保持体。

Claims (1)

1. ３ｗｔ％以上かつ７ｗｔ％以下のＳｎと、１ｗｔ％以上かつ８ｗｔ％以下のＳｉと、０．０５ｗｔ％以上かつ３ｗｔ％以下のＣｒと、０．０５ｗｔ％以上かつ０．３ｗｔ％以下のＺｒと、０．０１ｗｔ％以上かつ０．５ｗｔ％以下のＴｉと、３ｗｔ％以下のＣｕまたはＭｇと、０ｗｔ％以上かつ９ｗｔ％以下のＢｉと、を含有し、残部がＡｌと不可避不純物とからなるとともに、Ｚｒのうちの１０ｗｔ％以上かつ９０ｗｔ％以下がＡｌと金属間化合物を形成し、Ｚｒのうちの残部がＡｌと固溶体を形成しているライニングと、
   裏金と、
   Ｚｎ，Ｃｕ，Ｍｇ，Ｌｉ，Ｍｎ，Ｖ，Ｚｒ，Ｆｅ，Ｍｏ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｈｆ，Ｓｃ，Ｔｉ，Ｗのなかから少なくとも１種類選択された固溶成分を０．０１ｗｔ％以上含有し、残部がＡｌと不可避不純物とからなるとともに、
   Ａｌ合金によって、厚さが２０μｍ以上であり、ビッカース硬さが３０以上かつ８０以下となるように前記裏金と前記ライニングとの間に形成された中間層と、
   を備え、
   前記Ａｌ合金においては、前記中間層の断面上の視野のうちマトリクス上における前記固溶成分の濃度である固溶量を、前記視野全体における前記固溶成分の濃度である総量で除算して得られた固溶割合が９８％以上となるように、前記固溶成分がＡｌと固溶体を形成している、
   ことを特徴とするすべり軸受。

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