JP6285760B2 - すべり軸受用アルミニウム圧延合金およびすべり軸受 - Google Patents

Description

本発明は、すべり軸受用アルミニウム圧延合金およびすべり軸受に関する。

１〜１５ｗｔ％のＳｎを含有するアルミニウムを圧延し、圧延後に温度差が１０℃以上となるように３００〜４００℃の室温焼鈍と４００〜４８０℃の高温焼鈍とを行うことにより、すべり軸受用合金を形成することが知られている（特許文献１、参照）。特許文献１においては、室温焼鈍と高温焼鈍とを行うことにより、ＳｉやＣｒやＺｒを含む硬質の金属間化合物の析出を促進し、当該析出した金属間化合物によって高面圧下での耐疲労性を向上させることができる。また、Ｓｎを析出させることにより、摩擦抵抗を抑制し、耐焼付性を向上させることができる。

特許第３８６８６３０号

しかしながら、Ｓｎによって高温での硬度が大きく減少するという問題があった。特許文献１において、高温での耐疲労性を十分に確保しようとすると、Ｓｎによる硬度の減少を見越して、室温での硬度を大きくしておかなければならない。つまり、特許文献１において、高温での耐疲労性を十分に確保しようとすると、金属間化合物の析出量を増大させなければならなくなる。その結果、金属間化合物と相手軸とが直接接触しやすくなり、金属間化合物と相手軸との間の摩擦熱によって焼付きが発生し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、耐焼付性と高温での耐疲労性とを両立できるすべり軸受用アルミニウム圧延合金および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用アルミニウム圧延合金は、固溶強化成分と析出強化成分とを含有し、残部は不可避不純物とＡｌとからなる。析出強化成分は、０．０５ｗｔ％以上かつ０．３５ｗｔ％以下のＣｒと、０．０５ｗｔ％以上かつ０．３ｗｔ％以下のＭｎと、０．０５ｗｔ％以上かつ０．３ｗｔ％以下のＺｒとのうち少なくとも１種類で構成され、これらを含んだ化合物または合金が硬質相としてマトリクス中に析出することにより、軸受用アルミニウム圧延合金の硬度を大きくすることができる。一方、固溶強化成分は、０．３ｗｔ％以上かつ５．０ｗｔ％以下のＭｇ、０．３ｗｔ％以上かつ５．０ｗｔ％以下のＡｇ、０．３ｗｔ％以上かつ２．０ｗｔ％以下のＣｕ、または、合計が０．３ｗｔ％以上かつ６．０ｗｔ％以下のＣｕおよびＡｇであり、これらがマトリクス中に固溶することにより、軸受用アルミニウム圧延合金の硬度を大きくすることができる。

ＭｇとＡｇとＣｕとは、マトリクスとの親和性が高く、マトリクスに固溶することにより、マトリクスの結晶構造に歪みを持たせることができる。この歪みにより、転位の移動を抑制でき、高温においても硬度の低下を抑制できる。そのため、室温での硬度を過度に高くしなくても、高温における硬度を十分に確保できる。また、固溶強化を行うことにより析出強化成分で構成される硬質相の析出量を抑制できるため、繰返し荷重を受けた場合に、硬質相の界面にて疲労破壊の起点となる亀裂が発生することを防止できる。さらに、固溶強化を行うことにより硬質相の析出量を抑制できるため、硬質相と相手軸との間の摩擦熱を抑制して耐焼付性を向上させることができる。以上説明したように、本発明のすべり軸受用アルミニウム圧延合金では、耐焼付性と高温での耐疲労性とを両立できる。

また、硬質相と相手軸との間の摩擦熱を抑制することを目的として、Ｓｎを含有させなくてもよいため、Ｓｎによって高温での硬度が小さくなることを防止できる。例えば、１８０℃における硬度が、室温における硬度の８５％以上かつ９５％以下となるように構成されてもよい。これにより、室温での硬度を大きくするために、析出強化成分で構成される硬質相の析出量を大きくしなくても、高温における硬度を十分に確保できる。従って、耐焼付性と高温での耐疲労性とを両立できる。また、Ｓｎを含有させなくてもよいため、Ｓｎによる白化に留意することなく、容易に圧延を行うことができる。

さらに、上述したすべり軸受用アルミニウム圧延合金を加工することによりすべり軸受を形成してもよい。これにより、耐焼付性と高温での耐疲労性とを両立できるすべり軸を形成できる。さらに、すべり軸受用アルミニウム圧延合金と、裏金との間にＡｌまたはＡｌ合金の中間層が接合されたすべり軸受を形成してもよい。これにより、すべり軸を強化できる。また、本発明のすべり軸受の用途は、特に限定されない。特に、本発明のすべり軸受を、使用温度範囲が広く、かつ、高面圧下において使用することにより、本発明の効果を発揮できる。

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。 （３Ａ）は高温での耐疲労性能値を示すグラフ、（３Ｂ）は高温での耐焼付性能値を示すグラフ、（３Ｃ）は室温での耐焼付性能値を示すグラフ、（３Ｄ）は各温度でのビッカース硬さを示すグラフである。

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みを有している。裏金１０の厚みは２ｍｍであり、中間層１１の厚みは０．０５ｍｍであり、ライニング１２の厚みは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５０ｍｍ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０．５〜１８ｍｍ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０．０１〜２ｍｍ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、Ｌｉを１ｗｔ％含有し、Ｍｎを０．５ｗｔ％含有し、Ｍｇを０．３ｗｔ％含有し、Ｚｒを０．１ｗｔ％含有し、残部がＡｌと不可避不純物とからなるアルミニウム合金で形成されている。

ライニング１２は、中間層１１の内側に積層された層であり、本発明のすべり軸受用アルミニウム圧延合金で形成される。すなわち、本発明のすべり軸受用アルミニウム圧延合金を成形することにより、ライニング１２が形成される。ライニング１２は、固溶強化成分と析出強化成分とを含有し、残部は不可避不純物とＡｌとからなる。

具体的に、ライニング１２の析出強化成分は、０．２ｗｔ％のＭｎである。Ｍｎはライニング１２中においてＡｌ−Ｍｎ化合物を形成し、Ａｌ−Ｍｎ化合物はライニング１２中において硬質相として析出している。一方、ライニング１２の固溶強化成分は、３．５ｗｔ％のＭｇであり、Ｍｇは全量マトリクス中に固溶している。また、ライニング１２の不可避不純物はＳｉ，Ｚｎ，Ｖ，Ｆｅ，Ｔｉ，Ｂ等であり、精錬もしくはスクラップにおいて混入する不純物である。不可避不純物の含有量は、全体で１．０ｗｔ％以下である。
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。

ライニング１２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６４．４であり、１８０℃におけるビッカース硬さは５９．０であった。そのため、１８０℃におけるライニング１２のビッカース硬さを、室温におけるライニング１２のビッカース硬さで除算した硬度比は９２％であった。ライニング１２のビッカース硬さを計測するための試験片は、半割形状へと機械加工する前における板状のすべり軸受用アルミニウム圧延合金の表面を鏡面に仕上げることにより用意した。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、１００ｇ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７点の測定点にて測定したビッカース硬さの平均値をライニング１２のビッカース硬さとして採用した。また、ヒーター上に試験片を載置することによって試験片を加熱した。

ライニング１２の耐疲労性能値を計測したところ、１３５ＭＰａ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、疲労試験後の摺動面に亀裂が生じていたことを意味する。

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。

摺動面を構成するライニング１２の耐焼付性能値を計測したところ、室温において９５ＭＰａであり、高温において１００ＭＰａ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。高温での耐焼付性能値を計測する際の目標温度は１６０〜１８０℃であり、室温での耐焼付性能値を計測する際の目標温度は２０〜４０℃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、１８０℃におけるライニング１２のビッカース硬さは、室温におけるビッカース硬さの９２％であり、室温における硬度を過度に大きくしなくても、高温における硬度を確保できる。そのため、高温において良好な耐疲労性能値が得られた。ライニング１２を固溶強化成分としてのＭｇによって強化できるため、ライニング１２のマトリクス中に硬質相を多量に析出させなくても済む。すなわち、硬質相としてのＡｌ−Ｍｎ化合物の析出量を抑制できるため、硬質相と相手軸２との間の摩擦熱によって生じる焼付きを防止できる。また、すべり軸受１を製造する際に、Ａｌ−Ｍｎ化合物を多量に析出させるための温度管理をしなくても済む。さらに、硬質相の析出量を抑制できるため、潤滑性を確保するためにＳｎを含有させなくても済み、高温での硬度をより確保しやすくできるとともに、圧延を容易に行うことができる。

（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．溶融、ｂ．連続鋳造、ｃ．冷間圧延、ｄ．自然冷却、ｅ．切断、ｆ．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．溶融
まず、Ｍｇが３．５ｗｔ％となり、Ｍｎが０．２ｗｔ％となるように、ＡｌのインゴットとＡｌ−Ｍｇ（Ａｌ：１０ｗｔ％）のインゴットとＡｌ−Ｍｎ（Ａｌ：５ｗｔ％）のインゴットとをそれぞれ計量して用意する。次に、ＡｌのインゴットとＡｌ−ＭｇのインゴットとＡｌ−Ｍｎのインゴットとを、高周波誘導炉によって８５０℃まで加熱した。これにより、ＡｌとＭｇとＭｎとが融解し、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、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った。

ｂ．連続鋳造
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の連続鋳造板を形成する。連続鋳造によって形成されるライニング１２の連続鋳造板の厚みは３〜２０ｍｍとした。

ｃ．冷間圧延
次に、ライニング１２の連続鋳造板を、ライニング１２の厚さとなるまで冷間圧延する。この冷間圧延において、３２５〜３７５℃の範囲で焼鈍を繰り返して行うことにより、加工硬化を防止する。ライニング１２の連続鋳造板は、必ずしも冷間圧延によって圧延されなくてもよく、熱間圧延によって圧延されてもよい。また、ライニング１２の連続鋳造板とともに、中間層１１のアルミニウム合金板を冷間圧延することにより、ライニング１２の連続鋳造板と中間層１１のアルミニウム合金板とを圧着（接着）する。なお、中間層１１のアルミニウム合金板は、ライニング１２の連続鋳造板と同様に、連続鋳造と圧延を行うことによって製造した。さらに、裏金１０の低炭素鋼板（市販品）も合わせて冷間圧延することにより、中間層１１のアルミニウム合金板側に裏金１０の低炭素鋼板を圧着した。以上により、ライニング１２の連続鋳造板と中間層１１のアルミニウム合金板と裏金１０の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。
ｄ．自然冷却
次に、すべり軸受１の圧延板を室温に放置し、自然冷却する。

ｅ．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する。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。

ｆ．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を形成する。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を完成させる。

（３）実験結果：
表１は、ライニング１２の各試験片（本発明の実施例１〜８，比較例１〜４）の機械特性（ビッカース硬さ、硬度比、耐疲労性能値、耐焼付性能値）を測定した結果を示す。
実施例１〜８の各試験片は、上述したすべり軸受の製造方法（ｆ．機械加工を除く）と同様の手法によって製造した。ただし、冷間圧延において中間層１１と裏金１０とをライニング１２に圧着せず、機械加工においてはライニング１２の表面の鏡面仕上げのみを行った。比較例１〜４の各試験片は、特許第３８６８６３０号に記載されたライニングの製造方法によって製造した。すなわち、ＣｒやＭｎやＺｒやＳｉを含む硬質相の析出が促進されるように比較例１〜４の各試験片を製造した。また、比較例１〜４の各試験片はＳｎを含有するのに対して、実施例１〜８の各試験片はＳｎを含有しない。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。

図３Ａは、室温と１８０℃との間の硬度比（横軸）と、１８０℃における耐疲労性能値（縦軸）との関係を示すグラフである。図３Ｂは、室温と１８０℃との間の硬度比（横軸）と、室温における耐焼付性能値（縦軸）との関係を示すグラフである。図３Ｃは、室温と１８０℃との間の硬度比（横軸）と、１８０℃における耐焼付性能値（縦軸）との関係を示すグラフである。図３Ａ〜３Ｃに示すように、実施例１〜８は、比較例１〜４よりも、室温と１８０℃との間の硬度比が１００％に近い値になることが分かった。図３Ａ〜３Ｃに示すように、室温と１８０℃との間の硬度比が大きい実施例１〜８は、室温と１８０℃との間の硬度比が小さい比較例１〜４よりも耐疲労性能値と耐焼付性能値とが良好となることが分かった。比較例１〜４では、ＣｒやＭｎやＺｒやＳｉを含む硬質相を積極的に析出させているが、Ｓｎの影響によって高温での耐疲労性が確保できなかったものと考えられる。

図３Ｄは、実施例２と比較例３，４について、温度（横軸）と、ビッカース硬さ（縦軸）との関係を示すグラフである。同図において、実施例２は、比較例３，４と比較して、高温でも室温に近い硬度が維持できていることが分かった。比較例４では、高温での硬度が不足しており、高温での耐疲労性も確保できていないことが分かった。また、比較例３のように高温でのビッカース硬さを大きくしようとすると、硬質相の析出を促進しなければならず、当該硬質相による摩擦熱が大きくなり、結果として耐焼付性が悪化してしまうことが分かった。これに対して、実施例２は、室温と高温とにおいてほぼ同等のビッカース硬さを維持でき、硬質相の析出量が過多となることもないため、耐焼付性と高温での耐疲労性とを両立できることが分かった。

（４）他の実施形態：
前記実施形態においては、本発明のすべり軸受用アルミニウム圧延合金によって形成したすべり軸受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、本発明のすべり軸受用アルミニウム圧延合金によってスラスト軸受を形成してもよい。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。

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 (4)

1. ０．３ｗｔ％以上かつ５．０ｗｔ％以下のＡｇ、０．３ｗｔ％以上かつ２．０ｗｔ％以下のＣｕ、または、合計が０．３ｗｔ％以上かつ６．０ｗｔ％以下のＣｕおよびＡｇを固溶強化成分として含有し、
   ０．０５ｗｔ％以上かつ０．３５ｗｔ％以下のＣｒと、０．０５ｗｔ％以上かつ０．３ｗｔ％以下のＭｎと、０．０５ｗｔ％以上かつ０．３ｗｔ％以下のＺｒとのうち少なくとも１種類を析出強化成分として含有し、
   残部が不可避不純物とＡｌとからなることを特徴とするすべり軸受用アルミニウム圧延合金。
2. １８０℃におけるビッカース硬さが、室温におけるビッカース硬さの８５％以上かつ９５％以下である、
   請求項１に記載のすべり軸受用アルミニウム圧延合金。
   
3. ０．３ｗｔ％以上かつ５．０ｗｔ％以下のＡｇ、０．３ｗｔ％以上かつ２．０ｗｔ％以下のＣｕ、または、合計が０．３ｗｔ％以上かつ６．０ｗｔ％以下のＣｕおよびＡｇを固溶強化成分として含有し、
   ０．０５ｗｔ％以上かつ０．３５ｗｔ％以下のＣｒと、０．０５ｗｔ％以上かつ０．３ｗｔ％以下のＭｎと、０．０５ｗｔ％以上かつ０．３ｗｔ％以下のＺｒとのうち少なくとも１種類を析出強化成分として含有し、
   残部が不可避不純物とＡｌとからなるすべり軸受用アルミニウム圧延合金と、
   前記すべり軸受用アルミニウム圧延合金と接着された低炭素鋼の裏金と、
   を備えることを特徴とするすべり軸受。
4. 前記すべり軸受用アルミニウム圧延合金と、前記裏金との間にＡｌまたはＡｌ合金の中間層が接着されている、
   請求項３に記載のすべり軸受。

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