JP6574302B2 - 多層滑り軸受要素 - Google Patents

Description

本発明は、支持層と、支持層に結合された結合層と、結合層に結合された軸受金属層とを含む複合材料製の多層滑り軸受要素であって、結合層が、アルミニウム製又は第１の軟質相フリーのアルミニウム基合金製であり、軸受金属層が、少なくとも１つの軟質相を含む第２のアルミニウム基合金製であり、結合層及び軸受金属層が溶融冶金結合により互いに結合されていて当該結合層と当該軸受金属層との間に結合ゾーンを形成しており、結晶粒が結合ゾーン内に形成されている、多層滑り軸受要素に関する。

本発明は、更に、多層滑り軸受要素の製造方法であって、二層原材料を製造する工程であって、複合化鋳造によって、当該原材料の第１の層を形成する第１のアルミニウム基合金及び当該原材料の第２の層を形成する第２のアルミニウム基合金から二層原材料を製造する工程と、当該二層原材料を、ロール圧接によって、多層滑り軸受の支持層を形成する基材に結合させる工程と、ロール圧接複合材料を仕上げ加工して多層滑り軸受要素を得る工程とを含む、多層滑り軸受要素の製造方法に関する。

近頃では、スチール−アルミニウム複合材料滑り軸受用の原材料は、主にロール圧接プロセスによって生産されている。この目的に合うように、スズフリーのアルミニウム合金の下部を有する軸受材料が、スチール上に直接ロール圧接される。スズを含有する典型的なアルミニウム合金、例えばＡｌＳｎ６Ｃｕ又はＡｌＳｎ４０Ｃｕなどは、スチールとの結合のために、例えば、スチールと軸受金属との間に配設される純アルミニウムの結合膜を追加的に必要とする。軸受金属と結合膜との間の予備結合は、もっぱらロール圧接という手段によって生成される。しかしながら、ロール圧接された複合材料の欠点は、結合プロセスでは、接着結合だけしか得られない点にある。

例えば欧州特許出願公開第0 966 333 A1号明細書又は独国特許第103 33 589 B4号明細書などの先行技術により、鋳造プロセスによってスチールに軸受金属合金を適用する方法も公知である。しかし、そのような原材料を用いての処理方法は、スチール−アルミニウムの材料の組み合わせでは使用できない。その理由は、鉄は、アルミニウム中に実質的に不溶であるからである（６５５℃でＦｅは０．０５２質量％、６００℃でＦｅは０．０２５質量％、５００℃でＦｅは０．００６質量％）。高温（例えば、４００℃超）では、鉄とアルミニウムとの間に、熱力学的に誘起される拡散反応が起こり、続いて、金属間相が形成される。これらは、複合材料の接着強度の著しい低下をもたらすので、望ましくない。

欧州特許出願公開第0 947 260 A1号明細書には、中間層を適用せずにスチール基材を直接的にクラッドするために、脱混合温度より高い温度になるまで加熱された溶融物を高い鋳造及び冷却速度で鋳造することによって滑り軸受を製造するための、偏晶合金の使用について開示されている。非偏晶合金（例えば、標準的なアルミニウム−スズ軸受合金）は除外され、直接クラッド化の用途には使用できない。なぜなら、特に、ロール圧接時には、元素スズがスチールとの結合を形成せず、及び／又は、充分な接着強度を生じないからである。

独国特許出願公開第20 14 497 A号明細書には、第１の工程でAludip法によりスチールストリップをＡｌ−Ｓｉ合金でコーティングし、その後、別の工程での鋳造によって、Ｓｎ及びＰｂを含有するアルミニウム合金を後者に適用する、滑り軸受の製造方法が開示されている。

英国特許出願公開第749,529 A号明細書には、滑り軸受の製造方法であって、まずアルミニウム板上にアルミニウム−スズ合金を鋳造することによって二層原材料を製造し、次に、この原材料を、アルミニウム−スズ合金が圧延後にスズフリー側を介してスチール基材に結合するように圧延する、滑り軸受けの製造方法が記載されている。

新世代のエンジンの性能レベルは、将来的に最高２０％増加することが予測されており、この事実は、軸受にかかる荷重が増大することを意味する。

したがって、本発明の目的は、より高い軸受荷重に対して良好に耐えることのできるアルミニウム基合金を軸受合金層として有する多層滑り軸受要素を提供することにある。

本発明のこの目的は、上で概説した多層滑り軸受要素によって達成される。その理由は、事実上、結合層と軸受金属層との間の結合ゾーンに連続的な粒界勾配が形成されるからである。

また、本発明の目的は、上で概説した方法によって達成される。この方法によれば、少なくとも３つの異なるゾーンを有する装置において、原材料を製造するための複合化鋳造プロセスが実施され、第１のゾーンにおいて、アルミニウムの第１のストランド又はアルミニウム基合金のうちの１種の第１のストランドを第１のアルミニウム（合金）溶融物から製造し、第２のゾーンにおいて、アルミニウム又は第１のアルミニウム（合金）溶融物のストランドを、それが凝固した第１の表面を有するまで冷却し、第３のゾーンにおいて、凝固した第１の表面上に、第２のアルミニウム（合金）溶融物に基づくアルミニウム又は他のアルミニウム基合金の第２のストランドが鋳造される。ただし、アルミニウムを使用する場合には、その他のストランドは、それぞれ第２のアルミニウム基合金から製造される。

支持層と軸受金属層との間に配設された結合層は、結合層と軸受金属層との間の結合強度を向上させ、そして、これらの２つの層間に、製造プロセスの結果として、顕微鏡で見える境界層は生じず、むしろ、粒界の領域における遷移が流れる、つまり、結合層から軸受金属層への連続的な粒界勾配が存在するという事実に起因して、接着強度が改善される。したがって、これらの２つの層間の粒界領域における断絶が回避される。このように得られた層結合の向上した強度は、亀裂伝播の点でも利点を有する。クラッド結合では、軸受金属層で生じた亀裂が結合膜に達したときに、その亀裂は、結合層材料に入り込まず又は必ずしも入り込まず、むしろ、その亀裂は、結合層／軸受金属層の境界面に沿って移動し、結果として層間剥離をもたらしうることが見出された。本発明により得られる層結合の場合、亀裂は、結合ゾーンに沿って伝播するのではなく、連続的な粒界勾配が存在するために結合層中に続き、亀裂は結合層の強度に応じて抑制されることがある。したがって、層間剥離を効果的に防止することが可能である。滑り軸受はそれ自体、トライボロジー用途への適性に乏しい材料に軸受ピンが接触するのを防止するために、もし亀裂による損傷を受けたとしても、依然として機能する確かな能力を有する。より高い強度（軸受材料の強度よりも高い強度）の結合層を使用した場合には、支持複合材料の総強度を具体的に意図された方法で調整することも変更することもできる。しかし、高強度の軸受材料を、幾分より軟らかくより高靭性の結合層と組み合わせることも可能であり、その場合には、制動特性を向上させることができる。これは、適応性及び制動特性などの特性を、それぞれの要求に適応させることが可能であることを意味する。高度の適応性が必要とされる用途の場合には、厚い軸受金属層と僅かに薄い結合層とを含む層構造が使用される。強度の優先度が高い場合には、逆の設計が考えられる。さらに、バイメタル効果（これは軸受シェルの膨張挙動及び耐久性に対して影響を及ぼす）は、結合層（強度、層厚、厚さ比）により影響を受けることがある。

多層滑り軸受要素の一実施形態によれば、結合層の第１のアルミニウム基合金及び／又は軸受金属層の第２のアルミニウム基合金が、少なくとも１種の（他の）合金元素を含有し、当該合金元素が、結合層と軸受金属層との間に形成された結合ゾーンにおいて濃度勾配を有する。また、この合金元素は軟質相元素であってもよく、その場合、当該軟質相元素を、多層滑り軸受要素の半径方向に少なくとも部分的に濃度勾配をもって備えることができる。この（他の）合金元素は、公知の様式で軸受金属に特定の特性し、例えば金属間相を形成する元素、例えばアルミナイドなどによって、例えば向上した潤滑能、より高い硬度などを付与する。硬度勾配を生じさせることによって、結合層及び軸受金属層の特性の遷移が「緩和される」ので、結合層と軸受金属層との間の結合強度をよりいっそう向上させることが可能となる。

多層滑り軸受要素の別の実施形態によると、結合層と軸受金属層との間に形成された結合ゾーン内の結晶粒の結晶粒度は、最大で１００μｍの平均直径を有する。したがって、結合層と軸受金属層との間のより大きな比表面積によって、結合強度を向上させることができる。

ノッチ効果の回避が原因で起こりうる亀裂伝播については、結合ゾーン内の結晶粒の総計に対して少なくとも２５％の割合の結晶粒が、少なくとも結合層と軸受金属層との間に形成された結合ゾーンにおいて、略球状の晶癖を有していれば、有利である。

多層滑り軸受要素の別の実施形態によると、結合層の第１のアルミニウム基合金は、少なくとも１種の軟質相元素を除いて、軸受金属層の第２のアルミニウム基合金と同じ定性的組成を有することができる。したがって、軟質相元素を例外として、２つの層内には同じ元素が存在する。そういう状況であれば、結合層及び軸受合金層のアルミニウム基合金は類似した凝固挙動を示すため、原材料の圧延挙動を向上させることができる。しかし、さらに、これは、かかる複合材料の再生利用性も向上させることができる。なぜなら、２つのアルミニウム基合金の性質が類似しているという事実は、原材料を製造するための回路に鋳造化合物を容易に戻すことができることを意味するからである。

本方法の一実施形態によると、第１のストランドの第１の表面に割り当てられた上部冷却回路と、第１のストランドの第２の表面に割り当てられた下部冷却回路とを有し、上部冷却回路の数が下部冷却回路の数よりも少ない冷却ライン内で、第１のストランドを冷却させることができる。このため、ストランド内の熱的条件に影響が及び易くなり、これにより、その後、第２のストランド上に鋳造された後、結合ゾーンにおける連続的な粒界勾配の形成が改善される。

第１のストランドは、第１の表面の領域において、１℃／ｓ〜１５℃／ｓの範囲から選択される全冷却ラインにわたって平均化された冷却速度で冷却されることが好ましい。第１の表面の領域において、第１のストランドを、第１のゾーンにおいて４００℃を下回らない温度に冷却する場合も好ましい。これらの特徴のうちの少なくとも１つによって、特に、これらの特徴の両方によって、結合ゾーンの層厚に影響が及ぶことがある。これは、軸受合金層に結合層を結合する接着強度に対しても、同様にプラスの効果を有する。

第２のストランドを鋳造する前に、第１のストランドを、側面の領域において冷却することが好ましい。横方向の冷却の結果として、一様な凝固前面が生じ、「サンプ深さ」は鋳造幅に依存しない。その結果、その後の鋳造プロセス中に、実質的に同じ熱的条件が鋳造幅に行きわたり、これにより、原材料の結合強度が有意に向上する。

第２のストランドを第１のストランドの第１の表面上に鋳造したら、第２のストランドを他の冷却回路を介して冷却することが可能であり、第２のストランドの凝固前面は、この他の冷却回路の上流で形成される。繰り返しになるが、本方法の本実施形態では、第１のストランド上での第２のストランドの液体溶融物の比較的長い滞留時間を選択することによって、結合強度を更に改善することができる。これは、さらに、第１のストランドから第２のストランドに向かう方向に誘導される片側凝固をもたらし、また、接着強度に対するプラスの効果も有し、この接着強度によって第２のストランドが第１のストランドに結合される。このように凝固が誘導されるという事実は、不純物や、例えば気孔又は鋳巣などの欠陥が、表面の方向に「移行する」、換言すれば、結合ゾーンから除去されることを意味する。それらの不純物及び欠陥が表面に存在していても問題にはならない。なぜなら、通常は、表面に機械的に仕上げ加工が施され、及び／又は、表面から材料が除去され、結果として、多層滑り軸受要素から何らかの不純物等が除去されるからである。この特異的に誘導された凝固を達成できるのは、事実上、第２のストランドに印加された少なくともエネルギーの大部分が、第１のストランドを介して分散し、結果として、第２のストランドが凝固した後、冷却装置によって積極的に冷却されることに起因する。

鋳造構造体における不純物及び／又は欠陥の「移行」に関しては、第１のアルミニウム基合金が実質的に球状構造で製造され、第２のアルミニウム基合金が実質的に樹枝状構造で製造される場合に、これにより反対方向への「逆移行」を防ぐ効果が高まるので有利である。

本方法の別の実施形態によると、第１及び第２のストランドを製造するために使用されるアルミニウム合金は、より高い融点を有するアルミニウム基合金の融点に対して最大で１５％異なる融点を有することができ、あるいは、もしアルミニウムを使用して第１又は第２のストランドを製造する場合には、他のストランドに使用されるアルミニウム基合金は、アルミニウムの融点よりも最大で１５％高い融点を有する。したがって、各材料を鋳造することによって、鋳造中に、２つの層が形成される際にこれらの２つの層間に起こる拡散プロセスにより結合を形成することを助ける温度まで、第１の材料を加熱できる。

鋳造区域におけるプロセスの速度及び熱的条件に関して、（鋳造状態での）層厚比Ｄが２：１〜１：１０の場合、この層厚比が基材の層厚と鋳造層の層厚との比であるのが有利であることが立証された。
より明解な理解のため、以下、添付の図面を参照しながら、本発明について更に詳しく説明する。これらの図面は、以下をそれぞれ示す単純化された概略図である。

図１は、先行技術により公知の、エッチングなしのいわゆる二材料滑り軸受のマクロ構造の構造である。 図２は、先行技術により公知の、粒界エッチングによる二材料滑り軸受のミクロ構造の構造である（支持体のミクロ構造は示されていない）。 図３は、アルミニウムの粒界エッチングによる、結合層金属と軸受金属との間の界面領域における図２に示した二材料軸受のミクロ構造の詳細である。 図４は、エッチングなしの、二材料滑り軸受用の本発明によって提案される原材料のマクロ構造の構造である。 図５は、粒界のエッチングによる、二材料滑り軸受用の本発明によって提案される原材料のミクロ構造の構造である（支持層のミクロ構造は示されていない）。 図６は、アルミニウムの粒界のエッチングによる、図２に示した原材料の結合層と軸受金属層との間の結合箇所のミクロ構造の詳細である。 図７は、多層滑り軸受要素の側面図である。 図８は、層状複合材料の一実施形態に基づく断面である。 図９は、多層滑り軸受要素用の原材料を製造するための装置の側断面図である。 図１０は、本発明によって得られた複合材料の捩り試験により求められた定性的な結合強度を従来の方法で製造された複合材料と比較した図である。 図１１は、本発明によって得られた複合材料の曲げ疲労強度を従来の方法で製造された複合材料と比較した図である。 図１２は、本発明によって得られた複合材料の曲げ疲労強度を従来の方法で製造された複合材料と比較した図である。 図１３は、本発明によって得られた複合材料の最大スカッフィング荷重を従来の方法で製造された複合材料と比較した図である。

最初に、それぞれ異なる実施形態に記載されている同じ部分が、同じ参照番号及び同じ構成要素名により示していることと、本明細書全体でなされる開示を、意味に関して同じ参照番号又は同じ構成要素名を有する同じ部分に置き換え可能であることを注記しておく。更に、説明のために選択された位置、例えば上部、下部、側部などは、具体的に記載されている図面に関するものであり、別の位置が記載されたときに、意味に関して、新たな位置に置き換え可能である。

本発明の理解をより明確にするため、ロール圧接に関連する先行技術について、簡単に説明する。

図１〜図３は、先行技術に基づくスチール−アルミニウム滑り軸受１の構造体の一部（巨視的及び微視的）を概略的に例示している。

この滑り軸受１は、スチール製の支持層２を有する。その上部に適用されているのは、純アルミニウム製の結合層３である。結合層３の上部に配設されているのは、滑り軸受１の減摩層を構成するアルミニウム合金製の軸受金属層４である。このアルミニウム合金は、最高で５０質量％のスズ含量を有する。スズ成分は、いわゆる軟質相５であり、混合摩擦を油潤滑では充分に防ぐことができない状況で、及び、滑り軸受１が完全に磨耗するような最悪の場合に、潤滑剤として使用される。スズは、アルミニウム合金中に異種成分として存在する。

結合層３は、支持層２と軸受金属層４との間の結合を生ずるようにもっぱら機能する。軸受金属層４中の軟質相５の割合のために、支持層２との直接的な結合を生じさせることは不可能である。この軸受構造の巨視的構造（図１）は、したがって、３種の異なる材料、つまり、スチール、純アルミニウム及びアルミニウム−スズ合金の組み合わせにより特徴付けられる。

図２及び３は、結合層３と軸受金属層４との間の結合のミクロ構造的な構造を例示している。線図を単純にするために、支持層のミクロ構造２は示されていない。２つの層の結晶粒構造及び軟質相５が概略的に示されている。

軸受金属層４のミクロ構造的な構造は、結合層３と軸受金属層４との間のはっきりした境界層６により特徴付けられる。境界層６は、したがって、結合層３のアルミニウム及び軸受金属層４のアルミニウムの結晶粒９，１０の相互に隣接する表面７，８によって形成される（図３）。粒界はもっぱら結晶構造が同じであるが配向が異なる領域を分けるために、結合層の金属結晶粒と軸受金属結晶粒との接触は、別の粒界を構成するわけではない。２つの材料間の接触は、むしろ、合成的に生成された界面であると見なされるべきである。

合成的に生成された界面は、通常、格子構造も配向も互いに一致しないという理由から、エネルギー的平衡状態になく、これは、隣接する結晶子及び／又は結晶粒の不均一性の生成をもたらす。

結合層３と軸受金属層４との間の全体的な結合に関して、この合成的に生成された境界層６は、エネルギー（例えば境界面エネルギー）の観点から、粒界ほど有利でないという欠点がある。巨視的な観点からすれば、これらの境界面との結合形成及び／又は結合の接着強度は有利ではない。

この点に関して、本発明は、結合強度の向上を意図としている。

本発明による多層滑り軸受は、フラットな原材料１１を形成することによって製造され、その一部が、例えば図４〜図６に示されている。

原材料１１は、結合層３と、結合層３に結合された軸受金属層４とを含み、及び／又は、これらの層からなる。この原材料１１は、結合層３を介して支持層３に結合されている。

結合層３は、アルミニウム又は第１のアルミニウム基合金から製造される。軸受金属層４は、第２のアルミニウム基合金から製造される。結合層３と軸受金属層４との間には、溶融冶金結合が形成される。

更に、結合ゾーン及び／又は結合領域１２が、結合層３と軸受金属層４との間に形成され、この２つの層間には連続的な粒界勾配が存在する。

図４〜図６を参照しながら後述するように、本発明との関連において連続的な粒界勾配という表現は、軸受金属層４及び結合層３のアルミニウムの少なくとも結晶粒９，１０間に光学顕微鏡で識別可能な境界層６（図２及び図３）は形成されないことを意味すると理解されるべきである。この状況では、結合層３と軸受金属層４との間の粒界には、断絶（不連続部）が存在しない。

先行技術との差異が比較しやすいように、図４〜図６には、原材料１１の構造（巨視的及び微視的）が例示されている。

図１〜図３に関して説明するように、巨視的構造はスチール−アルミニウム滑り軸受の構造に対応している。したがって、図１及び図４は同じ構造を例示している。

したがって、巨視的に見ると、原材料１１は、純アルミニウム製の結合層３とアルミニウム基合金製の軸受金属層４を含む。スズは、アルミニウム基合金中に軟質相５として不均一に組み込まれる。この詳細については、図１に関連する説明を参照されたい。

図５及び図６は、原材料１１のミクロ構造的な構造を例示している。図２と同様に、図５においても、支持層のミクロ構造２が示されていない。

先行技術の滑り軸受と比較した差異がすでに図５から明らかであるが、これは特に図６から理解することができる。

図６は結合層３と軸受金属層４との間の移行部についての詳細な説明図を提示する。図２及び図３に例示されている先行技術に基づく滑り軸受１の場合と同様に、原材料１１は、結合層３と軸受金属層４との間に、目立った境界層を有しない。むしろ、この実施形態において、結合層３と軸受金属層４とを含んで減摩層を構成する複合材料中に連続的な粒界勾配が形成される。したがって、上記の意味では、粒界が合成界面によって断絶されない。それにもかかわらず、図４に概略的に示されているように、巨視的な観点から見て、原材料１１はそれぞれ減摩層が２つの異なる材料、つまり、純アルミニウム及びアルミニウム−スズ合金の結合を有する。

したがって、この原材料１１、ひいては、この原材料から製造された多層滑り軸受において、結合層金属と軸受金属との間の結合形成は、もっぱら、２つの材料の個々の結晶子又は結晶粒９，１０間の粒界１３同士の凝集によって、確実になされる。エネルギーの観点から、これは、好ましい結合形態である。巨視的な観点から、これは、２つの結合パートナーのより高い機械的結合強度をもたらし、その結果、それらから製造された多層滑り軸受要素（図７）が、先行技術に基づく同等な滑り軸受１よりも高い荷重に耐えることができる。同等な滑り軸受とは、巨視的構造及び同じ材料の組み合わせ、例えば、スチール−Ａｌ９９．９−ＡｌＳｎ２０（支持層１−結合層３−軸受金属層４）を意味する。

先行技術の滑り軸受と本発明に基づく滑り軸受との間の巨視的構造に差異が存在しないにもかかわらず、単純な方法（粒界エッチング）によって、生成物に連続的な粒界勾配が存在することを実証することができる。

結合強度が向上した主な理由は境界エネルギーにある。

概して、境界（図２及び３中の境界層６）は、２つの「物体」がそれらの間に実質的に空間なしに互いに重なり合って存在する界面であるが、巨視的に見れば、均質な「物体」の場合に比べて実質的に「フィット性」に乏しい。エネルギーの観点から、境界は、したがって、有利でない状態である。なぜなら、外部の結合が、境界点に位置して「空」の空間内に入り、及び／又は、反対側に位置する他の境界の方向に存在するからである。これは結晶学用語で言う「フィット」ではない。したがって、「過剰」な結合エネルギーを系内で調節しなければならず、結果として有利でないエネルギー状態をもたらす。この状況は、界面エネルギー（Ｊ／ｍ２）と呼ばれる。

徹底的なクリーニング及び活性化の後であっても（脱脂、ブラッシング又は研磨プロセスによる）、技術的な表面、例えばロール圧接に使用されるものなどは、吸着層、酸化物層及び化学種特異的な周辺層を有する。ロール圧接時に、これらの表面は、高圧によって結合される。これは、吸着層を破壊し、酸化物反応層を開裂し、化学種特異的な周辺層との接触をもたらす。続いて、これらは、「機械的アンカーリング」によっていわゆる境界層を形成する。厳密に言うと、ベース材料の直接接触はない。機械的アンカーリングは、金属の相互のアンカーリングである。原子的な間隔に近い密接な接触が生じる。接着による結合は、高圧によって、例えば形成プロセス（ロール圧接）によって生じさせることができる。

充分に高い温度での熱処理によって、結合パートナー（機械的アンカーリングにより生成）が結合面内に再配置され、原子レベルで２つの材料が「混合」される。しかし、この境界層には２つの結合パートナーの格子構造のスライディング遷移は存在せず、代わりに分割線が形成される。

この境界層は、適切なエッチングプロセス（例えば、エッチング溶液、１００ｍｌのＨ₂Ｏ中の５ＭのＨＦ酸０．５ｍｌを使用、エッチング時間５秒間〜６０秒間）によって、金属組織マイクロセクションで可視化することができる。基礎材料とは異なって、内部の種特異的な周辺層は、隣接する格子において局所的に変化した化学組成及び不均質性を含み、エッチング溶液による攻撃されるために、境界層がエッチングされる。同じ原理は、粒界のエッチングに当てはまる。

本発明に基づいて原材料１１の層同士を結合することによって、境界層を機械的にアンカーリングさせた場合と比べて多数の効果がもたらされる。それらの効果の一部は上で説明した。

結合は、粒界の凝集力によって確保される。

上述したように、配向が異なるが結晶構造又は格子構造が同じである結晶において、粒界は、定義上、区域（結晶子又は結晶粒）を分ける。

機械的にアンカーリングされた境界、すなわち格子界面の場合に、格子は、もはや正確にフィットしない（同じ格子タイプ、例えば立方晶等の場合でも）。この結合の場合には、非常に複雑な構造がいわゆるミスフィット転位で常に生成されるので、エネルギーの点では不利である。

完全性を期すために、図７は、滑り軸受の半割シェルの形態にある複合材料製の多層滑り軸受要素１４を例示する。支持層２と、それに結合された結合層３と、この結合層に結合された軸受金属層４とからなる三層の実施形態が例示されている。しかし、多層滑り軸受要素１４は、１／３シェル又は１／４シェル等であってもよい。滑り軸受を得るために、多層滑り軸受シェルを、軸受マウントにおいて、他の（同一又は異なる）軸受シェルと組み合わせてもよい。

しかし、多層滑り軸受要素１４の他の実施形態、例えば軸受ブッシュ又はスラストリングの形態も可能である。

支持層２は、通常、硬質材料から製造である。支持シェルとも呼ばれる支持層２に使用することができる材料としては、銅像、黄銅等が挙げられる。好ましい実施形態によれば、支持層２はスチールから製造される。

図７に例示されている実施形態において、軸受金属層４は、運用の際に実装される構成要素、例えばシャフトと直接接触した状態に置かれる。

多層滑り軸受１４が３つよりも多くの層を有することも可能であり、その場合、少なくとも１つの他の層を軸受金属層４の上部に設け、例えば、図７に破線で示した減摩層１５に結合させることも可能である。軸受金属層４と減摩層１５との間に少なくとも１つの中間層、例えば拡散バリア層及び／又は他の結合層を設けることもできる。これらの層は、ガルバニックに又はＰＶＤもしくはＣＶＤプロセスによって配設された層であることができる。同様に、ポリマーに基づく層を、特に減摩ラッカーを適用することができる。これらの組み合わせも可能である。

図８は、原材料１１に用いられる層状複合材料の一実施形態の断面を例示した図であり、この層状複合材料は、支持層２と、この支持層上に配設されていてこの支持層に結合された結合層３と、この結合層上に配設されていてこの結合層に結合された軸受金属層４とを含み、及び／又は、これらの層から成る。軸受金属層４は、結合層３の表面全体にわたって延在してもよい。しかし、軸受金属層４は、結合層３のこの表面の一部の領域だけに延在することも可能である。

結合層３及び軸受金属層４は、主成分としてアルミニウムを含み、何れの場合でも、アルミニウムは層のマトリックスを形成する。

例えば、結合層３は、純アルミニウム（Ａｌ９９又はＡｌ９９．９）から成ることができる。結合層３の第１のアルミニウム基合金及び／又は軸受金属層４の第２のアルミニウム基合金は、Ｓｉ、Ｓｂ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｓｃ、Ｅｒ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａを含む又はこれらからなる群から選択される少なくとも１種の元素を含むことができる。少なくとも１種の合金元素の割合は０．５質量％〜１５質量％であることができ、及び／又は、アルミニウム基合金中のこれらの合金元素の総割合は０．５質量％〜２５質量％であることができる。Ｓｉ及びＳｂは硬質相元素及び／又は硬質相形成剤として機能し、元素Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｚｎは主な補強元素として機能し、元素Ｃｏ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｓｃ、Ｅｒ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａは追加的な補強元素として機能する。したがって、上記３つのグループのそれぞれからの少なくとも１種の元素が結合層３及び／又は軸受金属層４内に含まれてもよい。

軸受金属層４にオーバーレイが設けられる場合には、それは結合層３に使用される材料から製造することができる。この場合、原材料は、２種又は３種の異なるアルミニウム材料を含みうる。

結合層３とは異なり、軸受金属層４のアルミニウム基合金は、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ、Ｐｂ及びこれらの混合物からなる群から選択される少なくとも１種の軟質相元素を含む。軟質相元素の割合及び／又は総割合は、最大で４９．９質量％、特に３質量％〜４０質量％であることができる。特に、軟質相元素はマトリックス元素と非混和性であるため、合金の不均一構造成分を形成する。軟質相元素は、好ましくはＳｎ及び／又はＢｉである。

結合層３は軟質相を含まない。

原則として、第１及び第２のアルミニウム基合金は、品質及び量の両方に関して異なっていてもよい。しかし、原材料１１、ひいては多層滑り軸受要素１４の好ましい一実施形態は、少なくとも１つの軟質相の元素を除いて、結合層３の第１のアルミニウム基合金が、軸受金属層４の第２のアルミニウム基合金と同じの定性的組成を有するというものである。この場合には、アルミニウム基合金同士は、単に少なくとも１種の軟質相元素だけ異なる、すなわち２種のアルミニウム基合金中のその他の合金元素の比率が同じであることが可能である。例えば、結合層３の第１のアルミニウム基合金がＡｌＣｕＭｎであることができ、軸受金属層４の第２のアルミニウム基合金がＡｌＳｎ２０ＣｕＭｎであることができる。第１及び第２のアルミニウム合金の、定性的な、及び、任意選択的に定量的な類似性のために、それらは、非常に類似の凝固挙動を示し、このため、冷間圧延に対する適合性が著しく改善される。

多層滑り軸受要素１４の別の実施形態によると、アルミニウムに加えて、結合層３の第１のアルミニウム基合金及び／又は軸受金属層４の第２のアルミニウム基合金の少なくとも１種の合金元素が、結合層３と軸受金属層４との間に形成される結合ゾーンにおいて濃度勾配を有し、その結果、結合層３及び軸受金属層４により形成された結合において少なくとも１種の合金元素の濃度の急な遷移がない。幾つかの合金元素を使用した場合、これらの合金元素のうちの少なくとも１種及び／又は幾つか、あるいは、合金元素の全てに対して、濃度勾配が与えられる。例えば、少なくとも１種の軟質相元素のみに対して濃度勾配が与えられてもよい。

本発明の文脈において、結合ゾーンという表現は、結合層３と軸受金属層４との間の巨視的に知覚できる界面において、層厚が最大で２００μｍ、特に１０μｍ〜１００μｍである結合領域１２と同義であると解釈することもできる。

多層滑り軸受要素１４における結合層３の層厚は１００μｍ〜１０００μｍであることができる。複合材料鋳物を作製してからそれを処理するまでの間の鋳放し状態では、結合層３の層厚は２ｍｍ〜１２ｍｍであることができる。

軸受金属層４の層厚は１００μｍ〜３０００μｍであることができる。鋳放し状態では、軸受金属層４の層厚は、８ｍｍ〜２０ｍｍであることができる。

更に、結合層３と軸受金属層４との間に形成される結合領域１２では、結合層３の結晶粒１０及び／又は軸受金属層４の結晶粒９の結晶粒径は、最大で１００μｍの平均最大直径を有することができる。これは、溶融冶金プロセス中に、先行技術により公知の様式で適切な熱機械プロセス制御と組み合わせて、結晶粒微細化剤を添加することによって達成される。

平均直径とは、平均の線形結晶粒径を意味し、また、ヘイン（Heyn）結晶粒径としても知られている。この構造特性は、定量的な構造解析を優先するガイドラインに従って、先行技術から公知の様式で視覚的に評価される顕微鏡写真に基づいて求められる。

この点に関して、結合領域１２中の結晶粒９，１０の総計に対して少なくとも２５％の割合の結晶粒９，１０が、結合層３と軸受金属層４との間の結合領域１２内に少なくとも形成されており、略球状の晶癖を有している場合には、有利である。

原材料１１は、溶融冶金によって結合層３が軸受金属層４に結合されるように複合化鋳造により製造される。この目的に合うように、軸受金属層４の溶融材料を固体結合層３上に鋳造することができる。しかし、逆に、結合層３の溶融材料を固体軸受金属層４上に鋳造するという別の選択肢もある。

代わりに、結合層３又は軸受金属層４を、少なくともその表面の領域で溶融することも可能であるし、軸受金属層４又は結合層３の材料を、結合層３又は軸受金属層４の少なくとも部分的に溶融した材料上に鋳造することも可能である。

図９は、結合層３及び軸受金属層４から複合材料鋳物を製造するための装置１６の好ましい実施形態を例示する。鋳造プロセスの順序を上述したように変えることができるため、以下の説明では、基材１７及び鋳造層１８についてのみ言及する。基材１７は、結合層３又は軸受金属層４であることができ、したがって、鋳造層１８は、軸受金属層４又は結合層３であることができる。第１及び第２のアルミニウム基合金は、これらのうちのどちらを対象とするかに応じて選択される。

多層滑り軸受要素１４の製造方法は、概して、
− 二層原材料１１を製造する工程であって、複合化鋳造によって、原材料１１の第１の層を形成する第１のアルミニウム基合金及び原材料１１の第２の層を形成する第２のアルミニウム基合金から二層原材料１１を製造する工程と、
− 二層原材料１１を、ロール圧接によって、多層滑り軸受要素１４の支持層２を形成する基材に結合させる工程と、
− ロール圧接複合材料を仕上げ加工して多層滑り軸受要素１４を得る工程、
を含む、方法工程を備える。

複合材料鋳物を製造するための装置１６は、少なくとも１つの第１のゾーン１９と、その第１のゾーンに直接的に隣接する第２のゾーン２０と、その第２のゾーンに直接的に隣接する第３のゾーン２１とを有する。第１のゾーン１９内で、アルミニウムの第１のストランド２２又はアルミニウム基合金のうちの１種の第１のストランド２２が、第１のアルミニウム（合金）溶融物２３から製造される。第２のゾーン２０内で、第１のアルミニウム（合金）溶融物２３の第１のストランド２２が、少なくとも凝固した第１の表面２４を有する程度まで冷却される。第３のゾーン２１内で、第２のアルミニウム（合金）溶融物２６からのアルミニウムの第２のストランド２５又は他のアルミニウム基合金の第２のストランド２５が、凝固した第１の表面２４上に鋳造される。ただし、アルミニウムを使用する場合には、その他のストランド２２又は２５がそれぞれアルミニウム基合金から製造される。

装置１６は、第１の下部エンドレスベルト２７と第２の上部ベルト２８とを有し、それぞれのベルトはいくつかのローラーにより案内される。第１の下部ベルト２７は、装置１６の全長にわたって製造方向に延びている。他方、図９から判るように、第２の上部ベルト２８は、この全長の一部領域だけに延びている。この一部領域は、本装置の第１のゾーン１９を規定する。

垂直距離２９は、基材１７の鋳造キャビティ、すなわち基材層厚を規定し、この基材層厚は、使用される基材材料に応じて２ｍｍから、特に６ｍｍから、２０ｍｍまでに及ぶことができる。鋳造キャビティの幅（図９を上から見下ろす方向で）は、例えば、最大で４５０ｍｍであることができる。

第１のアルミニウム（合金）溶融物２３は、装置１６の開始時に水平に配設された鋳造ノズル３０によって第１の下部ベルト２７に適用される。この目的に合うように、この鋳造ノズル３０は、第１の下部ベルト２７と第２の上部ベルト２８との間に延びている。

第１の下部ベルト２７の下部に配設されているものは、少なくとも１つの第１の冷却通路３２を有し、この冷却通路を通って冷媒が循環している第１の冷却ユニット３１であり、この第１の冷却ユニット３１に直接的に隣接して第１の下部ベルト２７が配置されていることが好ましい。第１の冷却ユニット３１は、例えば、少なくとも１つの第１の冷却通路３２が配設された、銅製の冷却板３３を備えていてもよい。

更に、第２の上部ベルト２８の上部に配設されているものは、少なくとも１つの第２の冷却通路３５を有し、この冷却通路を通って冷媒が循環している第２の冷却ユニット３４である。この第２の冷却ユニット３４に直接的に隣接して第２の上部ベルト２８が配置されていることが好ましい。第２の冷却ユニット３４は、例えば、少なくとも１つの第２の冷却通路３５が配設された、銅製の冷却板３６を備えていてもよい。

第１の冷却ユニット３１は、多かれ少なかれ装置１６の全長にわたって製造方向に延びている。他方、第２の冷却ユニット３４は、第１のゾーン２０の少なくとも略全長にのみ延びている。結果として、第１のゾーン１９に隣接するゾーン２０において、第１のストランド２２は強制的に冷却されない。これにより、第２のストランド２５の鋳造準備を整えて、基材１７の第１の上面２４における熱的条件を改善することができる。

冷却板３３、３６は、互いに少なくとも略平行に配設される。

第１及び第２の冷却ユニット３１，３４によって、第１のストランド２５の溶融物から融解熱が引き出される。本方法の好ましい実施形態によると、第１のストランド２２の第１の表面２４の領域での冷却が、１℃／ｓ〜１５℃／ｓの範囲から選択される冷却速度で起こる。この点に関して、冷却速度がベルト速度に適応されていることが好ましい。この目的に合うように、本方法の別の実施形態によると、第１のゾーン１９内で、第１のストランド２２は、４００℃を下回らない温度、特に４００℃〜５５０℃の温度まで、第１の表面２４の領域で冷却されることが好ましい。

鋳造溶融物が製造方向に（図９では、左から右へ）運搬されるように、少なくとも第１の下部ベルト２７は駆動される。しかし、第２の上部ベルト２８を駆動してもよい。その場合、２つのベルトの速度が、例えば、サーボモーターによって相互に同期される。

ベルト速度に基づいて、鋳造速度を設定し、及び／又は、変更できる。

装置１６の端部に配設された鋳造ユニット３７によって、第２のストランド２５を得るためのアルミニウム（合金）溶融物が第１のストランド２２の表面２４上に鋳造される。

この鋳造ユニット３７の始まりから第２の上部ベルト２８の末端までの水平距離（それぞれ製造方向に見たときに）が、装置１６の第２のゾーン２０の長さを規定する。したがって、装置１６の第３のゾーンは、鋳造ユニット３７の始まりから第１の下部ベルト２７の末端までの長さにより規定される。

鋳造ユニット３７が製造方向に変位でき、それにより第２及び第３のゾーン２０，２１の長さを変更できるように、鋳造ユニット３７は設計されている。したがって、これにより、鋳込層１８と基材１７との間の結合強度に影響が及ぶおそれがあり、特に、原材料１１が異なる合金組成物から製造される場合に、第１のストランド２２の第１の表面２４における熱的条件に影響が及ぶおそれがある。

鋳造ユニット３７は、垂直に配設された鋳造ノズル３８を有することが好ましい。鋳造ノズル３８が鋳造方向で移動可能であることも好ましい。鋳造ノズル３８の鋳造出口の厚さは、例えば、４ｍｍ〜１２ｍｍであることができる。鋳造厚は、好ましくは、鋳造ノズル３８の鋳造ギャップ厚と同じである。鋳造ノズル３８の鋳造ギャップは、直線状又は円錐状に収束するデザインであることができる。鋳造ノズルの鋳造幅は、好ましくは、基材１７の鋳造キャビティの幅と同じである。

鋳込層１８は、鋳造ユニット３７により基材１７上に鋳造される。鋳造ユニット３７の上流の少なくとも表面２４の領域において、基材１７は、好ましくは、既に完全に固体である、すなわち、凝固している）。

本方法の別の好ましい実施形態によると、第１のストランド２２の第１の表面２４に割り当てられた上部冷却回路と、第１のストランド２２の第２の表面３９に割り当てられた下部冷却回路とを有し、上部冷却回路の数が下部冷却回路の数よりも少ない冷却ライン内で、第１のストランド２２が冷却される。この目的に合うように、下部冷却ユニット３１の少なくとも１つの冷却通路３２を、幾つか、特に３つの互いに独立な冷却回路に分割しても差し支えない。上部冷却ユニット３４は、単一の冷却通路３５だけで形成できる。

図９に例示されているように、冷却板３３，３６は、製造方向に順に配設され、とりわけ製造方向に対して横断的に延びている幾つかの通路を有することができる。しかし、これらの部分通路は、例えば、曲がりくねったレイアウトで延びているという点で、単一の冷却通路を備えてもよいことを指摘しておく。装置１６の長手方向の側部に、２つの収集通路を設けてもよく、その収集通路のうちの１つから部分通路が延出し、他の通路に通じていてもよい。これらのデザインは、相互に依存していないが、流体学的には相互に接続していることから、「１つの冷却通路」という概念の一部として解釈されるべきである。

幾つかの独立した冷却通路が設けられている場合、そのような流体接続は、個々の冷却通路間に存在しない。

上記の３：１に分割された独立の冷却通路以外のアレンジメントとしては、例えば、２つの下部通路と１つの上部通路だけや、２つの上部通路と４つの下部通路なども可能である。

下部冷却ユニット３１が相互に独立した冷却通路をより多く有するという事実は、第１のストランド２２の冷却がより正確に比較的高い精度で影響され、それにより、第１のストランドの熱的条件をより正確に制御することが可能になり、第１の下部ストランドに対する第２の上部ストランド２５の接着強度を向上させることを可能にしている。

同様に、別の好ましい実施形態によれば、第１の表面２４における第１のストランドの熱的条件に対する制御を改善するために、左側及び右側４０の領域において、第１のストランド２２を冷却する。これは、第１のストランド２２の側面４０を、熱伝導性が銅よりも低い材料と接触させることによって達成することが好ましい。側面４０を冷却するための方法として特に好ましい方法は、これらの側面を、鋳造ノズル３０の側部下流に位置しうるグラファイトストリップと接触させることである。グラファイトストリップを受動的に冷却することもできるし、あるいは、装置１の別の実施形態に基づいて、間接的に冷却することもまた可能である。この目的に合うように、グラファイトストリップを水冷銅ストリップと直接接触させて載置する場合もあれば、あるいは水冷銅ストリップをグラファイトストリップ上に載置する場合もある。したがって、銅ストリップは、グラファイトストリップ用のストリップとして機能することもできる。これにより、第１の表面の領域２４，２２における第１のストランド中の温度プロファイルが均一化されるため、第１のストランド２２の幅全体にわたって（すなわち、図９の平面図で、紙面の平面に対して垂直に見た場合）、第１のストランド２２と第２のストランド２５との間の結合品質を向上させることができる。この結果として、少なくとも第１の表面２４の、少なくとも略線形、特に線形の領域において、第１の下部ストランド２２の凝固前面に関して品質が向上する。これにより特に達成されるのは、第２のストランド２５の鋳造時に、より均一性の高い熱的条件が鋳造幅にわたって優勢になることである。

第１のストランド２２の側部を冷却するために、もしグラファイトストリップの間接水冷を使用する場合、別の実施形態の場合に、水が蒸発点に近い温度になるように０．５リットル／分〜１リットル／分の比較的少容量の水流を使用することが有利である。

代わりに、例えば、繰り返しになるが、直接的に又は間接的に加熱されたグラファイトストリップにより第１のストランド２２の側面４０を鋳造ノズル３０の下流で焼戻すことも可能である。この焼戻しプロセスは、例えば、伝達媒体としてオイルを使用して実施することができる。

本方法の別の実施形態によると、第２のストランド２５を、第１のストランド２２の第１の表面２４上に鋳造したら、別の冷却回路４２を有する別の冷却ユニット４１により冷却し、この他の冷却回路４２の上流で第２のストランド２５の凝固前面を形成する。したがって、他の冷却回路４２は、鋳造ユニット３７の下流に、その鋳造ユニットの鋳造ノズル３８から離間して、製造方向に配設される。この場合、鋳込層１８を製造するための材料は、できるだけ長期にわたって溶融液体状態にとどまるので、基材１７と鋳込層１８との間、換言すれば、完成した多層滑り軸受要素１４における結合層３と軸受金属層４との間の連続的な粒界勾配の形成を改善することが可能となる。

上に概説した理由から、本方法の別の実施形態によると、２つのストランド２２，２５の冷却は、第１のアルミニウム基合金が実質的に球状構造で製造され、第２のアルミニウム基合金が実質的に樹枝状構造で製造されるように実施することも有利である。結晶粒径は５μｍ〜１００μｍであることができる。

他の冷却ユニット４１は、好ましくは、例えば水などの冷媒が循環する銅製冷却機により例えば間接的に冷却されるグラファイト板４３を有することが好ましい。グラファイト板４３は、第２のストランド２５に対する他の冷却ユニット４１の密着を低減するので、結果として、追加的な潤滑を必要とせずに済む。更に、グラファイトは、熱伝導性が比較的低い（銅と比較して）ため、連続的な粒界勾配の形成を更に促進する。

第１のストランド２２に接触する第１の下部ベルト２７及び第２の上部ベルト２８の表面トポグラフィは、対応する表面トポグラフィを、第１のストランド２２に付与し、これは、支持層２及び／又は上部ストランド２５との結合に対してプラスの効果を有することができる。

原材料１１は、例えば、以下のようにして製造することができる。
基材１７ 厚さ１２ｍｍのＡｌＳｎ２５Ｃｕ１Ｍｎ
鋳込層１８ 厚さ１２ｍｍのＡｌ９９．５
したがって、Ｄ＝１
アルミニウム合金溶融物２３の溶融温度：７８０〜８２０℃
鋳込温度６６０〜７００℃
鋳込速度０．５〜０．６ｍ／分
アルミニウム溶融物２６の溶融温度：８２０〜８５０℃
鋳込温度７５０〜８００℃
鋳込時の基材ベルト温度５００〜５５０℃
第１のストランド２２による側部ストリップを通しての冷却能／循環：５〜１０リットル／分

鋳込層１８が基材１７上に鋳造されるときに、基材１７は再び表面的に溶融される。溶融ゾーンは、表面１４から測定して、基材１７中、１ｍｍ〜５ｍｍの深度に達しうる。

このようにして製造された原材料１１は、鋳放し状態で、適応引張り試験（厚さ３ｍｍの直方体試料、及び横ねじ式クランピングジョーを使用）で測定された層の接着強度が、少なくとも６０Ｎ／ｍｍ^２であり、すなわち、この接着強度は、同じ測定条件下で約４５Ｎ／ｍｍ^２の引張強度を有するより脆弱な構成要素Ａｌ９９．７の引張強度よりも高い。

同様な結果が、他の材料の組み合わせでも得られた（下表を参照）。

結合強度、すなわち、結合層３と軸受金属層４との間に生ずる結合に関して、第１及び第２のストランド２２，２５を製造するために使用されるアルミニウム基合金の融点が、融点の高いほうのアルミニウム基合金の融点を基準にして最大で１５％異なる場合、あるいはアルミニウムを使用して第１又は第２のストランド２２，２５を製造するときに、他のストランドを製造するために使用されるアルミニウム基合金が、アルミニウムの融点より最大で１５％高い融点を有する場合に、有利であることが立証された。これの例は、約６６０℃の融点を有するＡｌ９９結合層３と約６１５℃の融点を有するＡｌＳｎ４０Ｃｕ１Ｍｎ軸受金属層４との組み合わせ、又は約６５０℃の融点を有するＡｌＺｎ５ＭｇＣｕ結合層と約６３０℃の融点を有するＡｌＳｎ２０Ｃｕ軸受金属層との組み合わせである。

軸受金属層４に対する結合層３の溶融冶金結合を生じさせる場合、鋳造の観点から、ひいては結合層３と軸受金属層４との結合の結合強度の観点から、層厚比Ｄ２：１〜１：１０、特に３：２〜２：３を鋳造目的に使用する場合に、この層厚比Ｄが、基材の層厚と各鋳込層の層厚の比であるのが有利であることが立証された。例えば、基材としての軸受金属層４の層厚（鋳放し状態）は８ｍｍで、鋳込層としての結合層３の層厚は４ｍｍである。

次いで、これらの異なる方法の何れかにより製造された鋳造複合材料を、材料及び厚さに応じて、冷間圧延により、支持層２のロール圧接材料の所要厚さを低減するプロセスにかけることができ、変形性を改善するため及び任意選択的に軸受金属層４と結合層３との間の少なくとも１種の合金元素の濃度プロファイルを調整するために、任意選択的に少なくとも１つの中間アニーリングにかけることもできる。続いて、この方法で得られたストリップを所要長さ及び幅に切断し、配向させ、クリーニングし、脱脂してから、結合層３の側部の表面を研削プロセスによって活性化する。

結合層３及び支持層２により原材料１１の結合は、ロール圧接によって達成することが好ましい。

この後、引き続き、軸受金属層４において適切な構造を得るため、及び／又は、異なる層間の結合を向上させるため、及び／又は、軸受金属層４と結合層３との間の少なくとも１種の合金成分について濃度勾配を調整するために、更なる熱処理にかけてもよい。

各鋳込層、換言すれば、軸受金属層４又は結合層３の場合に、別の選択肢は、材料溶融物を１回よりも多く鋳造することにより層を作製することであり、この場合、軸受金属層４又は結合層３が、少なくとも２つの部分層から構成される。

本発明を評価するために実施した試験は、以下のとおりである。

装置１６を使用して、結合層３の材料を固体軸受金属層４（基材）（試験番号１〜１０）上に鋳造した複合材料と、軸受金属層４の材料を固体結合層３（基材）（試験番号１１及び１２）上に鋳造した複合材料を製造した。製造した複合材料の選択を以下の表１に示す。

この段階で、比Ｄは、鋳造プロセス後の複合材料についての厚さの比を表すことを重ねて繰り返し述べる。任意選択的な処理工程を実施することによって、この比は、仕上げ加工された滑り軸受における所要層厚に応じて、及び意図された用途に応じて、望みどおりに調整できる。対応する実施形態を次の表２に示す。

あらゆる試験バリアントについての試験結果を詳細に列挙することは、この説明の範囲を越えることになるであろう。したがって、以下の説明は、幾つかの異なるバリアントに限った。

以下の試験では、捩り試験、繰返し曲げ試験及びスカッフィング荷重試験のために試験片を作製した。比較を行うため、明示する実施例の複合材料と同じ構造及び組成を有するロール圧接複合材料を試験した。

捩り試験の場合には、試料に対し、それぞれ右及び左に９０°交互に捩ることに対応する捩り荷重をかける。各捩り後に、試料に剥離が生じたかどうかを調べた。試料の捩り数は、規定形状の剥離及び伸長が最初に発生した時点における捩り数に対応する。

繰返し曲げ試験の場合には、試料に固有周波数で−１のＲ値（純粋な交番荷重）を有する（経路制御）曲げ荷重をかける。接着した抵抗測定用のストリップを使用して亀裂を検出した。

スカッフィング荷重試験の場合には、一定のシャフト周速度１２．６ｍ／ｓ、一定の油流量１．１リットル／分、及び一定の油温１２０℃で、軸受試験機で、軸受シェルに段階的に増加する荷重をかける。この試験では、それぞれ同等の条件下で、スカッフィングが起こり、及び／又は、最大荷重ステップに達するまで、同じタイプの一シリーズの少なくとも３つの滑り軸受に所定の荷重をかける。次に、各シリーズの全ての滑り軸受について、ＭＰａでのスカッフィング及び／又は最大荷重ステップの開始時にＭＰａで測定された最大荷重から計算した平均スカッフィング荷重をブロック図形で記録した。

図１０は、定性的な接着強度に関する試験としての捩り試験の結果を示す。この試験は、個々の層間の結合の強度（接着強度）についての比較値を決定するために使用した。本試験、及び本試験の基礎となる接着強度についての比較値は、全く同じ試料の状態、形状及び寸法の比較にのみ適用される。動かないように一端で固定した試料を右及び左に交互にそれぞれ９０°捩ることによって、試験を実施した。右及び左への９０°のたわみ、及び中央位置に対するその後の弾性反撥は、共に、捩れと呼ばれる。試験中に、試料に予め設定した回数の捩りをかけ、設定された捩りを次々に適用した。試験中に引裂き及び／又は剥離が起こった場合は、試験を終了し、その時点までに適用された捩りの数を試験プロトコールで記録した。

図１０において、正規確率プロットで、横軸に各試料の捩り数を測定点の列の形態でプロットし、このプロットに試料を記録した。縦軸には、捩りの絶対数がプロットされている。各試験バリアントに対して少なくとも３回の試験を実施した（各バリアントについて、正規確率プロットで少なくとも３つの測定点で）。それぞれの測定値のソートをより効率的にするために、正規確率プロットで理想直線（分離線）をプロットした。

また、これらの試験に関して注意すべき点は、これらの試験では、結合層３と軸受金属層４との間の接着だけを試験したことである。スチール支持層２と結合層３との間の接着強度を試験することも可能であるが、これは表１中の評価したバリアントに当てはまらない。

捩り試験により求められた定性的な接着強度は、アクセプタンスライン４４（得られた最低捩り数を表す）を超え、ロール圧接複合材料の領域４５を超えることが分かった。曲線４６〜５０は、本発明による複合材料を表す（表１の試験番号１、２、６、７及び１０を参照）。

図１１及び図１２は、多層滑り軸受要素１４の疲労強度に関する試験として、室温でＤＩＮ ５０１４２に準拠して実施した交番曲げ試験の結果を示す。この場合、応力がＭＰａで縦軸に、及び、亀裂が最初に検出された時点（損傷ライン５１，５２）及び試料破損の時点（破壊ライン／疲労ライン５３，５４）までの荷重変化の数値が横軸に対数目盛でプロットされている。

現時点で、本明細書中の各規格に関連する全ての図は、本願の出願日で有効な各規格のバージョンに基づくことを指摘しておく。

この試験に関して、本発明に基づく複合材料と先行技術に基づく複合材料との間での接着のクオリティの点での差異を求めるために、結合層３と軸受金属層４とからなり、仕上げ加工後の層厚比が１：１である複合材料に対してのみ試験を実施したことに注意すべきである。

図１１及び図１２から判るように、損傷ライン５２で示される本発明による複合材料の疲労強度は、概して、損傷ライン５１で示される先行技術による複合材料の疲労強度と同じレベルにある。しかし、それぞれの複合材料は同じ合金の組み合わせから製造されたものであるので、この結果は驚くに当たらない。一方、先行技術による複合材料と比較した本発明による複合材料の主な利点が、破壊ライン／疲労ライン（曲線５３及び５４）の位置により示されている。損傷ライン５２と破壊ライン／疲労ライン５４との間の領域、すなわち、材料損傷を発生させる過度歪み領域は、本発明による複合材料の場合の方が損傷ライン５１と破壊ライン／疲労ライン５３により区切られた先行技術による複合材料よりも大きい。本発明による複合材料から製造された構成要素の機能性に関して、先行技術による複合材料から製造された軸受シェルの場合よりも後に、軸受シェル及び／又は減摩層の全破壊（例えば、減摩層の剥離）が起こる。換言すれば、本発明による複合材料は、全破壊時点より前の先行する高度な損傷に耐える。

図１３に、スカッフィング荷重試験の結果をブロック図形の形態で例示する。本発明による複合材料は、平均最大スカッフィング荷重が１００ＭＰａであり、平均最大スカッフィング荷重が６８ＭＰａである先行技術による複合材料（ブロック５６）よりも著しく高い値（ブロック５５）を有する。

比較のために、実施例に明示したものと同一の構造及び同一の組成を有するロール圧接複合材料を作製した。次に、これらの比較例を、熱処理（３５０℃で３時間及び４００℃で１２０時間の長時間アニーリング）にかけた。この間に、結合層と軸受金属層との間の界面は変化しなかった。換言すれば、ロール圧接結合は、複合化鋳造によって生成されるような結合にはなりえない。

軸受金属層４及び／又は結合層３は、最小平均結晶粒径が２０μｍである結晶粒９，１０で作製することができる。特に、軸受金属層４及び／又は結合層３は、１００μｍを超える層厚で作製することもできる。

多層滑り軸受１４は、あらゆるサイズ及びタイプのエンジン、例えば、重量積載物車両のエンジン、又は大型の２ストローク船舶用エンジン、又は自動車用エンジンに使用できる。

実施例として例示されている実施形態は、多層滑り軸受要素１４の可能なバリアント、及びその製造方法を表す。この段階で、個々の実施形態を互いに様々に組み合わせたものも可能であることを指摘しておく。

良好な秩序を保つため、最終的に、多層滑り軸受要素１４の構造に関するより明確な理解を与えるために、多層滑り軸受要素及びその構成要素について、一定の縮尺からある程度外れて、及び／又は、拡大スケール、及び／又は、縮小スケールで例示されていることを指摘しておく。
本発明に関連する発明の実施態様の一部を以下に示す。
［態様１］
支持層（２）と、前記支持層（２）に結合された結合層（３）と、前記結合層（３）に結合された軸受金属層（４）とを含む複合材料製の多層滑り軸受要素（１４）であって、前記結合層（３）が、アルミニウム製又は第１の軟質相フリーのアルミニウム基合金製であり、前記軸受金属層（４）が、少なくとも１つの軟質相を含む第２のアルミニウム基合金製であり、前記結合層（３）及び前記軸受金属層（４）が溶融冶金結合により互いに結合されていて前記結合層（３）と前記軸受金属層（４）との間に結合ゾーンを形成しており、結晶粒（９，１０）が前記結合ゾーン内に形成されており、連続的な粒界勾配が、前記結合層（３）と前記軸受金属層（４）との間の前記結合ゾーン内に形成されている、多層滑り軸受要素（１４）。
［態様２］
前記結合層（３）の前記第１のアルミニウム基合金及び／又は前記軸受金属層（４）の前記第２のアルミニウム基合金が、少なくとも１種の（他の）合金元素を含有し、前記合金元素が、前記結合層（３）と前記軸受金属層（４）との間に形成された前記結合ゾーンにおいて濃度勾配を有する、態様１に記載の多層滑り軸受要素（１４）。
［態様３］
前記結合層（３）と前記軸受金属層（４）との間に形成された前記結合ゾーン内の結晶粒（９，１０）の結晶粒度が、最大で１００μｍの平均最大直径を有する、態様１又は２に記載の多層滑り軸受要素（１４）。
［態様４］
前記結合ゾーン内の結晶粒（９、１０）の総計に対して少なくとも２５％の割合の結晶粒（９，１０）が、少なくとも前記結合層（３）と前記軸受金属層（４）との間に形成された前記結合ゾーンにおいて、略球状の晶癖を有する、態様１〜３のいずれか一つに記載の多層滑り軸受要素（１４）。
［態様５］
前記結合層（３）の前記第１のアルミニウム基合金が、少なくとも１種の軟質相元素を除いて、前記軸受金属層（４）の前記第２のアルミニウム基合金と同じ定性的組成を有する、態様１〜４のいずれか一つに記載の多層滑り軸受要素（１４）。
［態様６］
多層滑り軸受要素（１４）の製造方法であって、
− 二層原材料（１１）を製造する工程であって、複合化鋳造によって、前記原材料（１１）の第１の層を形成する第１のアルミニウム基合金及び前記原材料（１１）の第２の層を形成する第２のアルミニウム基合金から二層原材料（１１）製造する工程と、
− 前記二層原材料（１１）を、ロール圧接によって、前記多層滑り軸受要素（１４）の支持層（２）を形成する基材に結合させる工程と、
− ロール圧接複合材料を仕上げ加工して多層滑り軸受要素（１４）を得る工程と、
を含み、前記原材料（１１）を製造するための前記複合化鋳造プロセスは、少なくとも３つの異なるゾーンを有する装置（１６）において実施され、第１のゾーン（１９）内で、アルミニウムの第１のストランド（２２）がアルミニウム溶融物から製造されるか、又はアルミニウム基合金のうちの１種の第１のストランド（２２）が第１のアルミニウム合金溶融物（２３）から製造され、第２のゾーン（２０）において、前記アルミニウム溶融物又は第１のアルミニウム基合金溶融物（２３）の第１のストランド（２２）を、第１のストランド（２２）が凝固した第１の表面（２４）を有するまで冷却し、第３のゾーン（２１）において、アルミニウム溶融物からのアルミニウムの又は第２のアルミニウム合金溶融物（２６）からの他のアルミニウム基合金の第２のストランド（２５）が、凝固した第１の表面（２４）上に鋳造され、ただし、アルミニウムを使用する場合には、その他のストランド（２２又は２５）はそれぞれ前記第２のアルミニウム基合金から製造される、方法。
［態様７］
前記第１のストランド（２２）の第１の表面（２４）に割り当てられた上部冷却回路と、前記第１のストランド（２２）の第２の表面（３９）に割り当てられた下部冷却回路とを有し、前記上部冷却回路の数が前記下部冷却回路の数よりも少ない冷却ライン内で、前記第１のストランド（２２）が冷却される、態様６に記載の方法。
［態様８］
前記第１のストランド（２２）が１℃／ｓ〜１５℃／ｓの範囲から選択される冷却速度で前記第１の表面（２４）の領域において冷却される、態様６又は７に記載の方法。
［態様９］
前記第１のストランド（２２）が前記第１の表面（２４）の領域において４００℃を下回らない温度に冷却される、態様６〜８のいずれか一つに記載の方法。
［態様１０］
前記第１のストランド（２２）が側面（４０）の領域において冷却される、態様６〜９のいずれか一つに記載の方法。
［態様１１］
前記第１のストランド（２２）の前記第１の表面（２４）上に鋳造された第２のストランド（２５）が、別の冷却回路により冷却され、前記第２のストランド（２５）の凝固前面が、この別の冷却回路の上流に形成される、態様６〜１０のいずれか一つに記載の方法。
［態様１２］
前記第１のアルミニウム基合金が実質的に球状構造で製造され、前記第２のアルミニウム基合金が実質的に樹枝状構造で製造される、態様６〜１１のいずれか一つに記載の方法。
［態様１３］
前記第１及び第２のストランド（２２，２５）を製造するために使用される前記アルミニウム基合金の融点が、融点の高いほうのアルミニウム基合金の融点を基準にして最大で１５％異なるか、あるいは、前記第１又は第２のストランド（２２又は２５）を製造するためにアルミニウムが使用される場合には、他のストランド（２５又は２２）に使用されるアルミニウム基合金が、アルミニウムの融点よりも最大で１５％高い融点を有する、態様６〜１２のいずれか一つに記載の方法。
［態様１４］
前記原材料（１１）が２：１〜１：１０の層厚比Ｄで製造され、この層厚比が、前記鋳造プロセス後の前記第１のストランド（２２）の層厚と前記第２のストランド（２５）の層厚の比である、態様６〜１３のいずれか一つに記載の方法。

１ 滑り軸受
２ 支持層
３ 結合層
４ 軸受金属層
５ 軟質相
６ 境界層
７ 表面
８ 表面
９ 結晶粒
１０ 結晶粒
１１ 原材料
１２ 結合領域
１３ 粒界
１４ 多層滑り軸受要素
１５ 減摩層
１６ 装置
１７ 基材
１８ 鋳込層
１９ ゾーン
２０ ゾーン
２１ ゾーン
２２ ストランド
２３ アルミニウム（合金）溶融物
２４ 表面
２５ ストランド
２６ アルミニウム（合金）溶融物
２７ ベルト
２８ ベルト
２９ 距離
３０ 鋳造ノズル
３１ 冷却ユニット
３２ 冷却通路
３３ 冷却板
３４ 冷却ユニット
３５ 冷却通路
３６ 冷却板
３７ 鋳造ユニット
３８ 鋳造ノズル
３９ 表面
４０ 側部
４１ 冷却ユニット
４２ 冷却回路
４３ グラファイト板
４４ アクセプタンスライン
４５ 領域
４６ 曲線
４７ 曲線
４８ 曲線
４９ 曲線
５０ 曲線
５１ 損傷ライン
５２ 損傷ライン
５３ 疲労ライン
５４ 疲労ライン
５５ ブロック
５６ ブロック

Claims (14)

1. 支持層（２）と、前記支持層（２）に結合された結合層（３）と、前記結合層（３）に結合された軸受金属層（４）とを含む複合材料製の多層滑り軸受要素（１４）であって、前記結合層（３）が、アルミニウム製又は第１の軟質相フリーのアルミニウム基合金製であり、前記軸受金属層（４）が、少なくとも１つの軟質相を含む第２のアルミニウム基合金製であり、前記結合層（３）及び前記軸受金属層（４）が溶融冶金により互いに結合されており、前記結合層（３）と前記軸受金属層（４）との間に層厚が最大で２００μｍである結合ゾーンが形成されており、結晶粒（９，１０）が前記結合ゾーン内に形成されており、前記結合層（３）と前記軸受金属層（４）との間に光学顕微鏡で識別可能な境界層は形成されていない、多層滑り軸受要素（１４）。
2. 前記結合層（３）の前記第１のアルミニウム基合金及び／又は前記軸受金属層（４）の前記第２のアルミニウム基合金が、少なくとも１種の（他の）合金元素を含有し、前記合金元素が、前記結合層（３）と前記軸受金属層（４）との間に形成された前記結合ゾーンにおいて濃度勾配を有する、請求項１に記載の多層滑り軸受要素（１４）。
3. 前記結合層（３）と前記軸受金属層（４）との間に形成された前記結合ゾーン内の結晶粒（９，１０）の結晶粒度が、最大で１００μｍの平均最大直径を有する、請求項１又は２に記載の多層滑り軸受要素（１４）。
4. 前記結合ゾーン内の結晶粒（９、１０）の総計に対して少なくとも２５％の割合の結晶粒（９，１０）が、少なくとも前記結合層（３）と前記軸受金属層（４）との間に形成された前記結合ゾーンにおいて、略球状の晶癖を有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の多層滑り軸受要素（１４）。
5. 前記結合層（３）の前記第１のアルミニウム基合金が、少なくとも１種の軟質相元素を除いて、前記軸受金属層（４）の前記第２のアルミニウム基合金と同じ定性的組成を有する、請求項１〜４のいずれか一項に記載の多層滑り軸受要素（１４）。
6. 多層滑り軸受要素（１４）の製造方法であって、
   − 二層原材料（１１）を製造する工程であって、複合化鋳造によって、前記原材料（１１）の第１の層を形成する第１のアルミニウム基合金及び前記原材料（１１）の第２の層を形成する第２のアルミニウム基合金から二層原材料（１１）製造する工程と、
   − 前記二層原材料（１１）を、ロール圧接によって、前記多層滑り軸受要素（１４）の支持層（２）を形成する基材に結合させる工程と、
   − ロール圧接複合材料を仕上げ加工して多層滑り軸受要素（１４）を得る工程と、
   を含み、前記原材料（１１）を製造するための前記複合化鋳造プロセスは、少なくとも３つの異なるゾーンを有する装置（１６）において実施され、第１のゾーン（１９）内で、アルミニウムの第１のストランド（２２）がアルミニウム溶融物から製造されるか、又はアルミニウム基合金のうちの１種の第１のストランド（２２）が第１のアルミニウム合金溶融物（２３）から製造され、第２のゾーン（２０）において、前記アルミニウム溶融物又は第１のアルミニウム基合金溶融物（２３）の第１のストランド（２２）を、第１のストランド（２２）が凝固した第１の表面（２４）を有するまで冷却し、第３のゾーン（２１）において、アルミニウム溶融物からのアルミニウムの又は第２のアルミニウム合金溶融物（２６）からの他のアルミニウム基合金の第２のストランド（２５）が、凝固した第１の表面（２４）上に鋳造され、ただし、アルミニウムを使用する場合には、その他のストランド（２２又は２５）はそれぞれ前記第２のアルミニウム基合金から製造される、方法。
7. 前記第１のストランド（２２）の第１の表面（２４）に割り当てられた上部冷却回路と、前記第１のストランド（２２）の第２の表面（３９）に割り当てられた下部冷却回路とを有し、前記上部冷却回路の数が前記下部冷却回路の数よりも少ない冷却ライン内で、前記第１のストランド（２２）が冷却される、請求項６に記載の方法。
8. 前記第１のストランド（２２）が１℃／ｓ〜１５℃／ｓの範囲から選択される冷却速度で前記第１の表面（２４）の領域において冷却される、請求項６又は７に記載の方法。
9. 前記第１のストランド（２２）が前記第１の表面（２４）の領域において４００℃を下回らない温度に冷却される、請求項６〜８のいずれか一項に記載の方法。
10. 前記第１のストランド（２２）が側面（４０）の領域において冷却される、請求項６〜９のいずれか一項に記載の方法。
11. 前記第１のストランド（２２）の前記第１の表面（２４）上に鋳造された第２のストランド（２５）が、別の冷却回路により冷却され、前記第２のストランド（２５）の凝固前面が、この別の冷却回路の上流に形成される、請求項６〜１０のいずれか一項に記載の方法。
12. 前記第１のアルミニウム基合金が実質的に球状構造で製造され、前記第２のアルミニウム基合金が実質的に樹枝状構造で製造される、請求項６〜１１のいずれか一項に記載の方法。
13. 前記第１及び第２のストランド（２２，２５）を製造するために使用される前記アルミニウム基合金の融点が、融点の高いほうのアルミニウム基合金の融点を基準にして最大で１５％異なるか、あるいは、前記第１又は第２のストランド（２２又は２５）を製造するためにアルミニウムが使用される場合には、他のストランド（２５又は２２）に使用されるアルミニウム基合金が、アルミニウムの融点よりも最大で１５％高い融点を有する、請求項６〜１２のいずれか一項に記載の方法。
14. 前記原材料（１１）が２：１〜１：１０の層厚比Ｄで製造され、この層厚比が、前記鋳造プロセス後の前記第１のストランド（２２）の層厚と前記第２のストランド（２５）の層厚の比である、請求項６〜１３のいずれか一項に記載の方法。

Images