JPH0235020B2

JPH0235020B2 - Allsnnpbkeijikukegokin

Info

Publication number: JPH0235020B2
Application number: JP20294285A
Authority: JP
Inventors: Masahito Fujita; Akira Oogawara; Takeshi Sakai; Toshihisa Oogaki; Takeshi Oosaki
Original assignee: NDC Co Ltd
Current assignee: NDC Co Ltd
Priority date: 1985-09-13
Filing date: 1985-09-13
Publication date: 1990-08-08
Anticipated expiration: 2005-09-13
Also published as: JPS6263635A

Description

【発明の詳細な説明】

産業上の利用分野本発明はAl−Sn−Pb系軸受合金に係り、詳し
くは、マトリツクス中に、球状、だ円状若しくは
先端が丸味をおびた形状のSi粒子が分散、析出さ
れ、しかも、高速・高負荷運転時にすぐれ、なか
でも、高温領域において耐疲労性、耐焼付性なら
びに耐摩耗性を有するAl−Sn−Pb系軸受合金に
係る。従来の技術最近の自動車用エンジンは、小型化、省燃費、
高出力のものとなり、これにともなつて軸受にか
かる荷重が増加すると共に、潤滑油の温度が上昇
し、軸受の使用条件は苛酷化の一途をたどつてい
る。従来例の多元系やAl系軸受のほとんどは、
軸受合金部分の表面にオーバーレイメツキ等によ
りPb−Sn系等の表面層を形成したものである。
しかし、この構造の軸受では、潤滑油の高温化に
より疲労や焼付現象にみまわれ、上記の苛酷な使
用条件に耐えられなくなつている。そこで最近
は、オーバーレイメツキ等によつて表面層が形成
されない軸受が求められている。しかしながら、
この種の軸受でも、上記の苛酷な使用条件では、
必ずしも安定した性能を発揮できないのが現状で
ある。すなわち、表面にオーバーレイメツキ層を有す
る軸受は、一般的には、JIS Ｈ 5402、AJ−１
（10％Sn、0.75％Cu、0.5％Ni、AlBal）や、JIS
Ｈ 5402、AJ−２（６％Sn、2.5％Cu、1.0％Ni、
AlBal）等のJIS規格、SAE780（６％Sn、２％
Si、１％Cu、0.5％Ni、0.1％Ti、AlBal）等の
SAE規格に示される通り、その軸受合金部分は
Sn含有量が比較的少ない低Sn−Al合金から成つ
ているが、これら軸受合金部分の表面には更に
Pb−Sn系合金のオーバーレイメツキによつて表
面層が形成され、この表面層が軸受面を構成して
いる。しかし、これら軸受は、近年の高負荷、高
温の使用条件下では表面のオーバーレイメツキに
よる表面層が摩滅して焼付きに至り、使用に耐え
られなくつている。これに対し、表面にオーバー
レイメツキによつて表面層を形成しない軸受は
SAE 783（20％Sn、0.5％Si、1.0％Cu、0.1％Ti、
AlBal）に示される通り、その軸受合金部分がSn
含有量の多い高Sn−Al合金から成つている。し
かし、このようにSnが20％程度の如く多く含ま
れる合金は硬度が低く、Alマトリツクスが弱く
なるため、高負荷に耐えられない。また、Sn含有量の多少に拘らずAl−Sn系合金
中にPbを添加して潤滑性を増進させ、耐焼付性
をもたせた軸受合金が例えば水野昴一著昭和29年
日刊工業新聞社発行「軸受合金」第139頁に記載
され、この軸受合金は10％Sn、1.5％Cu、0.5％Si
を含むとともに３％Pbを添加して成るAl−Sn−
Pb系合金である。更に、Al−Sn−Pb系合金中にPbは、Alほほと
んど固溶しないためこのPbの分散性の向上のた
めにSbを添加したAl−Sn−Pb−Sb系合金が特公
昭52−12131号に記載され、この上に、Alマトリ
ツクス強化のためにCrを添加したAl−Sn−Pb−
Sb−Cr系合金が特公昭58−18985号に記載されて
いる。しかし、これらのAl−Sn−Pb系合金は通
常運転の潤滑性の向上を目的として開発されたも
ので、高負荷運転条件では十分な耐疲労性を示さ
ない欠点がある。この理由は、通常の運転下に比
べると、高負荷運転下の軸と軸受との潤滑機構は
根本的に相違するからである。このところから高負荷運転下の潤滑機構と通常
運転下のそれとの相違点について基本的な検討が
行なわれ、この検討結果の一つとしてAl−Sn系
合金中に粗大なSiを分散析出させた軸受が特開昭
58−64336号によつて提案されている。この軸受は硬いSi析出物により切削力を持たせ
たものであつて、切削力を持つが故に相手軸の表
面凹凸部が削られて平坦化し、軸受性能を向上さ
せるものである。更に詳しく説明すると、球状若
しくは片状の黒鉛を析出させた黒鉛鋳鉄から成る
相手軸の表面には、研摩加工時に脱落した黒鉛粒
子のあとに凹部が残り、この凹部周囲には硬く加
工硬化したバリやエツジ等の凸部が生成してい
る。従つて、上記の如きAl−Sn系、Al−Sn−Pb
系等の軸受合金では、これら凹凸部により高負荷
運転時には異常摩耗が発生し易い。これに対し、
上記の粗大なSiを分散析出させた軸受合金では、
硬いSiの析出物により切削力が付与されているた
めに、相手軸の凹凸部分は機械的に切削されて平
坦化され、これ故に、異常摩耗や焼付きが起らな
い。しかしながら、相手軸が黒鉛鋳鉄以外の場合に
は、高負荷運転のときにかえつて粗大なSi析出物
によつて相手軸の表面が不規則にけずられ、焼付
きが発生し、大きな障害が生じる。発明が解決しようとする課題本発明は上記欠点の解決を目的とするが、具体
的には、Al−Sn−Pb系軸受合金において、潤滑
性向上のためにSnやPb等の含有量を高め、Alマ
トリツクスの強化のためにCr、Sb、Mn、Ni等
の元素を添加し、これらの元素によつてAlマト
リツクスの硬度を増加させるが、逆にこれら手段
によつてかえつてAl合金が脆弱になり、高負荷
運転時には殆んど高温化（100〜250℃）での耐疲
労性を示さないことになる。このところを本発明
においては、Alマトリツクス中に、だ円状、球
状若しくは先端が丸味をおびた形状のSi粒子を析
出させることにより解決し、このようにして耐焼
付性、耐摩耗性を向上させる。課題を解決するための手段ならびにその作用すなわち、本発明に係る軸受合金は重量％で、
３〜35％Sn、0.1〜11％Si、0.1〜10％Pb、Cu、
Mg若しくはZnのうちの１種または２種以上を単
味または合量で0.1〜２％、0.01〜0.3％Sr、Cr、
Mn、Fe、Ni、Co、Mo、Sb、Ｖ若しくはZrのう
ちの１種若しくは２種以上とTiとを合量で0.1〜
１％、残余が実質的にAlからなり、Alマトリツ
クス中に、球状、だ円状若しくは先端が丸味をお
びた形状のSi粒子が分散、析出したことを特徴と
する。そこで、これら手段たる構成ならびにその作用
について更に詳しく説明すると、次の通りであ
る。まず、本発明は高温状態における耐疲労性を高
めるために成されたものである。すなわち、従来例においては、単に高融点元素
であるCr、Co、Ni等を添加し、高温強度を高
め、高温下で硬さが急激に低下することを防止す
ると共に、耐摩耗性を高めている。しかし、この
ように、Al−Sn−Pb系合金の高温状態における
耐疲労性を高めるためには、単に高融点元素を添
加して硬さを増加させることによつては達成でき
ず、かえつて、合金が脆弱になつて引張強度、伸
びならびに衝撃値が低下する。この点について、本発明では、高温、高荷重下
の苛酷な条件に好適な軸受合金を提供するため
に、Srを必須成分として添加し、このSrを鋳造
時点でSiに作用させてSi結晶粒子の球状化若しく
はSi結晶粒子の一部を球状化、つまり、Si結晶粒
子の先端の丸味化を計り、更に、通常の条件の熱
処理によりこのSi結晶粒子の球状化若しくは丸味
化を高め、これにより、Al−Sn−Pb合金の引張
強度、伸びならびに衝撃強さを高める。すなわち、一般的に云つて、耐疲労強さは材料
の引張強さ、伸び、衝撃強さ、組織的構造等起因
するものであつて、単に軸受成分の添加によつて
は解決できないとされているが、本発明ではSr
によつて鋳造時にSi結晶粒子の球状化をはかり、
この球状化をSrによつて熱処理時に更に高める
のである。なお、本発明は、Srの添加によつて機械的特
性の低下を防止することができるので、添加元素
として上記の如き高融点元素をAl−Sn−Pb系合
金に添加しても、高温下での機械的特性を急激に
低下させることがない。このような本発明の特徴
は高温、高荷重下で疲労試験を行なつた結果、疲
労強度の向上が認められたことでも裏付けること
ができる。次に、以上の如くAlマトリツクス中に、球状
若しくは先端は丸味をおびた形状のSi粒子を析出
させると、高温、高負荷条件に適合し表面性能が
著しく高められた軸受面が得られる。一般的に、焼付現象はそれに達するため、一義
的に把握することは困難であると云われている。
しかし、表面にPb−Sn合金のオーバーレイメツ
キによる表面層を具えるCu−Pb系合金の軸受は
高荷重運転下ではこのメツキの表面層が摩滅し焼
付きに至る。これに対し、Si、Cuを含むAl−Sn
−Pb系合金から成つて、表面にオーバーレイメ
ツキによる表面層が形成されていない軸受におい
ては焼付きに至らない。このところ本発明者等は着目し、両軸受を構造
的に比較検討した。すなわち、第３図は表面にオ
ーバーレイメツキによる表面層（以下、単にオー
バーレイメツキ層という。）を有する軸受の一部
の拡大断面図であり、第４図はAl−Sn−Pb合金
であつて、表面にオーバーレイメツキ層がなく、
しかも、Si、Cu等を含む軸受の一部の拡大断面
図である。第３図から明らかな如く、この軸受は
表面のオーバーレイメツキ層４、合金層５ならび
に裏金６から成つて、このオーバーレイメツキ層
４の全表面によつて軸荷重が支持される。これに
対し、第４図に示す如く、Al−Sn−Pb系合金で
Si、Cu等を含む軸受は合金層５の裏金６とから
成つて、この合金層５のマトリツクス中に棒状や
片状のSi粒子２が析出している。従つて、この軸
受では相手軸の荷重は硬いSi粒子２支えられ、し
かも、Si粒子が上記の如く切削力を持つている。要するに、両者の差は面接触と点接触であり、
この差によつて潤滑、摩擦面の温度上昇において
決定的な相違となつている。つまり、第３図に示
す軸受のように、面接触では高速、高負荷条件下
で摩擦面の温度は急速に上昇するのに対し、第４
図に示す軸受のように点接触では、合金層５の表
面と相手軸表面との間に間隙が形成され、この間
隙の油膜にはあまり大きな荷重がかからないた
め、十分な潤滑が保持され、摩擦面の温度上昇は
おさえられる。更に進んで、本発明者等は、第４図に示す如き
点接触による軸荷重の支持が高荷重下の潤滑にき
わめて有効であるという基本的見地に立つて、そ
の効果を最大限に生かすための組成ならびに構造
について研究し、本発明に係る軸受合金を完成す
るに至つたものである。具体的に示すと、本発明者等はAl−Sn−Pb系
合金にあつて、SiやCu等を含む軸受合金におけ
るSiの析出形態に着目し、その形態の潤滑面にお
よぼす効果について調査研究を進めたところ、第１に、Siは融点が高い安定物質でありかつ非
金属的性質が強く、相手軸の主成分のFeに200℃
〜500℃程度の高温状態で接触しても、全く拡散
若しくは溶解を起さないことから、軸荷重の点支
持手段はSiがきわめて好適であることがわかつ
た。第２に、相手材を油膜を介し点支持する場合、
Si粒子はそのビツカース硬さが599にも達するほ
ど硬く、しかも、Si粒子は化合物でないためもろ
さがなく、弾性に富み、急激な変動荷重に耐えら
れることがわかつた。しかしながら、Siは上記の如き性質を持つてい
るのにも拘らず結晶性が強く、Alとの共晶析出
形態でも板状若しくは棒状を呈し、その後の圧延
や熱処理を経ても、その形状はわずか変化する程
度である。このため、Si粒子の析出形態の制御を
鋳造時から行なわない場合は、第５図に示す如く
合金層でマトリツクス１中にSi−Pb合金粒子と
ともに析出するSi粒子２は板状若しくは棒状化す
る一方、これらSi粒子２から離れてSn−Pb合金
粒子３が存在することになる。この状態である
と、硬いSi粒子２のエツジによつて相手軸が削ら
れてきずつけられ易く、かえつて潤滑性が低下
し、焼付きが起こる。この点から、本発明において潤滑性の飛躍的向
上のために、Si粒子から切削力を除去する上か
ら、球状化の如くエツジ部に丸味をおびさせるよ
うな形態に制御する。すなわち、第１図は本発明の一つの実施例に係
る軸受合金の一部の拡大断面図であつて、第１図
に示す如く、合金層において、そのマトリツクス
１中に分散析出するSi粒子２は粒状化し、この球
状Si粒子２によつて点接触の理想に近づけ、より
潤滑性を高め且つ耐摩耗性を高めることができ
る。また、高速かつ急激な高荷重がかけられて
も、相手軸をきずつけることがない。また、Siが
球状化しているため、マトリツクス中の切欠効果
がなく、強度的にも安定したマトリツクスを得る
ことができ、耐摩耗性にも優れる。このSi粒子の粒状化は、Srの添加によつてSiが
析出する共晶点のAl合金液相の性質を改善する
ことによつて達成でき、更に、その後の熱処理に
おいて、その条件が通常条件であつてもSrによ
つて球状化が高められる。更に、Srの添加によつてSn−Pb合金粒子３の
析出形態が変化し、第１図に示すようにSiの粒状
化粒子２にSn−Pb合金３がより隣接して存在す
るようになる。この構造は、従来例のもの（例え
ば、第５図参照）に比して、潤滑性能を飛躍的に
向上させる。また、以上のように表面性能を構造的に解決す
るほか、Alは熱に対して感受性が強く、150℃を
すぎると、Hv10以下まで軟化して強度が失なわ
れるため、マトリツクスの高温での強化をはかる
必要があり、このところから、Cu、Mg、Zn、
Cr、Mn、Fe、Ni、Co、Mo、Sb、Ti、Ｖ、Zr
を添加する。すなわち、これら添加元素のうちで、Cu、
Mg、ZnはAlと固溶してAlマトリツクスを硬化
させる。これらが0.1〜２％の範囲であると、一
部が固溶し残部が析出し、そのバランスによつて
Alマトリツクスが強化され、とくに、Cu、Mg若
しくはZnのうち１種または２種以上を単味又は
合量で0.1〜２％添加する。また、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Mo、Sb、Ti、
Ｖ、Zrは析出硬化型のマトリツクス強化元素で
あつて、これら強化元素によつて高温での強度を
向上させるときには、Cr、Mn、Fe、Ni、Co、
Mo、Sb、Ｖ、Zrのうちの１種または２種以上と
更にTiとを添加し、その添加量を合量で0.1〜１
％添加する。更に、このように析出硬化型強化元素を添加す
ることに併せて、Cu、Mg若しくはZnのうちの１
種又は２種以上を単味若しくは合量で0.1〜２％
添加し、これら元素の固溶によつて強度を向上さ
せる。以上の通り、本発明においては、単に従来のよ
うに素地強化元素を添加するだけでなく、これら
強化元素とともにSrを添加し、硬さのみでなく、
引張強度を従来より向上させ、耐疲労性を高め、
高荷重運転下での軸受性能の向上をはかるもので
あるが、その機構とともに各成分組成について説
明すると、次の通りである。第１図に示す構成の軸受では、軸荷重をささえ
る潤滑面はマトリツクス１の表面から突出するSi
粒子２の先端部であり、しかも、Si粒子と相手軸
との間に油膜が介在し、流体潤滑が保たれてい
る。しかし、急激な変動荷重を受け、この油膜が
破れ、局部的に境界潤滑に達し、この時に、Si粒
子２の上面にSn−Pb合金のフイルムが介在すれ
ば、焼付きを防止でき、しかも、正常に油膜が再
生されて流体潤滑の状態にすみやかに復帰するこ
とができる。このときにも、第１図に示す構造で
あると、Si粒子２の近傍にSn−Pb合金粒子３が
存在し、この合金は溶融状態でも潤滑面と親和性
があり、このため、油切れを起こしにくい。ま
た、相手軸とSi粒子との摩擦で、Si粒子が高温に
なつても、Si−Pbの融解熱で熱吸収され、近傍
のマトリツクスのAlの合金と相手軸との焼付き
が起こりにくくなる。又、この時にも第２図に示
す如く、Si粒子２に隣接するSn−Pb合金粒子３
の少なくとも一部が液相化しており、この液相３
ａがSi粒子２の突出面に供給される。この供給量
は温度の上昇とともにふえて、Si粒子２の潤滑面
には常にSn−Pbの液相３ａが介在するため、オ
ーバーヒートを未然に防止できる。要するに、Si
粒子２が球状化し、これにSn−Pb合金粒子３が
隣接する構造は、境界潤滑状態（油膜が切れた）
で非常に有効であり、また、普通の流体潤滑状態
でも、硬いSi粒子２が相手軸に適切になじみ、か
つ、やわらかいSn−Pb層におおわれ、これがシ
ヨツクアブソーバー的な働きをする。なお、上記の通り各元素の限定理由を示すと、
次の通りである。まず、強靭なAlマトリツクスを形成する元素
のうちでCu、Mg、Zn等の範囲を0.1〜２％とす
るのは、２％を越える添加であると、析出量が多
くなつて、かえつてもろくなるからであり、ま
た、0.1％以下であると、マトリツクスの強度が
損なわれるからである。一方、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Mo、Sb、Ｖ、
ZrとTiの添加量を0.1〜１％にするのは、この範
囲であると、軸受に耐疲労性を付与できるが、１
％を越える添加では化合物が粗大化してしまい、
かえつて、その靭性を劣化させてしまうからであ
る。また、0.1％以下であると、その添加効果が
なく、軸受としての耐疲労性が保持できないから
である。更に、Sn3〜35％、Pb0.1〜10％の範囲である
と、適切な潤滑面が形成できる。すなわち、Sn
が35％をこえると、適当な硬度が保持できず、３
％以下では潤滑性能が劣化する。また、Pbが10
％をこえると、Snとの関連性から、Sn−Pb粒子
のほかに、粗大化されたPb粒子のみの析出量が
多くなり、軸受強度がかえつて劣化する。また、
Siは耐焼付性、耐摩耗性の向上に有効で0.1〜11
％まで添加することで十分この潤滑構造を維持で
きる。この際、Siが11％をこえると、靭性が失な
われ、0.1％以下ではこの添加効果がない。また、SrはSiの形状を球状に制御し、更に、
Sn−Pb粒子をSi粒子近傍に析出させるもので、
きわめて有効な元素である。しかし、Srが0.01％
未満であると、このような添加効果がなく、0.3
％超の添加は、鋳造時に巣を発生しやすくなりか
えつて問題をおこす。実施例次に、本発明に実施例について説明する。実施例１まず、第１図に示す組成のAl−Sn系幾受合金
を連続鋳造により厚さ上下面を1.0mm面削し、続
いて、冷間圧延により２mmの厚さまで圧下した。
この状態で300〜350℃の熱処理を行なつてひずみ
を除去し、その後、純Alの薄い板を介して裏金
の鉄板に圧着させて厚み1.50mmの軸受を得た。これらの軸受のうちで供試材No.１〜５はSrを
含まない従来例の供試材であり、No.６〜20は本発
明の実施例に係るもので、13％Sn、2.0％Pb、3.0
％Si、0.03％SrのほかにCu、Mg、Zn、Cr、Mn、
Fe、Co、Ni、Mo、Sbをそれぞれ添加し、結晶
粒微細化のためにTiを少量添加したものである。これらの各供試材は軸受として使用される常温
及び200℃の機械的性質を見るために、引張強度、
伸びならびに硬さの試験を行ない、これを第２表
に示した。なお、各供試材は裏当金を機械加工に
より削除してAl−Sn合金部分のみとし、試験片の形状はJIS ｚ 2201の５号に示すものとした。これらの結果から、供試材No.６〜20は従来材に
比べ高温（200℃）における強度低下が少なく、
Cu、Mg、Zn及びCr、Mn、Fe、Co、Ni、Mo、
Sb、Ti、Ｖ、Zrの添加効果がうかがえる。すな
わち、Siの球状化及びマトリツクス強化が相剰さ
れて硬さや強度が改善されたものと考えられる。
高温での総合的な機械的性質は向上したと言え
る。次に、供試材の耐焼付性と耐摩耗性を知るため
に鈴木式摩擦摩耗試験機を用いて試験し、その試
験条件は次の通りであつた。マサツ速度４ｍ／sec 相手材 S45C、硬さH_RＣ＝55面アラサ0.8〜1.0S 使用オイル SAE、20w−40 油温 150±50℃ 焼付荷重 100Kg／cm²から10Kg／cm²Stepで焼付き
に至るまで15分間に面圧を上げてゆき、焼付き
をおこした面圧を焼付荷重とする。耐摩耗性一方、耐摩耗性をみるために100Kg／
cm²一定で６時間試験し、その後の重量変化をみ
る。この結果を第２表に示す。これによれば、供試材６〜20の何れも従来材に
比べ良好な耐焼付性、耐摩耗性を示しており、
Sr及びマトリツクス強化元素添加により表面性
能も向上していることがわかる。すなわち、本発
明に係る合金はすぐれた潤滑機構を有しているこ
とを示している。次に、実際に、各供試材を半円筒ベアリング製
品形成に加工し、最終的なベアリングの疲労テス
トを行なつたところ、第２表に示す結果を得た。
これは実際のエンジンの条件とほほ同じようにベ
アリングをコンロツドに固定し、軸に偏心荷重を
かけて、以下の条件で耐久テストを維持した時間
の長さで評価するテストである。面圧 600Kgｆ／cm² 回転数 4000r.p.m 相手材料 FCD70、アラサ0.8〜1.5S 使用オイル SAE20w−40 油温 150℃±５℃ なお、このテスト時間の上限は300時間とし、
Ｎ＝５の平均値を第２表に示した。この結果、何
れも比較例の従来材に比べ長い耐久時間を示して
おり、本発明に係る合金はすぐれた耐疲労性を示
している。

【表】

【表】一方、従来例No.２の合金と更にSrを0.03％添加
した場合（供試材No.６）におけるSiの形態の変化
を示すと、第６図ならびに第７図の通りであつ
た。すなわち、第６図ならびに第７図は従来例の
合金と本発明に係る合金の顕微鏡組織を示す写真
の模式図であつて、とくに、それぞれの試料をSi
粒の形状がわかるように深くエツチングし、電子
顕微鏡を用いて撮影したものである。この写真の
模式図から明確に解るように、Srの添加によりSi
が粒状化しているのがわかる。実施例２本発明に係る軸受合金が高融点金属等をAlマ
トリツクスの強化剤として添加して、合金の脆弱
化を改善する効果があるか否かを確認するため、
代用特性として衝撃値を測定し、Srの添加作用
により改善効果を実験によつて求めた。実験の供試材として、実施例１の第１表に示す
従来例であるSrを含まないNo.５と本発明に係る
ものであるNo.６にて比較実験を行なつた。実験はJIS ｚ 2242、シヤルピー衝撃試験方法
にて３号試験片（ｎ＝５）を作成して行なつた。実験の結果、従来材は平均値0.84Kg・ｍ／cm²で
あつたが、本発明に係るものは平均値2.90Kg・
ｍ／cm²であり、明らかに本発明に係る軸受合金は
Sr添加による改善効果が認められた。＜発明の効果＞以上詳しく説明した通り、本発明は重量％で、
３〜35％Sn、0.1〜11％Siならびに0.1〜10％Pbを
含むほか、Cu、Mg若しくはZnのうちの１種また
は２種以上を単味または合量で0.1〜２％含み、
しかも、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Mo、Sb、Ｖ
若しくはZrのうち少なくとも１種若しくは２種
以上とTiとを合量で0.1〜１％を含有し、残余が
実質的にAlから成るAl−Sn系軸受合金において、
0.01〜0.3％のSrの添加しこのマトリツクス中に
Si粒子を、球状、だ円状若しくは先端が丸味をお
びた形状に析出させて成るものである。この構成による本発明軸受合金は極めて潤滑性
に優れ、かつ、100〜250℃の高温における機械的
性質が極めて良好であり、高負荷運転による使用
条件の苛酷さに十分に耐える軸受合金である。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の一つの実施例に係る軸受合金
の一部の拡大断面図、第２図は第１図に示す軸受
合金の潤滑機構の説明図、第３図ならびに第４図
は従来例の軸受の一部の各拡大断面図、第５図は
第４図の軸受合金と一部の拡大断面図、第６図は
従来例に係る軸受合金の組織を示す顕微鏡写真の
模式図、第７図は本発明に係る軸受合金の組織を
示す顕微鏡写真の模式図である。符号１……マトリツクス、２……Si粒子、３…
…Sn−Pb合金粒子、３ａ……Sn−Pb液相、４…
…オーバーレイメツキ層、５……軸受合金層、６
……裏金。

Claims

【特許請求の範囲】

１重量％で、３〜35％Sn、0.1〜11％Si、0.1〜
10％Pb、Cu、Mg若しくはZnのうちの１種また
は２種以上を単味または合量で0.1〜２％、0.01
〜0.3％Sr、Cr、Mn、Fe、Ni、Co、Mo、Sb、
Ｖ若しくはZrのうちの１種若しくは２種以上と
Tiとを合量で0.1〜１％、残余が実質的にAlから
なり、Alマトリツクス中に、球状、だ円状若し
くは先端が丸味をおびた形状のSi粒子が分散、析
出したことを特徴とするAl−Sn−Pb系軸受合
金。