JPH0277546A

JPH0277546A - Ａｌ―Ｓｎ―Ｐｂ系軸受合金

Info

Publication number: JPH0277546A
Application number: JP15990889A
Authority: JP
Inventors: Masahito Fujita; 正仁藤田; Akira Ogawara; 大河原　章; Takeshi Sakai; 坂井　武志; Toshihisa Ogaki; 大垣　俊久; Takeshi Osaki; 剛大崎
Original assignee: NDC Co Ltd; Nippon Dia Clevite Co Ltd
Current assignee: NDC Co Ltd; Nippon Dia Clevite Co Ltd
Priority date: 1989-06-21
Filing date: 1989-06-21
Publication date: 1990-03-16

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】産業上の利用分野本発明はＡｔ　−Ｓｎ−Ｐｂ系軸受合金に、係り、詳し
くは、マトリックス中に、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Ａ
ｌ　−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、これにともなっ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っている。従来例の多元系やＡＪ系
軸軸受ほとんどは軸受台金部分の表面にオーバーレイメ
ツキ等によりＰｂ−Ｓｎ系等の表面目を形成したもので
ある。しかし、この構造の軸受では、潤滑面の高温化に
より疲労や焼付現象にみまわれ、上記の苛酷な使用条件
に耐えられなくなっている。

そこで最近は、オーバーレイメツキ等によって表面問が
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、必すしも安定した性能を元厚できないのが現状
である。

すなわら、表面にオーバーレイメツキ冒を有する軸受は
、−殻内には、ＪＩＳ　Ｈ５４０２、ＡＪ−１（１０％
Ｓｎ、０．１５％Ｃｕ、０．５％Ｎ１、ＡｌＢａ１）や
、ＪＩＳ　Ｈ５４０２、ＡＪ−２（６％Ｓｎ、２．５％
Ｃｕ、　１，０％Ｎｉ、Ａ／Ｂａ／）等のＪＩＳ規格、
ＳＡＥ　７８０（６％ｓｎ、２％Ｓｉ。

１％Ｃｕ％０，５％Ｎｉ、０．１％Ｔｉ、ＡｌＢａ１１
等のＳＡＥ規格に示される通り、その軸受台金部分はＳ
ｎ含有量が比較的少ない低５ｎ−Ａ／合金から成ってい
るが、これら軸受合金部分の表面には更にｐｂ−ｓｂ系
合金のオーバーレイメツキによっ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ＦＪ滅して焼付きに至り
、使用に耐えられなくなっている。これに対し、表面に
オーバーレイメツキによっ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、　Ａｌ！Ｂａ１ｉニ示すレル通り、その
軸受台金部分がＳｎ含有量の多い高５ｎ−Ａｌ合金から
成っている。しかし、このようにＳＯが２０％程度の如
く多く含まれる合金は、硬度が低（、Ａｌ？マトリック
スが弱くなるため、高負荷に耐えられない。

また、Ｓｎ含有酒の多少に拘らず、ＡＸ　−Ｓｎ系合金
中にｌｌｂを添カロして潤滑性をＩ！進させ、耐焼付性
をもたせた軸受台金が、例えば、水野昂−著昭和２９年
日刊工業新聞焼発行［軸受台金」第１３９頁に記載され
、この軸受台金は１０％Ｓｎ、１．５％ＣＵ、　０，５
％Ｓｉを含むとともに３％Ｐｂ′ｆ！：添加して成るＡ
ｔ　−Ｓｎ−Ｐｂ系合金である。

更に、八ｆ−Ｓｎ〜Ｐｌ）系合金中のＩｌｂはＡｌとは
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Ａｔ　−Ｓｎ−ＰＩ）−３ｂ系
合金が特公昭５２−１２１３１号に記載され、この上に
、Ａｌマトリックス強化のためにｃｒを添加したＡｌ−
Ｓｎ−Ｐｂ−３ｂ−Ｃｒ系合金が特公昭５８−１８９８
５号に記載されている。しかし、これらのＡｌ　−Ｓｎ
−［）ｂ系合金は通常運転時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
Ｓｔを分散析出させた軸受が特開昭５８−６４３３６号
によって提案されている。

この軸受は硬いＳｔ析出物により切削力を待たせたもの
であって、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、研磨加工時
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パリやエツジ等の凸部が生成して
いる。従って、上記の如きＡｔ−Ｓｎ系、Ａｌ　−Ｓｎ
−Ｐｂ系等の軸受台金では、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。ごれに対し、上記の
粗大なＳｉを分散析出させた軸受台金では、硬いＳｌ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、かえって粗大なＳ１析出物によって相
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、潤滑向上のた
めにＳｎやｐｂ等の含有量を高め、Ａｌマトリックスの
強化のためにＣｒ、　Ｓｂ、　Ｍｎ。

Ｎｉ等の元素を添加し、これらの元素によってＡｌマト
リックスの硬度を増加させるが、逆に、これら手段によ
ってかえってＡ１合金が脆弱になり、高負荷運転時には
殆んど高温下（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
マトリックス中に、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、１５４ＦＪ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、本発明に係る軸受台金は、重機％で、３〜３
５％Ｓｎ、　０．１〜１１％Ｓｉならびに０．１〜１０
％Ｐｂを含むほか、Ｏｒ、　Ｍｎ、　Ｆｅ％Ｎｉ、Ｇｏ
、ＭＯ５Ｓｂ。

■若しくはＺｒのうちの１種または２種以上を単味また
は合量で０．１〜４％含有し、残余が実質的にＡｔから
成るＡｔ−Ｓｎ系軸受合金において、０．０１〜０．３
％のＳｒを含有して、Ａｔマトリックス中に、球状、だ
円状若しくは元端が丸味をおびた形状の８１粒子を分散
、析出させることを特徴とする。

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ｃ
ｒ、　ｃｏ、　ｖ＋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
によっては達成できず、かえって、合金が脆弱になって
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
条件に好適な軸受台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８１に作用させ
てＳｉ結晶粒子の球状化若しくはＳｉ結晶粒子の一部の
球状化、つまり、Ｓ１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８１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金合金引張強度、伸びならびに衝撃強さを高め
る。

すなわら、−殻内に云って、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っ
て、単に軸受成分の添加によっては解決できないとされ
ているが、本発明ではＳｒによって鋳造時にＳｉ結晶粒
子の球状化をはかり、この球状化をＳｒによって熱処理
時に更に高めるのである。

なお、本発明は、ｓｒの添加によっ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
（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
行なった結果、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（Ａ／マトリックス中に、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。

−殻内に、焼付現象はそれに達する過程が複雑で多（の
条件が相乗的に作用して達するため、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
−８ｎ合金のオーバーレイメツキにより表面層を具える
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Ｉ！Ｊ滅し焼付きに至る。これに対し、Ｓ
ｉを含むＡｌ　−Ｓｎ−ｐｂ系合金から成って、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。

このところを本発明者等は看目し、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ｔａｌｔ以下、単にオーバーレイメツキ
日という。）を有する軸受の一部の拡大断面図であり、
第４図はＡＪ−Ｓｎ　−Ｐｂ合金であって、表面にオー
バーレイメツキ習がな（、しかも、Ｓｉ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謂４、合金層５なら
びに裏金６から成って、このオーバーレイメツキｌｌＩ
４の全表面によって軸荷重が支持される。これに対し、
第４図に示す如（、Ａｌ！−Ｓｎ−Ｐｂ系合金で５ｉｒ
ｉｉ含む軸受は合金＠５と裏金６とから成って、この合
金層５のマトリックス中に棒状や片状のＳｉ粒子２が析
出している。従って、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
削力を持っている。

要するに、両者の差は面接触と点接触であり、この差に
よって潤滑、摩擦面の温度上昇において決定的な相違と
なっている。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ｌＩ５の表面と相手軸表面との間に間隙／ｆ影形
成れ、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って、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
る軸受台金を完成するに至ったのである。

具体的に示すと、本発明者等はＡｌ　−５ｎ−Ｐｂ系合
金であって、３１等を含む軸受台金におけるＳｌの析出
形態に看目し、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、がっ、非金属的性質が強く、相手軸の
主成分の「ｅに２００℃〜５００℃程度の高温状態で接
触しても、全く拡散若しくは♂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
わかった。

第２に相手材を油膜を介し点支持する場合、３１粒子は
そのビッカース硬さが５９９にも達するほど硬く、しか
も、８１粒子は化合物でないためもろさがなく、弾性に
冨み、急激な変Ｕ荷重に耐えられることがわがった。

しかしながら、Ｓｉは上記の如き性質を持っているのに
も拘らず、結晶性が強（、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、
８１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、合金層でマトリックス１中に５
ｉ−Ｐｂ合金粒子とともに析出するＳ＋粒子２は板状若
しくは棒状化する一部、これら８１粒子２から離れて５
ｎ−Ｐｂ合金粒子３が存在することになる。口の状態で
あると、硬いＳｉ粒子２のエツジによって相手軸が削ら
れできずつけられ易く、かえって、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台
金の一部の拡大断面図であって、第１図に示す如く、合
金層において、そのマトリックス１中に分散析出する３
１粒子２は球状化し、この球状５１粒子２によって点接
触の理想に近づけ、より潤滑性を＾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、Ｓｌ
が球状化しているため、マトリックス中のり欠効果がな
く、強度的にも安定したマトリックスを得ることができ
、ＩＮ４摩耗性にも侵れる。

この３１粒子の球状化は、Ｓｒの添加によってＳｔが析
出する共晶点のＡ１合金液相の性質を改善することによ
って達成でき、更に、その債の熱処理において、その条
件が通ぶ条件であっても釘によって球状化が高められる
。

更に、Ｓｒの添加によって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８１の球状化粒子
２に５ｎ−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、
Ａｆは熱に対して感受性が強く、１５０℃！すぎると、
ＨＶ　１０以下まで軟化して強度が失なわれるため、マ
トリックスの高温での強化をはかる必要があり、このと
ころがら、Ｃ「、Ｍｎ。

Ｆｅ、　Ｎｔ、　ｃｏ、ＭＯ５Ｓｂ、　Ｖ、　２ｒ等を
添加する。

Ｃｒ、　Ｍｎ、　Ｆｅ、　Ｃｏ、Ｎｊ、　ＭＯ，ｓｂ、
　ｖ、　ｚｒは析出硬化型のマトリックス強化元素であ
って、これら強化元素によ・〕で高温での強度を向上さ
せるときには、Ｃｒ、　Ｍｎ、　Ｆｅ、　Ｎｉ、Ｃ０ｌ
Ｍｏ、　Ｓｂ、　Ｖ。

Ｚｒのうらの１種又は２種以上を単味又は合酷で０３１
〜４％好ましくは０．１〜２％添加する。

以上の通り、本発明においては、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、伸びを従
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
はマトリックス１の表面から突出するＳｉ粒子２の先端
部であり、しかも、８１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５ｎ−Ｐｂ合金のフィル
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
、３１粒子２の近傍に５ｎ−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、３１粒子が高温になっても、５ｉ−Ｐｂの融
解熱で熱吸収され、近傍のマトリックスのＡｌの合金と
相手軸との焼付きが起こりに（くなる。又、この時にも
第２図に示す如（、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３ａ＃Ｓｉ粒子２の突出面に供給される。この供給出
は温度の上昇とともに・Ｓ・えて、Ｓｉ粒子２の潤滑面
には常に５ｎ−Ｐｌ）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、３１粒子２
が球状化し、ごれに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３１粒子２
が相手軸に適切になじみ、かつ、やわらかい５ｎ−ｐｂ
層におおわれ、これがショックアブソーバ−的な働きを
する。

また、このようにＳｒの添加による８１粒子形状制御と
５ｎ−Ｐｂ合金粒子の隣接化は、上記のマトリックス強
化元素のうちでｓｂがＳｒと共存すると、その効果が−
１向上する。なかでも、ＳｒをＡｌとの合金として添加
するときの歩留りを考慮すると、Ｓｒをｓｂと共存させ
てその添加効果を高めるのが経済性の上からも好ましい
。

なお、上記の通りの各元素の限定理由を示すと、次の通
りである。

ｃｒ、　Ｍｎ％Ｆｅ、　Ｎｊ、　Ｇｏ、ＭＯ１Ｓｂ％Ｖ
、　Ｚｒは強靭なＡｌマトリックスに微細化効果を付与
する元素であるが、これらの１種以上の添加範囲を０．
１〜４％とするのは、４％を越える添加であると、析出
量が多くなって、かえってもろくなるからである。

Ｓｎが３〜３５％ならびにｐｂが０．１〜１０％の範囲
で適切な潤滑面が形成できる。また、Ｓｌは耐焼付性、
耐摩耗性の向上に有効で０．１〜１１％好ましくは０．
１〜１１％未満まで添加することで十分この潤滑構造を
維持できる。

また、ＳｒはＳｉの形状を球状に制御し、更に、５ｎ−
Ｐｂ粒子をＳ１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（，０，３％超の添加は
、鋳造時に巣を発生しやすくなりかえって問題をおこす
。

実施例次に、本発明の実施例について説明する。

実施例１゜ます、第１図に示す組成の＾１−８ｎ系軸受合金を連続
鋳造により厚さ２０１ＷＩ１１の板状材として鋳造し、
各鋳造ビレットの上下面を１．Ｏｎ＋ｍ面削し続いて冷
間圧延により２１１１ｆｆｌの厚さまで圧下した。

この状態で３００〜３５０℃の熱処理を（牙なってひず
みを除去し、その後、ＩＩＩ！Ａｌの薄い板を介して裏
金の鉄板に圧着させて厚み１．５０順の軸受を得た。

これらの軸受のうらで、供試材ＮＬ１１〜５はＳｒを含
まない従来例の供試材であり、ＮＩ＋６〜２３は本発明
に係るもので、Ｃｒ、　Ｍｎ、　Ｆｅ、Ｇｏ％Ｎｉ、　
Ｍｏ、ｓｂ、ｖ％２ｒのうちで１種または２種以上とＳ
ｒとを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２
００℃のは機内性質を見るために、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−８
ｎ合金部分のみとし、試験片の形状はＪＩＳ　ｚ　２２
０１の５号に示すものとした。

これらの結果がら、供試材賑６〜２３は従来材に比べ、
高温（２００℃）における強度低下が少な（、Ｏｒ、　
Ｍｎ、　Ｆｅ、　Ｎｉ、Ｇｏ、　ＭＯ，ｓｏ、　ｖ若し
くはｌｒの添加効果がうかがえる。すなわら、Ｓｉの球
状化及びマトリックス強化が相刺されて強度や伸びが改
善されたものと考えられる。又、仲ひも従来例に比べて
向上しており、高温での総合的なＲ機内性質は向上した
と古える。

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Ｍ機を用いて試験し、その試験条件は次の
通りであった。

マサツ速度　　４１１１／ＳｅＣ相手材　３４５Ｇ、硬さＩｔＩＩＩＧ＝５５面アラサ０
．８〜１．Ｏ３使用オイル　　ＳＡＥ、２０ｗ−４０抽　　　温　　１５０±５℃ 焼付荷重　１００１ａｌ／［）’から１０ｋｇ／［）２
Ｓｔｅｐで焼付きに至るまで１５分毎に血圧を上げてゆき、焼付きをおこした血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１００ｋＱ／［
１一定で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Ｎ１６〜２３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
トリッ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、各供試材をベアリング形状に加工し、最
終的なベアリングの疲労テストを行なったところ、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
ぼ同じようにベアリングをコンロッドに固定し、軸に偏
心荷重をかけて、以下の条件で耐久テストを行ない、焼
付きや破損を起さず、その性能をＮ￥ｆした時間の長さ
で評価するテストである。

面　　　　　圧　　　６００ｋＱｆ／ＣＩ’回　　転　
　数　　　４００Ｏｒ、　ｐ、　ｒｅ相手材料　ＦＣＤ
　７０、アラサ０．８〜１，５Ｓ使用オイル　　ＳＡＥ
　２０盲−４０油　　　　　温　　　１５０℃±５℃ なお、このテスト時間の上限は３００　Ｒ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。

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，７）におけるＳｉの形態の
変化をそれぞれの試料を用いて３１粒の形状がわかるよ
うに深くエツチングし、電子顕微鏡により調べたとごろ
、供試材Ｎｊ７のものはＳｒの添加によりＳｉが球状化
しているのがわかった。

実施例２゜本発明に係る軸受台金が高融点金属等をＡｔ７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
って求めた。

実験の供試材として、実施例１の第１表に示す従来材で
あるＳｒを含まない８１５と本発明に係るものである供
試材もｌにて比較実験を行なった。

実験はＪＩＳ　ｚ　２２４２、シャルピー衝撃ス験方法
にて３号試験片（＋１＝５）を作成して行なった。

実験の結果従来材は平均値０．８４ｋｌＪ・１７ｃｍ２
であったが、本発明に係るものは平均値２．８０ｋｌＪ
・ｍ／ｃｆであり、明らかに本発明に係る軸受台金はＳ
ｒ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、３〜３
５％５Ｏ１０，１〜１１％Ｓｉならびに０．１〜１０％
Ｐｂ、　０．０１〜０，３％ｓｒを含むとともにＣｒ、
　Ｍｎ。

ＦｅｌＮｉ％Ｇｏ１Ｍｏ、Ｓｂ、　Ｖ、　Ｚｒのうち１
種若しくは２欅以上単独若しくは合金で０．１〜４％を
含有し、残余が実質的にＡｌから成って、しかも、この
マトリックス中に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℃の高温における別機的性質が極
めて良好であり、高負荷運転による使用条件の苛酷さに
十分に耐える軸受台金である。

【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台金の一部の
拡大断面図、第２図は第１図に示す軸受台金の潤滑機構
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図の軸受台金の一部の拡
大断面図である。符号１・・・・・・マトリックス　２・・・・・・Ｓｉ
粒子３・・・・・・５ｎ−Ｐｂ台金粒子３ａ・・・・・・５ｎ−Ｐｂ液相４・・・・・・オーバーレイメツキ層５・・・・・・軸受台金ｉ１６・・・・・・裏金特許出
願人　工ヌデーシー株式会社代　　理　　人　　弁理士　　松　　下　　義　　勝弁
護士　副　島　文　雄第１図３ＳバーＰト佃埒７／第２図

Claims

【特許請求の範囲】

１）重量％で、３〜３５％Ｓｎ、０．１〜１１％Ｓｉな
らびに０．１〜１０％Ｐｂを含むほか、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆ
ｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｖ若しくはＺｒのうち１
種または２種以上を単味または合量で０．１〜４％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を含有して、Ａ
ｌマトリックス中に、球状、だ円状若しくは先端が丸味
をおびた形状のＳｉ粒子を分散、析出させることを特徴
とするＡｌ−Ｓｎ−Ｐｂ系軸受合金。