JPH0347935A - Ａｌ―Ｓｎ―Ｐｂ系軸受合金 - Google Patents

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Ａ　１２−　Ｓ　ｎ　−Ｐｂ系軸受合金に係り
１、ｉ？’：　Ｌ　＜は、７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、しがち、高速・高負荷運転時にすぐれ、な
かでも、高温領域に（ｂいて耐疲労性、耐焼ｆ＝１性な
らびに耐摩耗性を有するＡｌ−８ｎＰｂ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がる荷重が増加
すると共に、潤滑油の：晶１良が上昇し、軸受の使用条
件は苛酷化の一逐をたとっている。従来例の多元系ｉ”
／ｌ系軸受のほとんどは、軸受台金部分の表面にオーバ
ーレイメツキ等によりｐｂ−３ｎ系等の表面位を形成し
たものである。しかし、この構造の軸受では、潤滑面の
畠ン漏化により疲ツ５１′Ｊ焼（＝Ｊ現象にみ、１われ
、上記の苛酷な使用条１′１に耐えられ＜ｊ＜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
Ｎ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。

すなわら、表面にΔ−ハーレｒメツー１囮をイＪする軸
受は、−膜内には、ＪＩＳＩ−１５４０２、ＡＪ−１＋
１０％Ｓｎ、０．７５％Ｃｕ、０．５％Ｎ＋、ＡＪＢａ
ｌ＋や、ＪＩＳ　　）ｌ　　５４０２、ＡＪ−２＋６％
３ｎ、２．５％ＣＩ、１．０％Ｎ＋、Ａｌ１Ｂａｆ）等
のＪＩＳ規格、５ＡＥ７８０（６％ｓｎ、２％Ｓ１．１
％Ｃｕ、０．５％Ｎ１．０．１％Ｔｉ、Ａｔ’ＢａＪ＋
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りｎ−／ｌ！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−８ｎ
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なっている。口れに対し、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Ｓ
ＡＥ　　７８３（２０％Ｓｎ、０．５％ｓ＊、１．ｏ％
Ｃｕ、０．１％Ｔ１、ＡＪＢａｌに示される通り、その
軸受台金部分がＳ　ｎ含有量の多い高３　ｎ　−Ａ　１
合金から成っている。しかし、このようにＳｎが２０％
程（３１ 度の如く多く含まれる合金は硬度が低く、Ａ１７トリツ
クスが弱くなるため、高負荷に耐えられない。

また、３ｎ含有聞の多少に拘らずへ１−３ｎ系合金中に
Ｐｂを添加して潤′１１“１竹を増進さゼ、耐焼付性を
もたせた軸受台金が例えば水野閲著昭和２９年日刊工業
新聞社発行「軸受台金」第１３９頁に記載され、口の軸
受台金は１０％Ｓｎ、１．５％ＣＩ、０．５％Ｓ１を含
むとともに３％Ｐｂを添加して成るＡ　ｌｌ　−Ｓ　ｎ
　−Ｐ　ｂ系合金である。

更に１，１Ｍ’−８ｎ−Ｐｂ系合金中のＰ　ｂは、ＡＩ
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Ａｌ−３ｎＰｂ　−Ｓ　ｂ系合金
が特公昭５２−１２１３１号に記載され、この上に、Ａ
／マトリックス強化のためにＯｒを添加したＡｌ１−８
ｎ−ＰｂＳｂ−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Ａｌ５ｎ−Ｐｂ系
合金は通常運転時の潤滑性の向上（４） 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。

このところが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ＡＪ３ｎ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号によっ
て提案されている。

この軸受は硬い３ｉ析出物により切削力を持たせたもの
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、軸受性能を向上さゼるものである。史
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四部が残り、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Ａｆ（５） ３　ｎ系、Ａｌ−８ｎ−Ｐｂ系等の軸受台金では、これ
ら凹凸部により高負荷運転下にはｙＣ常摩耗が発生し易
い。これに対し、上記の粗大なＳｌを分散析出さゼた軸
受合金では、硬いＳ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Ｓ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、
ＡＪ−８ｎ−Ｐｂ系軸受合金において、潤滑性向上のた
めに３ｎやｐｂ等の含有量を高め、ＡＩマトリックスの
強化のためにＯｒ、ＳｂＳＭｎ、Ｎ　ｉ等の元素を添加
し、これらの元素によってＡ／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ＡＪ金合
金脆弱になり、高負荷運転時には殆んど高（６） 馬上（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、耐摩耗性を向上させる。

課題を解決するための 手段ならひにその作用 すζｊわも、本発明に係る軸受台金は重重％で、３〜３
５％３１１．０．１〜１１％Ｓ１．０．１〜１０％Ｐｂ
、ＣｕとＭＣＩおよび、・またはＺｎとを合間で０１１
〜４％、０．０１〜０．３％３ｒ、残余か実質的にＡｌ
がらなり、Ａ／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、析出させ
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−Ｃある。

？Ｊ−なりも、従来例にｄ５いて１ユ、単に高融点元素
であるＯｒ、Ｃｏ、Ｎ　ｉ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、Ａ　１
２−　Ｓ　ｎ　−ｐ　ｂ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、高荷重上の苛酷な
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ｊノロし、この３　ｒを鋳造時点で３ｉに作
用さゼて５ｉＩｉ’ｉ晶粒子の球状化若しくはＳ１結晶
粒子の一部の球状化、つまり、Ｓｉ結晶粒子の先端の丸
味化を計り、史に、通常の条件の熱処理によりこの３１
結晶粒子の球状化若しくは丸味化を高め、これにより、
Ａ　（１−Ｓ　ｎ　−Ｐ　ｂ台金の引張強度、伸びなら
びに衝撃強さを高める。

田なりも、一般的に云って、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、単に軸受成分の添カロによっては解決できないとさ
れているが、本発明では３ｒによって鋳造時に３１結晶
粒子の球状化をはかり、この球状化を３ｒによって熱処
理時に更に高めるのである。

なお、本発明は、５ｒＩ７）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
の如き高融点元素をＡｌ１−８ｎ１−用〕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Ｉ（＝Ｊけることができる。

次に、以上の如＜Ａｌマトリックス中に、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。

般的に、焼付現象はそれに達するため、義的に把握する
ことは困難であると云われている。しがし、表面にｐ　
ｂ−３ｎ合金のオーバレイメツキによる表面層を具える
ＣＬＩ−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イζ」きに〒る。これにλｊし、
ＳＣｕを含むＡ　（１−３ｎ　　Ｐｂ系合金がら成って
、表面にオーバーレイメツキによる表面Ｎ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着目し、両軸受を構造的に比
較横１した。すなわら、第３図は表面にオーバーレイメ
ツキによる表面＠（以ト、単にオーバーレイメツキ層と
いう。１を有する軸受の一部の拡大断面図であり、第４
図はへ１３　ｎ−ｐ　ｂ合金であって、表面にオルバー
レイメンキ居がなく、しがも、３１．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＠５な
らびに裏金６から成って、このオーバーレイメツキ關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図に小す如＜、Ａｌ−８ｎ−Ｐｂ系合金テＳＣｕ等を
含む軸受は合金層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ヤ片状の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、しがも、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、Ｈ操向の温度上昇においＣ決定的な州道と
なっＣ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ｆ、を下でＩ！Ｊｒｆｊ１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ＶＩ５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
がかがらないため、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（１月 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だ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Ａ　ｌ−３１１Ｐｂ系合
金であって、３ｉヤＣｕ等を含む軸受台金におけるＳｉ
の析出形態に着目し、その形態の潤滑面におよばず効果
について調査期究を進めたところ、 第１に、Ｓｌは融点が高い安定物質でありかつ非金属的
性Ｙ！ｌが強く、相手軸の主成分のｌ−ｅに２００℃ヘ
−５００”Ｃ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がら、軸荷重の点支持手段は
Ｓｌがきわめて好適であるごとがわがった。

第２に、相手材を油膜を介し点支持する場合、Ｓｉ粒子
はそのビッカース硬さが５９９にも達するほど硬く、し
がも、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がった。

（１２〕 しかしながら、Ｓｌ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く、／ｌ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、Ｓ
ｉ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３ｉ−
ｐｂ合金粒子とともに析出するＳｉ粒子２は根状若しく
は棒状化層るーｈ、これらＳ粒子２がら離れでＳｎ−「
）ｂ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のエツジによって相手軸が削られで
きずつ１ノられ易く、かえって、潤滑性が低下し、焼ｆ
りきが起こる。

この点がら、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（１３） １図に示す如く、合金層において、その７トリツクス１
中に分散析出するＳｉ粒子２は球状化し、この球状Ｓｉ
粒子２によって点接触のＦＪ！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、３ｉ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７１へ
ワックスを得る口とがＣき、耐摩耗性にｔＩ優れる、１ このＳｉ粒子の球状化は、３ｒの添加によってＳｉが析
出する共晶点のＡ／合金液相の性質を改善することによ
っ−Ｃ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ってもＳｒによって球状化が高めら
れる。

更に、Ｓｒの添加によってＳ　ｎ　−Ｐ　ｂ合金粒子３
の析出形態が変化し、第１図に示すように３１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（１４） 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が、
Δｇは熱に対して感受性が強く、１５０′″Ｃをづざる
と、］」■１０以下まで軟化して強度が失なわれるため
、７１〜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と〜１ｇおＪ、び　またはＺ　１
１を；以加する。

４イｉわら、これら添加元素のうらて、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｚ
　ｌ−１はＡｌと固’ｔ’ｆＪしてＡｌマトリックスを
硬化させる。これらが０．１−４％の範囲であると、一
部が固溶し残部が析出し、そのバランスによってＡ１７
トリツクスが強化され、とくに、（ｙ　ＬＪとＭ　ｇ（
１；　Ｊ、Ｏ’、ｒＪ、たは／ｎとを合量て０．１〜／
Ｉ９６添加する。

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（プでなく、これら強化元素とと
もにＳ　ｒを添加し、娩さのみで４ｊり、引張強度、伸
びを従来より向上させ、耐疲労イク−を高め、高荷重運
転−「での軸受性能の向−に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図に示刃椙成の軸受ては、軸荷重をささえる潤滑面
はマＩ・リツクスコの表面がら突出Ｊる３ｉ粒子２の先
端部であり、しがす、ｓ：粒子と相手軸との間に油１漠
が介在し、流体潤滑が保たれている。しがし、急激な変
動荷重を受番プ、この油１１Ａが破れ、局ＳｉＳ的に境
界側：１１に）ヱし、この時に、３１粒子２の上面に３
　ｎ−ｐ　ｂ合金のフィルムが介在ずれば、焼イ」きを
防止てき、しがも、正常に油膜が再生されて流体潤滑の
状態にすみヤかに復帰することができる。このときにし
、第′１図１に示す荀；；昏４あると、Ｓｉ粒子２の近
傍にＳ　ｌ］Ｆ’　Ｌ）　＠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粒子が高ン晶になっても、３ｉ−ｐｂの融解熱
で熱吸収され、近傍の７トリツクスのＡＡの合金と相′
＋軸との焼（＝Ｊきが起こりにくくなる。又、この時に
し第２図に示す如く、５１粒子２に隣接１−る３　ｎ　
−ｐ　ｂ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・５・えて、Ｓｉ粒子２
の潤潤面ニハ常に３１１−ｐｂＩ７１ａ相３ａがヂＣａ
、づるため、オ　ハーヒ−１へを未然に防止できる。式
−ツ゛るに、Ｓｉ粒子２が球状化し、これにＳｉ１−Ｐ
ｌ）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Ｓ粒子２が相手軸に適切になじみ、かつ
、やわらかいＳｎ　−１つｂＮにＪ′３おわれ、これが
ショックアブソーバ−的な働きをする。

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。

より“、強靭なＡｌマトリックスを形成する元素のうち
でＣｕとＭｇおよび２・または７ｎとの合量範囲を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。

（１７） 更に、３　ｒ＋も３〜３５％、１つｂｌＪｏ、’ｌへ１
０％の範囲で適切な潤滑面が形成できる。また、＄１は
耐焼（＝ｊ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。

また、Ｓ　ｒはＳｌの形状を球状に制御し、史に、３　
ｎ　−ｐ　ｂ粒子をＳｉ粒子近傍に析出さけるもので、
きわめて有効な元素である。しかし、３ｒ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７に加は、鋳造時に栄を発生しやすくなりかえって問
題をおこす。

実　　施　　例 次に、本発明に実施例について説明する。

実施例１゜ まず、第１図に示Ｊ−組成の△ｌ−３ｎ系軸受合金を連
続鋳造により厚さ−１−下面を１　、　Ｏｎｍ＋而削面
、続いて、冷間圧延により２　ｎｕｎの厚さまで圧下し
た。この状態て３００−３５０　’Ｃの熱処理を行なっ
てひずみを除去し、その後、純Δｌの薄い板を介して裏
金の鉄板に汁着さゼて厚み（１８） １　、５０　ｍｍ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、Ｈａ、　６〜８は本発明
の実施例に係るもので、１３％３　Ｉ］、２．０％Ｐｂ
、３．０％Ｓｔ、０．０３％ＳｒにＯｒとＭＣＩおにひ
・またはＺｎ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２０
０℃のＲ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−８ｎ
合金部分のみとし、試験片の形状はＪＩＳ　　Ｚ　　２
２０１の５号に示すものとした。

これらの結果から、供試材Ｎｉ１．６〜８は従来材に比
べ、高温ｆ２００’ｃ）における強度低下が少なく、（
、ＵとＭ’Ｏおよび２・またはｚｎの添加効果がうかが
える。すなわら、Ｓｌの球状化及びマｉ・リックス強化
が相開されて強度や伸びが改善されたものと考えられる
。又、伸びも従来例（１９） に比べて向上しており、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、銘木
式摩擦摩耗試験機を用いて試験し、その試験条件は次の
通りであった。

マυツ速度　　４　ｍ　、、Ｓｅ　ｃ 相　　手　　材　　　５４５Ｃ，ＶＪ！さＨＲＣ＝５５
面アラサ０．８〜１．０８ ＳＡＥ、２０Ｗ−４０ １５０±５℃ １００　ｋｇ、ｃ１２から１０　ｋｌｌ　／ｃ１２Ｓｔ
ｅｐで焼イリきに至るまで １５分間に血圧を上げてゆき、 焼付きをおこした面圧を焼付 荷重とする。

方、耐摩耗性をみるために １００ｋＧ、・ｉ一定で６時間試 験し、′εの後の重重変化をみ る。

この結果を第２表に示す。

（２０） 使用オイル 油　　　　　湛 焼ｆり荷重 ＭＷ耗性 これによれば、供試材６〜８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
構を有している口とを示している。

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ｌ〜を維持した
時間の長さで評価するテストである。

面　　　　　圧　　　６００　ｋｑ　ｆ　、、−１回　
　転　　数　　　４００Ｏｒ、ｐ０ｍ相手材料　ＦＣＤ
　７０．アラサ０．８〜１．５Ｓ 使用オイル　　ＳへＥ２０Ｗ＝−４０ 油　　　　　温　　　１５０°゛Ｃ±５゛Ｃなお、この
デスｌ−時間の上限は３００時間と（２１） 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。

方、従来例Ｎｏ、　２の合金と更に３ｒを０．０３％添
加した場合（供試材Ｎ０６）にお【プるＳｌの形態の変
化を示すと、第６図ならびに第７図の通りであった。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って、
と（に、それぞれの試料を３ｉ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模式図と
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Ｓｌが球状特開平 ３ ４７９３５　（７） 実施例２゜ 本発明に係る軸受台金が高融点金属等をＡ１７１へリッ
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、３ｒ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３ｒを含まないＮｏ、　５と本発明に係るしのであ
るＮｏ６に−Ｃ比較実験をｔｉなった。

実験はＪＩＳＺ２２４２、シャルピー衝撃試験方法にて
３号試験片（ｎ＝５）を作成しで行なった。

実験の結果、従来材は平均ｌ１ｌｌＩ　Ｏ、８４ｋａ・
１ηｌ？であったが、本発明に係るものは平均値３．１
０ｋｑ・ｎｌ　　［１２であり、明らかに本発明に係る
軸受合金は３ｒ添ＵｎにＪ、る改善効果が認められた。

ξ発明の効果） 以上詳しく説明した通り、本発明は手間％て、３〜３５
％Ｓｎ、０．１〜１１％Ｓ１ならびに（２５） ０．１〜１０％Ｐｂを含むほが、ＣｕとＭＯおよび、ま
たはＺｎとを合間で０．１〜４％含有し、残余が実質的
にＡｌがら成るＡｌ−８ｎ系軸受台金に３５いて、０．
０１〜０．３％の３　ｒを添加してこのマｉ・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
びた形状に析出さゼて成るものである。

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℃の高温におりる機械的性買が極
めて良Ｑ？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、第６図は従来例に係る軸受台金の組織を示す
顕微鏡写真の模式図、第７図は本発明に係る軸受（２６
） 合金の組織を示す顕微鏡写真の模式図である。 符号１・・・・・・７１−リックス ２・・・・・・Ｓｉ粒子 ３・・・・・・３　ｎ　−ｐ　ｂ合金粒子３ａ・・・・
・・３　ｎ　−Ｐ　ｂ液相４・・・・・・オーバーレイ
メツキ厨 ５・・・・・・軸受台金冒 ６・・・・・・裏金 第１図

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １）重量％で、３〜３５％Ｓｎ、０．１〜１１％Ｓｉ、
   ０．１〜１０％Ｐｂ、ＣｕとＭｇおよび／またはＺｎと
   を合量で０．１〜４％、０．０１〜０．３％Ｓｒ、残余
   が実質的にＡｌからなり、Ａｌ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、析出させたことを特徴とするＡｌ−Ｓｎ−Ｐｂ系
   軸受合金。