JPH0347936A - 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ＡＡ−８ｎ−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８１粒子が分散、析出され、しがも、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（ｌ性ならびに耐摩耗性を有するＡｌ
−３ｎ−ｐｂ系軸軸受合金係る。

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、潤滑イ１１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Ａ
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系等の表面層を形成した
ものである。しがし、この構造の軸受では、潤滑面の高
；易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
、−膜内には、ＪＩＳｌ」　５４０２、ＡＪ−１（１０
％Ｓｎ、０．７５％Ｃｕ、０．５％Ｎ：、ＡｌＢａ１）
や、ＪＩＳ　　）Ｉ　　５４０２、ＡＪ−２ｌ６％Ｓｎ
、２．５％ＣＬＩ、１．０％Ｎ　＋　、　ＡｌＢａ１ｌ
等のＪＩＳ規格、５ＡＥ７Ｂ０１６％Ｓｎ、２％Ｓｉ、
１％Ｃｕ、０．５％Ｎ＋、０．１％Ｔｉ、ＡｌＢａ１ｌ 規格に示される通り、その軸受台金部分はＳｎ含有量が
比較的少ない低５ｎ−Ａ１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。これに対し、表面にオーバーレイメ
ツキによって表面−を形成しない軸受はＳＡＥ　　７８
３（２０％Ｓｎ、０．５％Ｓｉ、１．０％ＣＩ、０．１
％ｌｉ。

ＡｌＢａ１ｌに示される通り、その軸受台金部分がＳｎ
含有量の多い高３ｎ−Ａ１合金から成っている。しかし
、このようにＳｎが２０％程（３） 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、Ｓｎ含有量の多少に拘らずＡ　１．−　Ｓ　ｎ系
合金中にＰｂ＠添加して潤滑性を増進させ、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
新聞社発行「軸受合金」第１３９頁に記載され、この軸
受台金は１ｏ％Ｓｎ、１．５％Ｃｕ、０．５％Ｓｉを含
むトドもに３％Ｐｂを添加して成るＡｌ−８ｎ−Ｐｂ系
合金である。

更に、Ａ　ｌ　−Ｓ　ｎ　　Ｐ　ｂ　系合金中（１’）
　Ｐ　ｂ　ハ、Ａ／とはほとんど固溶しないためこのＰ
　ｂの分散性の向上のためにｓｂを添加したＡｊ！！−
Ｓｎ−Ｐｂ−ｓｂ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Ｃ
ｒを添加したＡｌ−３ｎ−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ＡｌＳｎ系合金中に粗大なＳｌ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Ｓｉ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ｌ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、この四部周囲に
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Ａ／（５） Ｓｎ系、Ａｌ１−８ｎ−Ｐｂ系等の軸受台金では、これ
ら凹凸部により高負荷運転時には異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、
Ａｌ−８ｎ−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マトリックスの
強化のためにＣｒ、Ｓｂ、Ｍｎ、Ｎ　を等の元素を添加
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ＡＩ！合
金が脆弱になり、高負荷運転時には殆んど高（６） 馬上（１００〜２５０″Ｃ）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ｄ５ひ
た形状の８１粒子を析出さ廿ることにＪ、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 ずなわら、本発明に係る軸受台金は重量％で、３〜３５
％Ｓｎ、０．１〜１１％Ｓｉ、０．１〜１０％Ｐｂ、Ｍ
Ｏおよび、または７ｎを単味または含量で０．１〜４％
、０．０１〜０．３％Ｓｒ、残余が実質的にＡｌがらな
り、ＡＩ！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８１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
更に訂−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Ｏ
ｒ、Ｃｏ、ｌ’、ｌ　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覆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−５
ｎ−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、伸びならひに衝撃値かｆｌｌｔ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３ｒを鋳造時点で８１に作用させ
てＳ１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、ＳＩ結晶粒子の先端の丸味化をＨｌす
、更に、通常の条件の熱処理によりこのＳ１結晶粒子の
球状化若しくは丸味化を高め、これにより、Ａｌ−８ｎ
−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Ｓ　ｉ　Ｍ
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、３ｒ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
き高融点元素をＡｌ−３ｎＰｂ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（
＝Ｊ　ｉＪることかできる。

次に、以上の如＜Ａ４マトリックス中に、球状若しくは
先端は丸味をおひた形状のＳｔ粉粒子析出させると、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。

（９） 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　−Ｓ　ｎ合金のオーバレイメツキによる表面図を具
えるＣｕ　−ｐ　ｂ系合金の軸受は高荷重運転下ではこ
のメツキの表面図が摩滅し焼イ」きに至る。これに７・
ｊし、ＳＣｕを含むＡ／−８ｎ−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図が形成されて
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
較検問した。すなわち、第３図は表面にオーバーレイメ
ツキによる表面図（以下、単にオーバーレイメツキ箇と
いう。）を有する軸受の一部の拡大断面図であり、第４
図はＡｄｓｎ−ｐｂ合金であって、表面にオーバーレイ
メツ４−岡かなく、しがも、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Ｈ金６から成って、このオーバーレイメツキ層４の
全表面によ（１０） つて軸荷重が支持される。これに対し、第４図に示す如
＜、Ａｆｆｉ−８ｎ−Ｐｂ系合金で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７ト
リツクス中に棒状や片状の８１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、８１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ががらないため
、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。

史に進んで、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（１１） 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−８ｎｐｂ系合金で
あって、ＳｌやＣｕ等を含む軸受台金におけるＳｌ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　’Ｃ〜５
００℃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、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
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、急激な変動荷重に耐えられることがわかった。

（１２） 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＜、　Ａｊ！！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Ｓ　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方、これらＳｉ粒子２から離
れて５ｎ−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８１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、８１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。

すなわら、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、そのマトリックス１
中に分散析出するＳｉ粒子２は球状化し、この球状８１
粒子２によっ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
急激な高荷重がが（プられても、相手軸をぎずつけるこ
とがない。また、Ｓｉが球状化しているため、マトリッ
クス中の切欠効果がなく、強度的にも安定したマトリッ
クスを得ることができ、耐摩耗性にも優れる。

このＳｉ粒子の球状化は、Ｓｒ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５ｎ−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覆るほか、
Ａｌは熱に対して感受性が強く、１５０Ｇをすぎると、
ｌ−（Ｖ　１０以下まで軟化して強度か失なわれるため
、７１ヘリツクスの高温での強化をＩＪがる必要があり
、このところから、Ｍｇ、７　ｎを添り口する。

コなわら、これら添加元素のうらで、ＭＯ１／ｎはＡｌ
と固溶してＡｌマ］・リツクスを硬化させる。これらが
０．１〜４％の範囲であると、部が固溶し残部が析出し
そのバランスによってＡｌマトリックスが強化され、と
くに、ＭＣＩ若しくはｚｎのうち１種または２種以上を
中味又は合量で０．１〜４％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３ｒを添加し、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（１５） 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８１粒子２の先端
部であり、しがも、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（Ｊ、この油膜が破れ、局部的に境界潤滑に達し
、この時に、８１粒子２の上面に３ｎ−ｐｂ金合金フィ
ルムが介在すれば、焼イづきを防止でき、しがも、正常
に５ＩｌｌＩＩ１．ｌが再クー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、８１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８１粒子との摩擦で、８１粒子が高温になっ
ても、３１−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イ」きが起ごりにく
くなる。又、この時にも第２図に示す如く、８１粒子２
に隣接するＳ　ｎ　−Ｐ　１）（１６） 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８１粒子２の突出面に供給される。口の供給量
は温度の上昇とともに・５・えて、８１粒子２の潤滑面
には常に３ｎ−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、８１粒子２が
球状化し、これに５ｎ−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Ｓ粒子２が相手
軸に適切になじみ、がっ、やわらがい３　ｎ　−Ｐ　ｂ
　Ｆｌｊにおおわれ、これがショックアブソーバ−的な
働きをする。

ｒｔ　Ｊｊ、上記の通りの各几索の限定理由を示すと、
次の通りである。

まず、強靭なＡｌマトリックスを形成する元素のうちで
ＭΩ、ｚｎ等の範囲を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。

更に、Ｓｎも３〜３５％、Ｐｂ′＋Ｊ０．１〜（１７） １０％の範囲で適切な潤滑面が形成できる。また、Ｓｌ
は耐焼（＝Ｊ性、耐摩耗性の向上に有効で０．１〜１１
％まで添加（−ることで十分このＡｙｊ滑構造を組積で
きる。

また、３ｒはＳｌの形状を球状に制御し、更に、５ｎ−
Ｐｂ粒子をＳｉ粒子近傍に析出さゼるもので、ぎわめで
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、本発明に実施例について説明覆る。

実施例１゜ まず、第１図に示す組成のＡｌ−３ｎ系軸受合金を連続
鋳造により厚さ上下面をｉ　、　Ｑ　ｍｍ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°Ｃの熱処理を行なってひずみを除
去し、その後、純Ａｌの薄い板を介して裏金の鉄板に圧
着さゼて厚み１　、５０　ｍｍの軸受を得た。

（１８） これらの軸受のうちで供試材＆１〜５はＳｒを含まない
従来例の供試材であり、＆６〜９は本発明の実施例に係
るもので、１３％Ｓｎ、２．０％Ｐｂ、３．０％３＋、
０．０３％ＳｒのほかにＭ（］および、・′またはｚｎ
を単味または含量で０．１〜４％含有させたものである
。

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°Ｃの機械的性質を見るために、引張強度、伸びなら
びに峻さの試験を行ない、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−３
ｎ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。

これらの帖東がら、供試材島６〜９は従来材に比べ、高
温（２００℃）における強度が高く、ＭＯおよび、・ま
たはｌｎの添加効果がうかがえる。すなわち、Ｓ　ｉの
球状化及びマト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（
１９） 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４０摩耗試験機を用いて試験し、その試験条ｆ１は
次の通りであった。

マサツ速度　４１７１、、−”　Ｓ　ｅ　Ｃ相　　手　
　材　　　５４５Ｃ，硬さＨ＊　Ｃ＝　５５面アラサ０
．８〜１．Ｏ８ 使用オイル　　ＳＡＥ、２０Ｗ−４０ 油　　　　　温　　　１５０±５℃ 焼イＮＪ　荷重　１００ｋｇ１．ぽから１０にす、１３
ｔｅｐで焼イ」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１００ｋ［ｌ、
−’ＣＩ’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６〜９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、（２３） ３ｒ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がる。′？Ｉなわら、本発明に係る
合金はすぐれた潤イ°Ｉ槻構をイｊ　Ｌ、　−（いるこ
とを小している。

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］〜を行なったところ、第
２表に示１結果を得た。これは実際のエンジンの条件と
はは同じようにヘ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ｉ・を維持し
た時間の長さで評価するテストである。

血　　　　　圧　　　６００　ｋｌＪ　ｆ　、、・１回
　　転　　数　　４００Ｏｒ、ｌ）、ｍ相手材料　ＦＣ
Ｄ　７０、アラサ０．８〜１．５８ 使用オイル　ＳＡＥ　　２０ｗ−４０ 油　　　　　温　　　１５０”Ｃ±５”Ｃ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（２４） 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ｋｉｎ、　２の合金と更にＳｒを０．０３％
添加した場合（供試材Ｎ＋＋、　６１における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、とくに、それぞれの試料を８１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図
面としたものである。この写真の模式図から明確に解る
ように、３　ｒの添加によりＳｌが球状化しているのが
わかる。

実施例２゜ 本発明に係る軸受台金が高融点金属等をＡ／マトリック
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、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（２５） す従来材であるＳｒを含まない＆、５と本発明に係るも
のであるＮｏ、　６にて比較実験を行なった。

実験はＪＩＳ　　ｚ　　２２４２、シャルピー衝撃試験
方法にて３号試験片Ｈ＝５）を作成して行なった。

実験の結果、従来材は平均値０．８４ｋｌＪ・１η／′
ばであったが、本発明に係るものは平均値３．０５ｋ＜
ｌ・ｍ　／’　ａｌであり、明らかに本発明に係る軸受
合金はＳｒ添加にに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％Ｓ１ならひに０．１〜１０％
Ｐｂを含むほか、ＭＯおよび、７・またはＺｎを単味ま
たは含量で０．１〜４％を含有し、残余が実質的にＡｌ
ｌから成るＡｌＳｎ系軸受合金において、０．０１〜０
．３％のＳｒを添加してこのマトリックス中に８１粒子
を、球状、だ円状若しくは先端が丸味をおひた形状に析
出さゼて成るものである。

（２６） この構成による本発明軸受合金は極めて潤滑性に優れ、
がっ、１００〜２５０℃の高温にお（）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１−分に耐える軸受台金である。

４、図１ｆｉｉの簡ｔ１１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Ｔ５′真の模式図、第７図は本発明に係る軸受台
金の組織を示ず顕微鏡写真の模式図である。

符号１・・・・・・マ［・リツクス ２・・・・・・８１粒子 ３・・・・・・３　ｎ　−Ｐ　ｂ台金粒子３ａ・・・・
・・３　ｎ　−Ｐ　ｂ液相４・・・・・・オーバーレイ
メツキ医 ５・・・・・・軸受合金− （２７） ６・・・・・・裏金

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、Ｍｇおよび／またはＺｎを単味ま
   たは合量で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。