JPH04202734A - アルミニウム系軸受合金 - Google Patents
アルミニウム系軸受合金Info
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- JPH04202734A JPH04202734A JP2339519A JP33951990A JPH04202734A JP H04202734 A JPH04202734 A JP H04202734A JP 2339519 A JP2339519 A JP 2339519A JP 33951990 A JP33951990 A JP 33951990A JP H04202734 A JPH04202734 A JP H04202734A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/003—Alloys based on aluminium containing at least 2.6% of one or more of the elements: tin, lead, antimony, bismuth, cadmium, and titanium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
- F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
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- F16C33/02—Parts of sliding-contact bearings
- F16C33/04—Brasses; Bushes; Linings
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
本発明はアルミニウム軸受合金に関し、より詳しくは耐
焼付性および疲労強度の増大を図ったアルミニウム軸受
合金に関する。
焼付性および疲労強度の増大を図ったアルミニウム軸受
合金に関する。
アルミニウム系軸受合金は内燃機関のすべり軸受に用い
られているが、近年、内燃機関の高速、高出力化により
すべり軸受に高い負荷や温度が加わるようになると、−
層良好な耐焼付性や耐疲労性が要求されるようになって
きた。耐焼付性や耐疲労性を向上させるにはすべり軸受
の良好な表面特性が必要であり、これには低融点金属、
例えばＳｎ、 Ｐｂ、 Ｂｉ等が重要となる。 従来、低融点金属としてＳｎを用いたアルミニウム系軸
受合金として、例えば特公平１−１４９９０号公報のも
のが知られており、また低融点金属としてＢ１を用いた
アルミニウム系軸受合金も知られている（特開昭６２−
２３５４：３６号公報）。
られているが、近年、内燃機関の高速、高出力化により
すべり軸受に高い負荷や温度が加わるようになると、−
層良好な耐焼付性や耐疲労性が要求されるようになって
きた。耐焼付性や耐疲労性を向上させるにはすべり軸受
の良好な表面特性が必要であり、これには低融点金属、
例えばＳｎ、 Ｐｂ、 Ｂｉ等が重要となる。 従来、低融点金属としてＳｎを用いたアルミニウム系軸
受合金として、例えば特公平１−１４９９０号公報のも
のが知られており、また低融点金属としてＢ１を用いた
アルミニウム系軸受合金も知られている（特開昭６２−
２３５４：３６号公報）。
−１１９に、低融点金属は耐焼付性や耐疲労性の向上に
寄与するが、低融点金属が多過ぎたりその粒子が大き過
ぎたり、或いは軸受の使用環境に対して低融点過ぎると
、返って疲労が発生し易くなる。そして例えば、−・射
的には上記ＢｉはＳｎよりも融点が高く、それによって
Ａｌマトリックスの高融点化をはかることができるが、
同時に添加される他の元素の種類やその添加量に影響を
受けるので、単純にＢｉを添加しても優れた耐焼付性や
耐疲労性が得られるのではない。 したがって本発明は、Ｓｎよりも融点の高いＢ１を低融
点金属として使い、かつ同時に添加する元素と添加量と
を特定のものに選定することにより、従来のＢ１を含む
アルミニウム系軸受合金よりも優れた耐疲労性や耐焼付
性を有するアルミニウム系軸受合金を提供するものであ
る。
寄与するが、低融点金属が多過ぎたりその粒子が大き過
ぎたり、或いは軸受の使用環境に対して低融点過ぎると
、返って疲労が発生し易くなる。そして例えば、−・射
的には上記ＢｉはＳｎよりも融点が高く、それによって
Ａｌマトリックスの高融点化をはかることができるが、
同時に添加される他の元素の種類やその添加量に影響を
受けるので、単純にＢｉを添加しても優れた耐焼付性や
耐疲労性が得られるのではない。 したがって本発明は、Ｓｎよりも融点の高いＢ１を低融
点金属として使い、かつ同時に添加する元素と添加量と
を特定のものに選定することにより、従来のＢ１を含む
アルミニウム系軸受合金よりも優れた耐疲労性や耐焼付
性を有するアルミニウム系軸受合金を提供するものであ
る。
すなわち本発明は、２〜ｌ ５ｗｔ％のＢ１と、０，０
５〜Ｉｗｔ％のＺｒと、０．１〜１．５ ｗｔ％未満の
Ｃｕ及び／又はＭｇと、残部Ａｌからなるものである。 また本発明においては、上記成分に、更にＳｉ、Ｍｎ、
Ｖ、Ｓｂ、 Ｎｂ、 ｌＪｏ、 Ｃｏ、 Ｆｅ、 Ｔｉ
、 Ｃｒの１種又は２種以上を合計で０．０５〜５ｗｔ
％添加してもよく、これとは別に、又はこれとともに、
更にＳｎ、 Ｐｂ、Ｉｎの１種又は２種以上を合計で０
．０５〜２ｗｔ％未満添加することができる。
５〜Ｉｗｔ％のＺｒと、０．１〜１．５ ｗｔ％未満の
Ｃｕ及び／又はＭｇと、残部Ａｌからなるものである。 また本発明においては、上記成分に、更にＳｉ、Ｍｎ、
Ｖ、Ｓｂ、 Ｎｂ、 ｌＪｏ、 Ｃｏ、 Ｆｅ、 Ｔｉ
、 Ｃｒの１種又は２種以上を合計で０．０５〜５ｗｔ
％添加してもよく、これとは別に、又はこれとともに、
更にＳｎ、 Ｐｂ、Ｉｎの１種又は２種以上を合計で０
．０５〜２ｗｔ％未満添加することができる。
本発明においては、Ｓｎよりも融点の高いＢ１を低融点
金属として使うことにより、Ａｌマトリックスの高融点
化を図ることができる。ところで、Ｂｉは圧延時に圧延
方向に伸び、その後に通常行われる２５０〜３５０℃の
焼鈍では伸びたままで細分化されにくい。 他方、Ｂｉと同時に添加されるＺｒは、Ａｌマトリック
スの強度を向上させるとともに、Ｂｉを微細に分散させ
るために役立つ。そしてＺｒは高温で析出処理をした方
が再結晶温度を上昇させる効果が大きく、再結晶温度を
上げることは、内燃機関の軸受がさらされる高温領域で
も安定した機械的性質を維持させるために効果があり、
特に硬さについては、高温下での硬さの低下を少なくし
て高温領域での軸受強度の向上をもたらす。 このような点から、本発明の軸受台金の鋳造後に圧延を
繰返してすべり軸受を製造する際には、途中の焼鈍は低
めの温度（２００〜３５０℃）で行ってＢ１の組織をよ
り微細に延伸させておき、仕上げの一段前で高温（４２
０℃以上、好ましくは４８０〜５２５℃）で熱処理して
Ｂｉを分断させるとともに、Ｚｒの析出処理を施す。こ
の時の時間は０５時間以上で、必要に応じて温度と時間
とを適宜に設定することによりＢｉの分断とＺｒの析出
強度とを調整することができる。゛ 更に組織を改良する必要があればその後５０％以上の圧
下率で圧延し、Ａｌの再結晶温度以上で再び加熱する。 この時の時間は、Ａｌが再結晶を開始する最短時間であ
る０、５〜５時間が好ましい。 上記Ｂｉの添加量は、２ｗｔ％以下では添加効果がなく
、１５ｗｔ％を越えると粗大析出物が発生するようにな
る。またＺｒの添加量は、０．０５ｗｔ％以下では添加
効果がなく、１ｗｔ％以上では粗大析出物が発生し、添
加しただけの効果がない。 さらに、上記Ｂｉ゛、Ｚｒと同時に添加されるＣｕ及び
／又はＭｇの添加量は０．１〜１．５ ｗｔ％未満で、
これは高温下での強度の低下を小さくするために添加す
るものである。０．１ｗｔ％未満ではその効果がそれ程
期待できず、１．５ｗｔ％以上添加すると硬くなりすぎ
て圧延性を阻害する上、耐蝕性が低下する。 このＣｕ及び／又はＭｇの強度に関する効果は２ｒと同
時に添加して生じるもので、Ｃｕ及び／又はＭｇ単独で
は高温下での強度の上昇効果は期待できない。すなわち
Ｃｕ及び／又はＭｇはＡＩ中に添加した場合に圧延時の
強度の上昇が大きく、同一圧延率でも他の元素を添加し
たＡｌ材料に比し強度の上昇は顕著であるが、２００℃
近くまで加熱すると容易に軟化し、高温下での強度の維
持は期待できない。 これに対してＺｒとＣｕ及び／又はＭｇとを同時に添加
すると、Ｃｕ及び／又はＭｇの添加によって圧延時に高
くなった強度が焼鈍してもＺｒの添加効果によりあまり
低下しない。このため強度の高いアルミニウム系軸受合
金が得られ、かつこの強度は高温下においても従来のこ
の種の合金のように大きく低下することがない。 次に、必要に応じて上記成分に添加されるＳｉ、Ｍｎ、
Ｖ、Ｓｂ、 Ｎｂ、 Ｍｏ、ｃｏ、 Ｆｅ、 Ｔｉ、Ｃ
ｒの１種又は２種以上は、耐摩耗性を向上させるととも
に、相手軸が鋳鉄軸である場合にはそれとのなじみ性を
向上させる。さらに鋳造時にややＢｉの分散を良くし、
圧延、焼鈍時に圧延方向に長く伸びたＢｉを短く切断し
易くなる。またＴｉは鋳造時のＡＩマトリックスを微細
化する効果がある。これらの添加量は、０．０５ｗｔ％
以下では効果がなく、５ｗｔ％では析出物の量が多くな
りすぎ、逆に相手軸を荒らすようになる。 さらに、Ｓｎ、 Ｐｂ、 Ｉｎの１種又は２種以上の添
加は、これらはＢ１と共晶合金等を作って液相線を低下
させるが、適度に添加すると軸受の低融点金属としての
表面特性を改良するので、耐焼付性等が向上する。また
、焼鈍時に圧延方向に長（伸びたＢ１を短く、粒状化し
易くする効果もある。これらの添加量は、０．０５ｗｔ
％以下では効果が少なく、２ｗｔ％以上では融点が下が
りすぎて強度が低下する。 なお、Ｓｉを添加したときの３１の微細化、粒状化のた
めに１ ｗｔ％以下程度のＮａ、 Ｓｂ、 Ｓｒ等を添
加しても良い。
金属として使うことにより、Ａｌマトリックスの高融点
化を図ることができる。ところで、Ｂｉは圧延時に圧延
方向に伸び、その後に通常行われる２５０〜３５０℃の
焼鈍では伸びたままで細分化されにくい。 他方、Ｂｉと同時に添加されるＺｒは、Ａｌマトリック
スの強度を向上させるとともに、Ｂｉを微細に分散させ
るために役立つ。そしてＺｒは高温で析出処理をした方
が再結晶温度を上昇させる効果が大きく、再結晶温度を
上げることは、内燃機関の軸受がさらされる高温領域で
も安定した機械的性質を維持させるために効果があり、
特に硬さについては、高温下での硬さの低下を少なくし
て高温領域での軸受強度の向上をもたらす。 このような点から、本発明の軸受台金の鋳造後に圧延を
繰返してすべり軸受を製造する際には、途中の焼鈍は低
めの温度（２００〜３５０℃）で行ってＢ１の組織をよ
り微細に延伸させておき、仕上げの一段前で高温（４２
０℃以上、好ましくは４８０〜５２５℃）で熱処理して
Ｂｉを分断させるとともに、Ｚｒの析出処理を施す。こ
の時の時間は０５時間以上で、必要に応じて温度と時間
とを適宜に設定することによりＢｉの分断とＺｒの析出
強度とを調整することができる。゛ 更に組織を改良する必要があればその後５０％以上の圧
下率で圧延し、Ａｌの再結晶温度以上で再び加熱する。 この時の時間は、Ａｌが再結晶を開始する最短時間であ
る０、５〜５時間が好ましい。 上記Ｂｉの添加量は、２ｗｔ％以下では添加効果がなく
、１５ｗｔ％を越えると粗大析出物が発生するようにな
る。またＺｒの添加量は、０．０５ｗｔ％以下では添加
効果がなく、１ｗｔ％以上では粗大析出物が発生し、添
加しただけの効果がない。 さらに、上記Ｂｉ゛、Ｚｒと同時に添加されるＣｕ及び
／又はＭｇの添加量は０．１〜１．５ ｗｔ％未満で、
これは高温下での強度の低下を小さくするために添加す
るものである。０．１ｗｔ％未満ではその効果がそれ程
期待できず、１．５ｗｔ％以上添加すると硬くなりすぎ
て圧延性を阻害する上、耐蝕性が低下する。 このＣｕ及び／又はＭｇの強度に関する効果は２ｒと同
時に添加して生じるもので、Ｃｕ及び／又はＭｇ単独で
は高温下での強度の上昇効果は期待できない。すなわち
Ｃｕ及び／又はＭｇはＡＩ中に添加した場合に圧延時の
強度の上昇が大きく、同一圧延率でも他の元素を添加し
たＡｌ材料に比し強度の上昇は顕著であるが、２００℃
近くまで加熱すると容易に軟化し、高温下での強度の維
持は期待できない。 これに対してＺｒとＣｕ及び／又はＭｇとを同時に添加
すると、Ｃｕ及び／又はＭｇの添加によって圧延時に高
くなった強度が焼鈍してもＺｒの添加効果によりあまり
低下しない。このため強度の高いアルミニウム系軸受合
金が得られ、かつこの強度は高温下においても従来のこ
の種の合金のように大きく低下することがない。 次に、必要に応じて上記成分に添加されるＳｉ、Ｍｎ、
Ｖ、Ｓｂ、 Ｎｂ、 Ｍｏ、ｃｏ、 Ｆｅ、 Ｔｉ、Ｃ
ｒの１種又は２種以上は、耐摩耗性を向上させるととも
に、相手軸が鋳鉄軸である場合にはそれとのなじみ性を
向上させる。さらに鋳造時にややＢｉの分散を良くし、
圧延、焼鈍時に圧延方向に長く伸びたＢｉを短く切断し
易くなる。またＴｉは鋳造時のＡＩマトリックスを微細
化する効果がある。これらの添加量は、０．０５ｗｔ％
以下では効果がなく、５ｗｔ％では析出物の量が多くな
りすぎ、逆に相手軸を荒らすようになる。 さらに、Ｓｎ、 Ｐｂ、 Ｉｎの１種又は２種以上の添
加は、これらはＢ１と共晶合金等を作って液相線を低下
させるが、適度に添加すると軸受の低融点金属としての
表面特性を改良するので、耐焼付性等が向上する。また
、焼鈍時に圧延方向に長（伸びたＢ１を短く、粒状化し
易くする効果もある。これらの添加量は、０．０５ｗｔ
％以下では効果が少なく、２ｗｔ％以上では融点が下が
りすぎて強度が低下する。 なお、Ｓｉを添加したときの３１の微細化、粒状化のた
めに１ ｗｔ％以下程度のＮａ、 Ｓｂ、 Ｓｒ等を添
加しても良い。
【実施例］
工業用純Ａｌ、Ａｌ−Ｃｕ、 Ａｌ−Ｍｇ、 Ａｌ−２
ｒ、 Ａｌ −３ｉ、 Ａｌ−Ｍｎ、 Ａｌ−Ｖ、Ａｌ
−Ｎｂ、 Ａｌ−Ｍｏ、 Ａｌ−Ｃｏ、Ａｌ−Ｆｅ、
Ａｌ−Ｔｉ、 Ａｌ−Ｃｒの母合金、及び純Ｂ１、Ｓｎ
、 Ｐｂ、 Ｉｎを第１表で示す所定の成分となるよう
に配合、溶解して、 ７４０℃で金型（２００ｘ ３
００ｘ３０ｍｍ）に鋳造した。 次に上記金型の全面を３ｍｍ切削（ピーリング）してそ
の厚さを２４ｍｍとしたら、第１段階圧延により２４ｍ
ｍを１８ｍｍとし、その後２５０℃で３時間焼鈍した。 さらに第２段階圧延により１８ｍｍを１２ｍｍとして２
５０℃で３時間焼鈍したら、第３段階圧延により１２ｍ
ｍを６ｍｍとして２５０℃で３時間焼鈍し、最後に第４
段階圧延により６ｍｍを１ｍｍとして４８０℃で１時間
焼鈍した。 その後、圧接面にＮｉメツキを施した裏金（ＳＰＣＣ）
と圧下率５２％で圧接してバイメタルとした後、３５０
℃で３時間焼鈍し、更に公知の成形方法で所定寸法の半
割り軸受を製造した。 このようにして製造した本発明品１〜２２と、同様にし
て製造した比較界Ａ−Ｄとについて、下記の試験条件で
焼付面圧と疲労面圧とを測定した。 （焼付試験条件） ジャーナル型焼付試験機 回転数： ｌｏｏｏｒｐｍ 軸径： 直径５２ｍｍ 軸： ５５０Ｃ焼入れ 潤滑油： ＳＡＥ ｌ０Ｗ−３０ 油温：１４０±５℃ 荷重＝３０分毎に５０Ｋｇ／ｃｒｎ’ずつ増加（往復動
荷重疲労試験条件） 油圧加振タイプ 回転数＋ ２０００ｒｍｐ 油温：１４０℃ 軸： ５５０Ｃ焼入れ 表面粗さ： ０．５ｕｍ
１０“回で疲労しない最大面圧を求めた。 第１表 第１表の試験結果に示されるように、低融点金属として
のＢｉを含有せず、その代わりにＳｎとｐｂとを含有し
た比較品Ａと、Ｂ１を含有し、かつ比較的成分が比較品
Ａに類似している本発明品４．１１．１８とを比較する
と、本発明品４．１１．１８の方が焼付面圧、疲労面圧
ともに優れた結果が得られている。 また、２ｒを含有していない比較品Ｂと本発明品３とを
比較し、さらにＣｕの添加量が多い比較品りと本発明品
１８とを比較しても、本発明品の方が焼付面圧、疲労面
圧ともに優れた結果が得られている。 更に、比較品Ｃと本発明品７とは、比較品ＣがＳｎを１
０ｗｔ％含有している点を除いてほぼ同等の成分を有し
ている。本発明品７は比較品Ｃよりも耐疲労性では優れ
ているが、耐焼付性で劣っている。しかしながら、比較
品Ｃの低融点金属、すなわちＢ１とＳｎの総量は＋４ｗ
ｔ％となり、本発明品７の低融点金属の総量５ｗｔ％よ
りも遥かに多い。 そこで、低融点金属の総量が１４ｗｔ％程度となり、か
つ比較品Ｃの成分に類似している本発明品１７．２０と
比較品Ｃとを比較すれば、本発明品１７．２０の方が比
較品Ｃよりも耐疲労性および耐焼付性ともに優れている
ことが認められる。 【発明の効果】 以上のように、本発明によれば、従来に比較して一層耐
焼付性の向上、および疲労強度の増大を図ることができ
るという効果が得られる。
ｒ、 Ａｌ −３ｉ、 Ａｌ−Ｍｎ、 Ａｌ−Ｖ、Ａｌ
−Ｎｂ、 Ａｌ−Ｍｏ、 Ａｌ−Ｃｏ、Ａｌ−Ｆｅ、
Ａｌ−Ｔｉ、 Ａｌ−Ｃｒの母合金、及び純Ｂ１、Ｓｎ
、 Ｐｂ、 Ｉｎを第１表で示す所定の成分となるよう
に配合、溶解して、 ７４０℃で金型（２００ｘ ３
００ｘ３０ｍｍ）に鋳造した。 次に上記金型の全面を３ｍｍ切削（ピーリング）してそ
の厚さを２４ｍｍとしたら、第１段階圧延により２４ｍ
ｍを１８ｍｍとし、その後２５０℃で３時間焼鈍した。 さらに第２段階圧延により１８ｍｍを１２ｍｍとして２
５０℃で３時間焼鈍したら、第３段階圧延により１２ｍ
ｍを６ｍｍとして２５０℃で３時間焼鈍し、最後に第４
段階圧延により６ｍｍを１ｍｍとして４８０℃で１時間
焼鈍した。 その後、圧接面にＮｉメツキを施した裏金（ＳＰＣＣ）
と圧下率５２％で圧接してバイメタルとした後、３５０
℃で３時間焼鈍し、更に公知の成形方法で所定寸法の半
割り軸受を製造した。 このようにして製造した本発明品１〜２２と、同様にし
て製造した比較界Ａ−Ｄとについて、下記の試験条件で
焼付面圧と疲労面圧とを測定した。 （焼付試験条件） ジャーナル型焼付試験機 回転数： ｌｏｏｏｒｐｍ 軸径： 直径５２ｍｍ 軸： ５５０Ｃ焼入れ 潤滑油： ＳＡＥ ｌ０Ｗ−３０ 油温：１４０±５℃ 荷重＝３０分毎に５０Ｋｇ／ｃｒｎ’ずつ増加（往復動
荷重疲労試験条件） 油圧加振タイプ 回転数＋ ２０００ｒｍｐ 油温：１４０℃ 軸： ５５０Ｃ焼入れ 表面粗さ： ０．５ｕｍ
１０“回で疲労しない最大面圧を求めた。 第１表 第１表の試験結果に示されるように、低融点金属として
のＢｉを含有せず、その代わりにＳｎとｐｂとを含有し
た比較品Ａと、Ｂ１を含有し、かつ比較的成分が比較品
Ａに類似している本発明品４．１１．１８とを比較する
と、本発明品４．１１．１８の方が焼付面圧、疲労面圧
ともに優れた結果が得られている。 また、２ｒを含有していない比較品Ｂと本発明品３とを
比較し、さらにＣｕの添加量が多い比較品りと本発明品
１８とを比較しても、本発明品の方が焼付面圧、疲労面
圧ともに優れた結果が得られている。 更に、比較品Ｃと本発明品７とは、比較品ＣがＳｎを１
０ｗｔ％含有している点を除いてほぼ同等の成分を有し
ている。本発明品７は比較品Ｃよりも耐疲労性では優れ
ているが、耐焼付性で劣っている。しかしながら、比較
品Ｃの低融点金属、すなわちＢ１とＳｎの総量は＋４ｗ
ｔ％となり、本発明品７の低融点金属の総量５ｗｔ％よ
りも遥かに多い。 そこで、低融点金属の総量が１４ｗｔ％程度となり、か
つ比較品Ｃの成分に類似している本発明品１７．２０と
比較品Ｃとを比較すれば、本発明品１７．２０の方が比
較品Ｃよりも耐疲労性および耐焼付性ともに優れている
ことが認められる。 【発明の効果】 以上のように、本発明によれば、従来に比較して一層耐
焼付性の向上、および疲労強度の増大を図ることができ
るという効果が得られる。
Claims (3)
- （１）２〜１５ｗｔ％のＢｉと、０．０５〜１ｗｔ％の
Ｚｒと、０．１〜１．５ｗｔ％未満のＣｕ及び／又はＭ
ｇと、残部Ａｌからなるアルミニウム系軸受合金。 - （２）Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｓｂ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｆｅ
、Ｔｉ、Ｃｒの１種又は２種以上を合計で０．０５〜５
ｗｔ％添加したことを特徴とする特許請求の範囲第１項
に記載のアルミニウム系軸受合金。 - （３）Ｓｎ、Ｐｂ、Ｉｎの１種又は２種以上を合計で０
．０５〜２ｗｔ％未満添加したことを特徴とする特許請
求の範囲第１項又は第２項に記載のアルミニウム系軸受
合金。
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