JPH07116541B2 - アルミニウム系軸受合金およびその製造方法 - Google Patents
アルミニウム系軸受合金およびその製造方法Info
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- JPH07116541B2 JPH07116541B2 JP60268866A JP26886685A JPH07116541B2 JP H07116541 B2 JPH07116541 B2 JP H07116541B2 JP 60268866 A JP60268866 A JP 60268866A JP 26886685 A JP26886685 A JP 26886685A JP H07116541 B2 JPH07116541 B2 JP H07116541B2
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- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
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Description
【発明の詳細な説明】 ［発明の目的］ （産業上の利用分野） この発明は、自動車，工作機械，農業機械等の各種機械
装置の構造部品として使用される軸受ならびに摺動部材
用の素材として適する軸受合金に関し、とくに銅系の軸
受材料に比べて軽量であってしかも耐疲労性，表面性能
にすぐれたアルミニウム系の軸受合金に関するものであ
る。
装置の構造部品として使用される軸受ならびに摺動部材
用の素材として適する軸受合金に関し、とくに銅系の軸
受材料に比べて軽量であってしかも耐疲労性，表面性能
にすぐれたアルミニウム系の軸受合金に関するものであ
る。
（従来の技術） 従来、すべり軸受の素材として用いられる合金には、Cu
−Pb系，バビット系等が使用目的等に応じて使用されて
いるが、近年、とくに内燃機関用の軸受合金としては、
耐熱耐摩耗性，耐腐食性，耐疲労性の点からAl系の軸受
合金が注目されている。なかでも、Al−Sn系,Al−Sn−P
b系の軸受合金は上記性能の点で他の材質に比べてかな
りすぐれているため、最近に至り急速にその使用量が増
加している。
−Pb系，バビット系等が使用目的等に応じて使用されて
いるが、近年、とくに内燃機関用の軸受合金としては、
耐熱耐摩耗性，耐腐食性，耐疲労性の点からAl系の軸受
合金が注目されている。なかでも、Al−Sn系,Al−Sn−P
b系の軸受合金は上記性能の点で他の材質に比べてかな
りすぐれているため、最近に至り急速にその使用量が増
加している。
しかしながら、内燃機関の小型化による軸受幅の縮小、
高出力化に伴う軸受負荷の増大等の内燃機関の高性能化
により、軸受に課せられる要求はさらに強まり、とりわ
け耐疲労性の面、すなわち軸受合金の亀裂あるいは鋼裏
面からの局部的剥離を抑制すべく改善が望まれているが
現状である。
高出力化に伴う軸受負荷の増大等の内燃機関の高性能化
により、軸受に課せられる要求はさらに強まり、とりわ
け耐疲労性の面、すなわち軸受合金の亀裂あるいは鋼裏
面からの局部的剥離を抑制すべく改善が望まれているが
現状である。
このような内燃機関の高性能化に対応できるAl系の軸受
合金の一例として、特願昭59−132249号に示すようなAl
−Pb−Sn系のアトマイズ合金粉末に押出加工を加えるこ
とにより、高い疲労強度と優れた潤滑性とを合わせ持た
せた新しいタイプの軸受合金が開発されている。
合金の一例として、特願昭59−132249号に示すようなAl
−Pb−Sn系のアトマイズ合金粉末に押出加工を加えるこ
とにより、高い疲労強度と優れた潤滑性とを合わせ持た
せた新しいタイプの軸受合金が開発されている。
このAl系の軸受合金は、Alを主成分とし、潤滑成分とし
てPb,Sn,In,Sb,Biよりなる群から選ばれた１種以上の金
属をAlマトリックスに対する断面積比で0.006〜0.040、
硬質成分としてSiを同じく断面積比で0.003〜0.060、強
化成分としてCu,Cr,Mg,Mn,Ni,Znよりなる群から選ばれ
た１種以上の金属を0.2〜5.0重量％含み、均一微細に分
散した潤滑成分の大きさが８μｍ以下である合金粉末か
ら成形したビレットを押出比10以上で押出成形して成
り、Alマトリックス中に分散したSi粒子の大きさが12μ
ｍ以下、常温での引張強さが15kgf/mm2以上、常温での
伸びが13.5％以上であることを特徴とするものである。
てPb,Sn,In,Sb,Biよりなる群から選ばれた１種以上の金
属をAlマトリックスに対する断面積比で0.006〜0.040、
硬質成分としてSiを同じく断面積比で0.003〜0.060、強
化成分としてCu,Cr,Mg,Mn,Ni,Znよりなる群から選ばれ
た１種以上の金属を0.2〜5.0重量％含み、均一微細に分
散した潤滑成分の大きさが８μｍ以下である合金粉末か
ら成形したビレットを押出比10以上で押出成形して成
り、Alマトリックス中に分散したSi粒子の大きさが12μ
ｍ以下、常温での引張強さが15kgf/mm2以上、常温での
伸びが13.5％以上であることを特徴とするものである。
上述したAl系の軸受合金は、比較的清浄な潤滑油中では
優れた軸受特性を示すが、潤滑成分のAlマトリックス中
に占める割合が0.006〜0.040と少ないために異物埋収性
に若干劣り、異物発生が多い潤滑油中では軸受特性が低
下するおそれがあるという若干の問題点があった。
優れた軸受特性を示すが、潤滑成分のAlマトリックス中
に占める割合が0.006〜0.040と少ないために異物埋収性
に若干劣り、異物発生が多い潤滑油中では軸受特性が低
下するおそれがあるという若干の問題点があった。
さらに、前記Al系の軸受合金は、硬質成分として添加し
たSi粒子の大きさを12μｍ以下と規定しているが、この
Si粒子の大きさがすべて６μｍ未満のものばかりになっ
てしまうと、相手材例えば軸の材質が鋼の鍛造材や押出
材等である場合はほとんど問題はないが、相手材の材質
が鋳造材の場合は、切削加工時に遊離黒鉛の周囲に微細
なばりを生じ、このばりが軸受表面を傷つけるおそれが
あるため、これを防ぐ意味からSi粒子の大きさをある程
度大きくし、この硬いSi粒子でばりを取り除くようにす
ることがとくに望ましいといえる。
たSi粒子の大きさを12μｍ以下と規定しているが、この
Si粒子の大きさがすべて６μｍ未満のものばかりになっ
てしまうと、相手材例えば軸の材質が鋼の鍛造材や押出
材等である場合はほとんど問題はないが、相手材の材質
が鋳造材の場合は、切削加工時に遊離黒鉛の周囲に微細
なばりを生じ、このばりが軸受表面を傷つけるおそれが
あるため、これを防ぐ意味からSi粒子の大きさをある程
度大きくし、この硬いSi粒子でばりを取り除くようにす
ることがとくに望ましいといえる。
Si粒子の大きさは、前記合金粉末を押出したまたの状態
では非常に微細であるため、ある程度の大きさに成長さ
せることが好ましいが、この場合には通常押出後に加熱
処理を施す必要がある。しかし、Pb,Snなどのような潤
滑成分が断面積比で0.04以下の場合はあまり問題はない
が、断面積比で0.04超過であるような多量となると、Si
粒子を成長させるための加熱処理時にPb,Snなどのよう
な潤滑成分が表面へしみ出すという現象（sweating）を
生じるという問題点もあった。
では非常に微細であるため、ある程度の大きさに成長さ
せることが好ましいが、この場合には通常押出後に加熱
処理を施す必要がある。しかし、Pb,Snなどのような潤
滑成分が断面積比で0.04以下の場合はあまり問題はない
が、断面積比で0.04超過であるような多量となると、Si
粒子を成長させるための加熱処理時にPb,Snなどのよう
な潤滑成分が表面へしみ出すという現象（sweating）を
生じるという問題点もあった。
この発明は、このような従来の問題点に着目してなされ
たもので、軟質物質である潤滑成分としてPb,Sn,In,Sb,
Biよりなる群から選ばれた１種以上をAlマトリックスに
対する断面積比で0.04超過0.07以下と多量かつ均一微細
に含有さることにより異物埋収性を向上させ、異物発生
が多い潤滑油中であっても潤滑特性が低下するおそれが
なく、Si粒子系を最大12μｍ以下、相手材が鋳造材であ
る場合により望ましくは６〜12μｍであるようにするこ
とによって、相手材が鋳造材の場合でも上記のように適
切な大きさにしたSi粒子で、前記鋳造材の切削加工時に
生ずる微細なばりを除去することができるようにし、ま
た、Si粒子を６μｍ以上に成長させるための加熱処理を
行ったときでもPb,Snなどの潤滑成分が表面へしみ出す
スウェッティング現象もなくすことができ、さらに軸受
合金としての有効成分をもつ合金粉末から成形したビレ
ットを押出比10以上で押出成形することにより粉末粒子
表面の酸化皮膜を分散させ、これによってSAPの如く耐
熱性の向上を生じさせると共に、粉末粒子を強固に固着
せしめた軸受合金を得ることで対疲労性と表面性能（潤
滑性能）という軸受における二律背反性能を従来にない
高い水準で実現することを目的としている。
たもので、軟質物質である潤滑成分としてPb,Sn,In,Sb,
Biよりなる群から選ばれた１種以上をAlマトリックスに
対する断面積比で0.04超過0.07以下と多量かつ均一微細
に含有さることにより異物埋収性を向上させ、異物発生
が多い潤滑油中であっても潤滑特性が低下するおそれが
なく、Si粒子系を最大12μｍ以下、相手材が鋳造材であ
る場合により望ましくは６〜12μｍであるようにするこ
とによって、相手材が鋳造材の場合でも上記のように適
切な大きさにしたSi粒子で、前記鋳造材の切削加工時に
生ずる微細なばりを除去することができるようにし、ま
た、Si粒子を６μｍ以上に成長させるための加熱処理を
行ったときでもPb,Snなどの潤滑成分が表面へしみ出す
スウェッティング現象もなくすことができ、さらに軸受
合金としての有効成分をもつ合金粉末から成形したビレ
ットを押出比10以上で押出成形することにより粉末粒子
表面の酸化皮膜を分散させ、これによってSAPの如く耐
熱性の向上を生じさせると共に、粉末粒子を強固に固着
せしめた軸受合金を得ることで対疲労性と表面性能（潤
滑性能）という軸受における二律背反性能を従来にない
高い水準で実現することを目的としている。
［発明の構成］ （問題点を解決するための手段） この発明によるアルミニウム系軸受合金は、潤滑成分と
してPb,Sn,In,Sb,Biよりなる群から選ばれた１種以上の
金属をAlマトリックスに対する断面積比で0.04超過0.07
以下、硬質成分としてSiを同じく断面積比で0.01以上0.
17以下、強化成分としてCu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feよりなる
群から得らばれた１種以上の金属を0.2〜5.0重量％、必
要に応じて微細化成分としてTi,B,Zr,V,Ga,REM（Sc,Yを
含む希土類元素の１種以上）よりなる群から選ばれた１
種以上の金属を全合金に対して0.01〜3.0重量％含み、
残部Alおよび不純物の組成を有し、均一微細に分散した
潤滑成分の大きさが８μｍ以下である合金粉末の押出成
形体より成り、Alマトリックス中に分散したSi粒子の大
きさが12μｍ以下、とくに望ましくは６〜12μｍ、均一
微細に分散した潤滑成分の大きさが８μｍ以下、常温で
の引張強さが12kgf/mm2以上、常温での伸びが11％以上
であることを特徴としており、Al系の軸受合金そのもの
として使用したり、該軸受合金を鋼板等と直接、あるい
はAl,Ni等の密着層を介して接合した軸受として使用し
たりすることを特徴としている。
してPb,Sn,In,Sb,Biよりなる群から選ばれた１種以上の
金属をAlマトリックスに対する断面積比で0.04超過0.07
以下、硬質成分としてSiを同じく断面積比で0.01以上0.
17以下、強化成分としてCu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feよりなる
群から得らばれた１種以上の金属を0.2〜5.0重量％、必
要に応じて微細化成分としてTi,B,Zr,V,Ga,REM（Sc,Yを
含む希土類元素の１種以上）よりなる群から選ばれた１
種以上の金属を全合金に対して0.01〜3.0重量％含み、
残部Alおよび不純物の組成を有し、均一微細に分散した
潤滑成分の大きさが８μｍ以下である合金粉末の押出成
形体より成り、Alマトリックス中に分散したSi粒子の大
きさが12μｍ以下、とくに望ましくは６〜12μｍ、均一
微細に分散した潤滑成分の大きさが８μｍ以下、常温で
の引張強さが12kgf/mm2以上、常温での伸びが11％以上
であることを特徴としており、Al系の軸受合金そのもの
として使用したり、該軸受合金を鋼板等と直接、あるい
はAl,Ni等の密着層を介して接合した軸受として使用し
たりすることを特徴としている。
また、上記したこの発明によるアルミニウム系軸受合金
の第１製造方法は、Al中に８〜12重量％のPbと0.4〜1.8
重量％のSnと1.0〜15重量％のSiと0.2〜5.0重量％のCu,
Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feの１種以上の金属を含むAl合金粉末
を350〜550℃で加熱処理を施してSi粒子を最大12μｍに
成長させた後、前記合金粉末に、Al−10〜20重量％Sn系
あるいはAl−10〜20重量％Sn−1.0〜15重量％Si−0.2〜
5.0重量％（Cu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feの１種以上）系等のA
l−潤滑成分（Pb,Sn,In,Sb,Biの１種以上）−硬質成分
（Si）−強化成分（Cu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feの１種以上）
−微細化成分（Ti,B,Zr,V,Ga,REMの１種以上）合金粉末
を前記アルミニウム系軸受合金の成分範囲となるように
混合し、さらに該混合粉末をビレットに成形した後該ビ
レットを押出比10以上で押出成形するようにしたことを
特徴としているものである。
の第１製造方法は、Al中に８〜12重量％のPbと0.4〜1.8
重量％のSnと1.0〜15重量％のSiと0.2〜5.0重量％のCu,
Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feの１種以上の金属を含むAl合金粉末
を350〜550℃で加熱処理を施してSi粒子を最大12μｍに
成長させた後、前記合金粉末に、Al−10〜20重量％Sn系
あるいはAl−10〜20重量％Sn−1.0〜15重量％Si−0.2〜
5.0重量％（Cu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feの１種以上）系等のA
l−潤滑成分（Pb,Sn,In,Sb,Biの１種以上）−硬質成分
（Si）−強化成分（Cu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feの１種以上）
−微細化成分（Ti,B,Zr,V,Ga,REMの１種以上）合金粉末
を前記アルミニウム系軸受合金の成分範囲となるように
混合し、さらに該混合粉末をビレットに成形した後該ビ
レットを押出比10以上で押出成形するようにしたことを
特徴としているものである。
さらに、上記したアルミニウム系軸受合金の第２製造方
法は、前記Al系軸受合金のうちの潤滑成分，強化成分お
よび微細化成分についてはAl−潤滑成分（Pb,Sn,In,Sb,
Biの１種以上）−強化成分（Cu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feの１
種以上）−微細化成分（Ti,B,Zr,V,Ga,REMの１種以上）
アトマイズ合金粉末の形で、硬質成分についてはSi粒子
形が最大12μｍであるAl−８〜30重量％Siアトマイズ合
金粉末の形で用いて前記アルミニウム系軸受合金の成分
範囲になるように両者を混合し、さらに該混合粉末をビ
レットに成形した後該ビレットを押出比10以上で押出成
形するようにしたことを特徴としているものである。
法は、前記Al系軸受合金のうちの潤滑成分，強化成分お
よび微細化成分についてはAl−潤滑成分（Pb,Sn,In,Sb,
Biの１種以上）−強化成分（Cu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feの１
種以上）−微細化成分（Ti,B,Zr,V,Ga,REMの１種以上）
アトマイズ合金粉末の形で、硬質成分についてはSi粒子
形が最大12μｍであるAl−８〜30重量％Siアトマイズ合
金粉末の形で用いて前記アルミニウム系軸受合金の成分
範囲になるように両者を混合し、さらに該混合粉末をビ
レットに成形した後該ビレットを押出比10以上で押出成
形するようにしたことを特徴としているものである。
以下、この発明によるアルミニウム系軸受合金の成分お
よび数値の限定理由について説明する。
よび数値の限定理由について説明する。
（１）Pb,Sn,In,Sb,Biは潤滑成分として有効であり、耐
焼付性に優れたものである。そして、Pb,Sn,In,Sb,Biの
総量が断面積比で0.04以下の場合は異物埋収性が劣り、
また0.07を越えるとマトリックスの疲労強度不足とな
り、耐荷重性の点で軸受性能を満足できなくなるので、
マトリックスに対する断面積比で0.04超過0.07以下であ
るようにした。さらに、潤滑成分の粒子径については、
粒子径が過大であると軸受合金の性能に悪影響を及ぼす
おそれが大きくなるので８μｍ以下とするのが良い。
焼付性に優れたものである。そして、Pb,Sn,In,Sb,Biの
総量が断面積比で0.04以下の場合は異物埋収性が劣り、
また0.07を越えるとマトリックスの疲労強度不足とな
り、耐荷重性の点で軸受性能を満足できなくなるので、
マトリックスに対する断面積比で0.04超過0.07以下であ
るようにした。さらに、潤滑成分の粒子径については、
粒子径が過大であると軸受合金の性能に悪影響を及ぼす
おそれが大きくなるので８μｍ以下とするのが良い。
（２）Siは硬質成分として添加するものであり、共晶Si
または初晶SiとしてAl中に分散し、硬質物質として軸受
強度の向上および耐摩耗性の向上に寄与する。このSiの
添加量としては、前記潤滑成分の1/4から2.5倍程度まで
の量が望ましく、多く添加するともろくなり、加工性を
阻害するので、マトリックスに対する断面積比を0.01以
上0.17以下とするのが良い。なお、このSi添加量は、前
出の先願発明合金（特願昭59−132249号）と比較して増
加している。これは、この出願の発明においては軟質物
質である潤滑成分の添加量を増加させたために、この出
願の発明による軸受合金はSi添加量が同一である場合に
は先願発明の軸受合金よりも加工性に優れたものであ
り、したがって、先願発明の合金と同様の加工性を有す
るようにした場合には、Siの添加量を増加させることが
できるためである。
または初晶SiとしてAl中に分散し、硬質物質として軸受
強度の向上および耐摩耗性の向上に寄与する。このSiの
添加量としては、前記潤滑成分の1/4から2.5倍程度まで
の量が望ましく、多く添加するともろくなり、加工性を
阻害するので、マトリックスに対する断面積比を0.01以
上0.17以下とするのが良い。なお、このSi添加量は、前
出の先願発明合金（特願昭59−132249号）と比較して増
加している。これは、この出願の発明においては軟質物
質である潤滑成分の添加量を増加させたために、この出
願の発明による軸受合金はSi添加量が同一である場合に
は先願発明の軸受合金よりも加工性に優れたものであ
り、したがって、先願発明の合金と同様の加工性を有す
るようにした場合には、Siの添加量を増加させることが
できるためである。
さらに、Siの粒子径については、６μｍ未満であると切
削加工時に生じる相手材（特に鋳造材の場合）の小さな
ばりを取り除く効果がうすれるので、相手材が鍛造材や
押出材ではとくに問題はないが相手材が鋳造材であると
きには６μｍ以上とするのが特に望ましく、また、12μ
ｍを超えると相手材を傷つけ、分散の面密度が低下し、
耐摩耗性が劣化するので、最大12μｍ以下、相手材が鋳
造材である場合により望ましくは６〜12μｍとするのが
よい。
削加工時に生じる相手材（特に鋳造材の場合）の小さな
ばりを取り除く効果がうすれるので、相手材が鍛造材や
押出材ではとくに問題はないが相手材が鋳造材であると
きには６μｍ以上とするのが特に望ましく、また、12μ
ｍを超えると相手材を傷つけ、分散の面密度が低下し、
耐摩耗性が劣化するので、最大12μｍ以下、相手材が鋳
造材である場合により望ましくは６〜12μｍとするのが
よい。
（３）Cu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,FeはAlマトリックスの強度を
高めるのに有効な成分である。これらのうち、Cuはクリ
ープ強度すなわち高温軟化抵抗を高める主要な元素であ
り、高温摺動下における耐疲労性の向上に寄与する。し
かし、0.2重量％未満では上記した効果が少なく、5.0重
量％を超えると針状のCuAl2化合物が多量に析出して脆
くなり、耐疲労性の低下を招く。また、Cu以外にマトリ
ックスの強度を高める元素として、Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Fe
があり、Al合金展伸材の添加元素として良く使用され、
Cuを含むこれら元素の１種以上を0.2〜5.0重量％の範囲
で添加してもよい。
高めるのに有効な成分である。これらのうち、Cuはクリ
ープ強度すなわち高温軟化抵抗を高める主要な元素であ
り、高温摺動下における耐疲労性の向上に寄与する。し
かし、0.2重量％未満では上記した効果が少なく、5.0重
量％を超えると針状のCuAl2化合物が多量に析出して脆
くなり、耐疲労性の低下を招く。また、Cu以外にマトリ
ックスの強度を高める元素として、Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Fe
があり、Al合金展伸材の添加元素として良く使用され、
Cuを含むこれら元素の１種以上を0.2〜5.0重量％の範囲
で添加してもよい。
（４）Ti,B,Zr,V,Ga,REM（Y,Scを含む希土類元素の１種
以上）は、Al合金の結晶粒微細化剤として有効であり、
この発明の主旨である潤滑成分（軟質物質）の均一微細
化を助長するものとして、必要に応じて0.01〜3.0重量
％の範囲で添加することも望ましい。
以上）は、Al合金の結晶粒微細化剤として有効であり、
この発明の主旨である潤滑成分（軟質物質）の均一微細
化を助長するものとして、必要に応じて0.01〜3.0重量
％の範囲で添加することも望ましい。
本発明者らは、以上の成分を決定する前にこれら組成の
単独粉の混合体あるいは一部合金粉と単独粉との混合体
を押出成形したが、押出し素材の表面欠陥および内部に
おける粉末粒界のクラックが発生し、結果として上記組
成の完全合金粉末から成形したビレットを押出素材とし
て使用することにより健全な押出成形体が得られた。こ
れは、上記有効元素を粉末粒子内に内包した１つ１つの
粉末粒子硬さが混合粉の場合に比べて均質であり、かつ
このような粉末粒子が押出し時に粉末粒子同士の摩擦に
よる表面酸化皮膜の破壊と金属結合が連続的に行われる
ためと推察される。この場合、前記ビレットに対する押
出比については、押出比が10未満であると内部クラック
および押出後の軸受合金素材表面に表面割れを生じ、実
用に供しうるものは得られ難いため10以上とした。
単独粉の混合体あるいは一部合金粉と単独粉との混合体
を押出成形したが、押出し素材の表面欠陥および内部に
おける粉末粒界のクラックが発生し、結果として上記組
成の完全合金粉末から成形したビレットを押出素材とし
て使用することにより健全な押出成形体が得られた。こ
れは、上記有効元素を粉末粒子内に内包した１つ１つの
粉末粒子硬さが混合粉の場合に比べて均質であり、かつ
このような粉末粒子が押出し時に粉末粒子同士の摩擦に
よる表面酸化皮膜の破壊と金属結合が連続的に行われる
ためと推察される。この場合、前記ビレットに対する押
出比については、押出比が10未満であると内部クラック
および押出後の軸受合金素材表面に表面割れを生じ、実
用に供しうるものは得られ難いため10以上とした。
ところで、通常の場合、Siを含有したアルミニウムアト
マイズ合金粉末において、アトマイズしたままの状態で
はSi粒子径は３μｍ以下と非常に細くなっているので、
これを最大12μｍの粒子径に成長させるには一般に350
〜550℃の加熱処理を施す必要がある。そこで、上記の
第１製造方法では、Si粒子を相手材が鋳造材である場合
により望ましい大きさである６〜12μｍにするために35
0〜550℃で加熱処理を施すようにした。
マイズ合金粉末において、アトマイズしたままの状態で
はSi粒子径は３μｍ以下と非常に細くなっているので、
これを最大12μｍの粒子径に成長させるには一般に350
〜550℃の加熱処理を施す必要がある。そこで、上記の
第１製造方法では、Si粒子を相手材が鋳造材である場合
により望ましい大きさである６〜12μｍにするために35
0〜550℃で加熱処理を施すようにした。
すなわち、この発明によるアルミニウム系軸受合金の第
１製造方法においては、前述したように、Al中に８〜12
重量％のPbと0.4〜1.8重量％のSnと1.0〜15重量％のSi
と0.2〜5.0重量％のCu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feの１種以上の
金属を含むAl合金粉末を350〜550℃で加熱処理を施して
Si粒子を最大12μｍに成長させるようにしている。この
工程において、まず、Si粒子径を最大12μｍないしは相
手材が鋳造材である場合に最適な６〜12μｍに成長させ
る加熱温度であるが、350℃未満ではSiを成長させるの
に極めて長時間かかるため実用的でなく、また、550℃
を超える温度では一部のSiが逆に粗大になりすぎたり、
マトリックスの結晶粒が粗大化したりするので、加熱温
度範囲は350〜550℃）が望ましい。
１製造方法においては、前述したように、Al中に８〜12
重量％のPbと0.4〜1.8重量％のSnと1.0〜15重量％のSi
と0.2〜5.0重量％のCu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feの１種以上の
金属を含むAl合金粉末を350〜550℃で加熱処理を施して
Si粒子を最大12μｍに成長させるようにしている。この
工程において、まず、Si粒子径を最大12μｍないしは相
手材が鋳造材である場合に最適な６〜12μｍに成長させ
る加熱温度であるが、350℃未満ではSiを成長させるの
に極めて長時間かかるため実用的でなく、また、550℃
を超える温度では一部のSiが逆に粗大になりすぎたり、
マトリックスの結晶粒が粗大化したりするので、加熱温
度範囲は350〜550℃）が望ましい。
また、Pb,Snの添加量については、SnはPbに比較するとA
lマトリックスとの濡れ性が良く、スウエッティング現
象を生じやすいため、Pbの腐食防止の面を考慮しつつ極
力添加量を抑える意味からPb添加量の５〜15％程度に限
定した方が好ましく、したがってSn添加量は0.4〜1.8重
量％とした。一方、Pbは８重量％未満では最終軸受合金
としての軸受特性の低下をきたし、また、12重量％を超
えると上記加熱温度でスウエッティング現象を生じやす
くなるため、Pbは８〜12重量％とした。
lマトリックスとの濡れ性が良く、スウエッティング現
象を生じやすいため、Pbの腐食防止の面を考慮しつつ極
力添加量を抑える意味からPb添加量の５〜15％程度に限
定した方が好ましく、したがってSn添加量は0.4〜1.8重
量％とした。一方、Pbは８重量％未満では最終軸受合金
としての軸受特性の低下をきたし、また、12重量％を超
えると上記加熱温度でスウエッティング現象を生じやす
くなるため、Pbは８〜12重量％とした。
さらに、Si添加量ならびにCu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Fe等の強
度向上元素の添加量については、最終軸受合金となった
時の軸受特性の面からそれぞれ1.0〜15重量％Si,0.2〜
5.0重量％（Cu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feの１種以上）とし
た。
度向上元素の添加量については、最終軸受合金となった
時の軸受特性の面からそれぞれ1.0〜15重量％Si,0.2〜
5.0重量％（Cu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feの１種以上）とし
た。
しかし、上記のAl−８〜12重量％Pb−0.4〜1.8重量％Sn
−1.0〜15重量％Si−0.2〜5.0重量％（Cu,Cr,Mg,Mn,Ni,
Zn,Feの一種以上）の合金粉末だけでは、例えばPb,Sn,I
n,Sb,Biの１種以上よりなる軟質成分がAlマトリックス
中に占める割合が断面積比で最大でも0.04以下にしかな
らないので、最終軸受合金のAlマトリックス中に占める
Pb,Sn,In,Sb,Biの１種以上よりなる軟質成分の割合が0.
04超過0.07以下となるようにするためには、別の合金粉
末としてAl−潤滑成分（Pb,Sn,In,Sb,Biの１種以上）−
硬質成分（Si）−強化成分（Cu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feの一
種以上）−微細化成分（Ti,B,Zr,V,Ga,REMの１種以上）
合金成分を添加混合することにより、軟質成分等の添加
量を増加させて上記したアルミニウム系軸受合金の成分
範囲となるようにする必要がある。ここで、軟質成分と
しては、Pbは比重が大きいことにより断面積比を0.04超
過となるようにしようとすると重量比で15％以上添加せ
ねばならず、また、このように多量のPbをマトリックス
中に均一微細に分散させるようにするためにはアトマイ
ズ時の溶湯温度を1200℃以上と極めて高くしなければな
らないため実用的でない。したがって、軟質成分の断面
積比をかせぐには、PbよりもSnの形で、それもSn単位で
はSn分散状態が悪く軸受特性も劣ることとなるため、分
散状況の優れたAl−Sn系アトマイズ合金粉末の形で添加
することがとくに好ましい。
−1.0〜15重量％Si−0.2〜5.0重量％（Cu,Cr,Mg,Mn,Ni,
Zn,Feの一種以上）の合金粉末だけでは、例えばPb,Sn,I
n,Sb,Biの１種以上よりなる軟質成分がAlマトリックス
中に占める割合が断面積比で最大でも0.04以下にしかな
らないので、最終軸受合金のAlマトリックス中に占める
Pb,Sn,In,Sb,Biの１種以上よりなる軟質成分の割合が0.
04超過0.07以下となるようにするためには、別の合金粉
末としてAl−潤滑成分（Pb,Sn,In,Sb,Biの１種以上）−
硬質成分（Si）−強化成分（Cu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feの一
種以上）−微細化成分（Ti,B,Zr,V,Ga,REMの１種以上）
合金成分を添加混合することにより、軟質成分等の添加
量を増加させて上記したアルミニウム系軸受合金の成分
範囲となるようにする必要がある。ここで、軟質成分と
しては、Pbは比重が大きいことにより断面積比を0.04超
過となるようにしようとすると重量比で15％以上添加せ
ねばならず、また、このように多量のPbをマトリックス
中に均一微細に分散させるようにするためにはアトマイ
ズ時の溶湯温度を1200℃以上と極めて高くしなければな
らないため実用的でない。したがって、軟質成分の断面
積比をかせぐには、PbよりもSnの形で、それもSn単位で
はSn分散状態が悪く軸受特性も劣ることとなるため、分
散状況の優れたAl−Sn系アトマイズ合金粉末の形で添加
することがとくに好ましい。
そこで、このようなAl−Sn系合金粉末の形で添加する場
合のSn含有量としては、10重量％未満では最終軸受合金
の軸受特性が劣り、また、20重量％以上では押出加工の
ための加熱時にスウエッティング現象を生じやすくなっ
てしまうため好ましくない。したがって、Sn含有量は10
〜20重量％とすることがとくに好ましい。さらに、上記
のAl−10〜20重量％Sn合金に、硬質物質であるSiを1.0
〜15重量％、強度向上元素であるCu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Fe
の一種以上を0.2〜5.0重量％および必要に応じて微細化
成分を添加した合金を用いるほうが、最終軸受合金の全
体としての軸受特性を向上させるためにより一層好まし
い。さらにまた、Al−10〜20重量％Sn系合金に、Sn量と
の兼ね合いにもよるが、押出加工の加熱時のスウェッテ
ィングを起こさない範囲で軸受合金の耐焼付性向上のた
めにPbを１〜４重量％添加した場合はさらに優れた軸受
特性を示す。
合のSn含有量としては、10重量％未満では最終軸受合金
の軸受特性が劣り、また、20重量％以上では押出加工の
ための加熱時にスウエッティング現象を生じやすくなっ
てしまうため好ましくない。したがって、Sn含有量は10
〜20重量％とすることがとくに好ましい。さらに、上記
のAl−10〜20重量％Sn合金に、硬質物質であるSiを1.0
〜15重量％、強度向上元素であるCu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Fe
の一種以上を0.2〜5.0重量％および必要に応じて微細化
成分を添加した合金を用いるほうが、最終軸受合金の全
体としての軸受特性を向上させるためにより一層好まし
い。さらにまた、Al−10〜20重量％Sn系合金に、Sn量と
の兼ね合いにもよるが、押出加工の加熱時のスウェッテ
ィングを起こさない範囲で軸受合金の耐焼付性向上のた
めにPbを１〜４重量％添加した場合はさらに優れた軸受
特性を示す。
ところで、この発明によるアルミニウム系軸受合金のよ
うに、軟質物質である潤滑成分が断面積比で0.04超過0.
07以下のように多量の場合においては、上記の第１製造
方法における温度で加熱したときに軟質成分がスウェッ
ティング現象を生じることもありうる。そこで、この発
明による上記軸受合金の第２製造方法では、硬質成分で
あるSiを軟質成分と分離し、SiはAl−８〜30重量％Si合
金としてこれに加熱処理を施し、Si粒子を前もって最大
12μｍに成長させたものを用いるようにした。この６〜
12μｍに成長したSi粒子はその後スウェッティング現象
が生じない温度での押出加工やアニール処理ではほとん
ど成長せず、最終軸受合金でも６〜12μｍのとくに好ま
しい大きさで留まってる。
うに、軟質物質である潤滑成分が断面積比で0.04超過0.
07以下のように多量の場合においては、上記の第１製造
方法における温度で加熱したときに軟質成分がスウェッ
ティング現象を生じることもありうる。そこで、この発
明による上記軸受合金の第２製造方法では、硬質成分で
あるSiを軟質成分と分離し、SiはAl−８〜30重量％Si合
金としてこれに加熱処理を施し、Si粒子を前もって最大
12μｍに成長させたものを用いるようにした。この６〜
12μｍに成長したSi粒子はその後スウェッティング現象
が生じない温度での押出加工やアニール処理ではほとん
ど成長せず、最終軸受合金でも６〜12μｍのとくに好ま
しい大きさで留まってる。
上記の第２製造方法において用いるAl−Si系アトマイズ
合金粉末中のSi含有量については、８重量％未満である
と最終軸受合金の耐摩耗性が不足し、30重量％を超える
とアトマイズが酸化等のため安定的にできなくなるとと
もに、粉末そのものがもろくなることから８〜30重量％
とした。
合金粉末中のSi含有量については、８重量％未満である
と最終軸受合金の耐摩耗性が不足し、30重量％を超える
とアトマイズが酸化等のため安定的にできなくなるとと
もに、粉末そのものがもろくなることから８〜30重量％
とした。
また、最終軸受合金のAlマトリックス中に占めるSiの断
面積比については、0.01未満であると最終軸受合金の耐
摩耗性が不足し、また0.08を超えると添加するAl−８〜
30重量％Siアトマイズ合金粉末の割合が相対的に多くな
り、0.17を超えると多くなりすぎて耐焼付性が低下して
しまうため、0.01以上0.17以下、とくに好ましくは0.01
以上0.08以下とした。
面積比については、0.01未満であると最終軸受合金の耐
摩耗性が不足し、また0.08を超えると添加するAl−８〜
30重量％Siアトマイズ合金粉末の割合が相対的に多くな
り、0.17を超えると多くなりすぎて耐焼付性が低下して
しまうため、0.01以上0.17以下、とくに好ましくは0.01
以上0.08以下とした。
なお、ビレットに対する押出比については、前述したよ
うに、押出比が10未満であると内部クラックおよび押出
後の軸受合金素材表面に表面割れを生じやすいので、10
以上とするが、この場合、この発明では合金粉末をビレ
ットに成形した後に該ビレットを押出成形するようにし
ている。これに対して粉末を直接押出す方法は、表面ク
ラック，内部欠陥等を発生し、現実には実用に供しうる
ものは得られにくい。また、本発明者らによれば、粉末
の直接押出しでは、押出比を20以上に設定しても健全な
ものはえられなかった。従って、冷間静水圧若しくは金
型成形により粉末を一旦ビレットに固化成形して押出前
素材として準備する必要があることを種々の実験により
確かめた。さらに、押出方式には各種の方法および設備
が検討されているが、生産性の高さ，設備メンテナンス
の容易さ，そして安定した品質が得られやすいことなど
から、縦型あるいは横型押出機による前方一軸押出が好
適である。また、押出温度は、成形体の押出後の硬さお
よび押出速度ならびに押出材の健全性に影響を与える。
この押出温度は、一般には高くすると押出が容易となる
が、Pb,Sn等の軟質低融点物質の添加量が多い場合に
は、加熱中にPb,Sn等のスウェッティングが発生し、押
出不良となる。したがって、押出温度は、低融点物質の
添加量と粉末のマトリックス硬さにより定まるものであ
る。
うに、押出比が10未満であると内部クラックおよび押出
後の軸受合金素材表面に表面割れを生じやすいので、10
以上とするが、この場合、この発明では合金粉末をビレ
ットに成形した後に該ビレットを押出成形するようにし
ている。これに対して粉末を直接押出す方法は、表面ク
ラック，内部欠陥等を発生し、現実には実用に供しうる
ものは得られにくい。また、本発明者らによれば、粉末
の直接押出しでは、押出比を20以上に設定しても健全な
ものはえられなかった。従って、冷間静水圧若しくは金
型成形により粉末を一旦ビレットに固化成形して押出前
素材として準備する必要があることを種々の実験により
確かめた。さらに、押出方式には各種の方法および設備
が検討されているが、生産性の高さ，設備メンテナンス
の容易さ，そして安定した品質が得られやすいことなど
から、縦型あるいは横型押出機による前方一軸押出が好
適である。また、押出温度は、成形体の押出後の硬さお
よび押出速度ならびに押出材の健全性に影響を与える。
この押出温度は、一般には高くすると押出が容易となる
が、Pb,Sn等の軟質低融点物質の添加量が多い場合に
は、加熱中にPb,Sn等のスウェッティングが発生し、押
出不良となる。したがって、押出温度は、低融点物質の
添加量と粉末のマトリックス硬さにより定まるものであ
る。
例えば、後述する第１表に示すNo.1の組成では500℃の
押出温度が適しているが、No.3の組成では380℃の押出
温度が適している。なお、押出比の上限は、成形が可能
である限り、また設備関係で設定されるべきであり、こ
の発明にあってはその上限設定は不要である。
押出温度が適しているが、No.3の組成では380℃の押出
温度が適している。なお、押出比の上限は、成形が可能
である限り、また設備関係で設定されるべきであり、こ
の発明にあってはその上限設定は不要である。
（実施例１） この実施例１では、まず、950〜1000℃の電気溶解炉に
て第１表に示すNo.1〜７の各組成になるように各合金を
溶製し、エアーアトマイズ法により−18メッシュの粒径
をもつ合金粉末を得た（第１図のステップ101）。次い
で、これらの合金粉末を直径100mm,長さ100mmの円柱状
に2tonf/cm2の静水圧にて冷間静水圧成形を行ってビレ
ットに成形し、このビレットを押出し前素材とした（第
１図のステップ102）。次に、前記ビレット状押出し前
素材を押出温度250〜550℃にて前方押出し、各種の押出
成形体を得た（第１図のステップ103）。
て第１表に示すNo.1〜７の各組成になるように各合金を
溶製し、エアーアトマイズ法により−18メッシュの粒径
をもつ合金粉末を得た（第１図のステップ101）。次い
で、これらの合金粉末を直径100mm,長さ100mmの円柱状
に2tonf/cm2の静水圧にて冷間静水圧成形を行ってビレ
ットに成形し、このビレットを押出し前素材とした（第
１図のステップ102）。次に、前記ビレット状押出し前
素材を押出温度250〜550℃にて前方押出し、各種の押出
成形体を得た（第１図のステップ103）。
次いで、各種の押出成形体に対して圧接予備熱処理を施
した（第１図のステップ104）後、鋼板と共に圧延する
（第１図のステップ105）ことにより両者を圧接し、続
いてアニール処理を施した（第１図のステップ106）後
の軸受合金から従来既知の機械加工で軸受を製作し、第
２表に示す条件で苛酷な軸受耐疲労性試験を行った。こ
の結果を第２図に示す。
した（第１図のステップ104）後、鋼板と共に圧延する
（第１図のステップ105）ことにより両者を圧接し、続
いてアニール処理を施した（第１図のステップ106）後
の軸受合金から従来既知の機械加工で軸受を製作し、第
２表に示す条件で苛酷な軸受耐疲労性試験を行った。こ
の結果を第２図に示す。
なお、上記工程の途中において、押出成形体の押出時の
機械的特性についても調べた。この結果を同じく第１表
に示す。
機械的特性についても調べた。この結果を同じく第１表
に示す。
（比較例１） この比較例では、まず、950〜1000℃の電気溶解炉にて
第１表のNo.11〜12に示す各組成になるように各合金を
溶製し、エアーアトマイズ法により−18メッシュの粒径
をもつ合金粉末を得たのち、実施例１と同様にして第１
図に示すステップ101〜106に従ってアニール処理までを
行い、続いてアニール処理後の軸受合金から従来既知の
機械加工で軸受を製作し、実施例１と同じく第２表に示
す条件で苛酷な軸受耐疲労性試験を行った。この結果を
同じく第２図に示す。
第１表のNo.11〜12に示す各組成になるように各合金を
溶製し、エアーアトマイズ法により−18メッシュの粒径
をもつ合金粉末を得たのち、実施例１と同様にして第１
図に示すステップ101〜106に従ってアニール処理までを
行い、続いてアニール処理後の軸受合金から従来既知の
機械加工で軸受を製作し、実施例１と同じく第２表に示
す条件で苛酷な軸受耐疲労性試験を行った。この結果を
同じく第２図に示す。
なお、上記工程の途中において、押出成形体の押出時の
機械的特性についても調べた。この結果を同じく第１表
に示す。
機械的特性についても調べた。この結果を同じく第１表
に示す。
さらに比較のために、No.2と同じ組成で軟質相の大きい
軸受合金（No.13）と、No.3と同じ組成でSi粒の大きい
軸受合金（No.14）の板状押出成形体を上記実施例と同
様の製法により得た。この押出成形体の寸法は幅60mm,
厚さ1.6mmであった。
軸受合金（No.13）と、No.3と同じ組成でSi粒の大きい
軸受合金（No.14）の板状押出成形体を上記実施例と同
様の製法により得た。この押出成形体の寸法は幅60mm,
厚さ1.6mmであった。
次に、この押出成形体に幅62mm,厚さ0.4mmの純アルミニ
ウム薄板を圧接し、厚さ1.2mmの二層軸受合金板を得
た。次いで、この合金板に400℃×６時間のアニール処
理を施した後、粗面化した厚さ2mmの鋼板に圧接した後
厚さが1.8mmとなるようにロール圧接を行った。さら
に、圧接後に400℃×６時間のアニール処理を行って鋼
板を裏金とする三層軸受合金板を製造した。続いて、ア
ニール処理後の軸受合金から従来既知の機械加工で軸受
を製作し、実施例１と同じく第２表に示す条件で苛酷な
軸受耐疲労性試験を行った。この結果を同じく第２図に
示す。
ウム薄板を圧接し、厚さ1.2mmの二層軸受合金板を得
た。次いで、この合金板に400℃×６時間のアニール処
理を施した後、粗面化した厚さ2mmの鋼板に圧接した後
厚さが1.8mmとなるようにロール圧接を行った。さら
に、圧接後に400℃×６時間のアニール処理を行って鋼
板を裏金とする三層軸受合金板を製造した。続いて、ア
ニール処理後の軸受合金から従来既知の機械加工で軸受
を製作し、実施例１と同じく第２表に示す条件で苛酷な
軸受耐疲労性試験を行った。この結果を同じく第２図に
示す。
なお、上記工程の途中において、押出成形体の押出時の
機械的特性についても調べた。この結果を同じく第１表
に示す。
機械的特性についても調べた。この結果を同じく第１表
に示す。
第１表および第２図に示すように、この発明による軸受
合金（No.1〜７）では、軸受の製造過程における押出時
の機械的特性に優れていると共に、軸受の耐疲労性およ
び異物埋収性に優れていることが確かめられた。
合金（No.1〜７）では、軸受の製造過程における押出時
の機械的特性に優れていると共に、軸受の耐疲労性およ
び異物埋収性に優れていることが確かめられた。
これに対して、Pb,Sn等の潤滑成分のAlマトリックス中
に占める割合が少ない比較の軸受合金（No.11;特願昭59
−132249号の軸受合金に類似するもの）では軸受の製造
過程における押出時の機械的特性には優れているもの
の、異物埋収性があまり良好でないため、耐疲労性試験
を途中で中止した。また、反対に潤滑成分の多い比較の
軸受合金（No.12）では、押出時の機械的特性が低下し
ていると共に、軸受の耐疲労性も低いものであった。
に占める割合が少ない比較の軸受合金（No.11;特願昭59
−132249号の軸受合金に類似するもの）では軸受の製造
過程における押出時の機械的特性には優れているもの
の、異物埋収性があまり良好でないため、耐疲労性試験
を途中で中止した。また、反対に潤滑成分の多い比較の
軸受合金（No.12）では、押出時の機械的特性が低下し
ていると共に、軸受の耐疲労性も低いものであった。
さらにまた、軟質層の大きい比較の軸受合金（No.13）
およびSi粒の大きい比較の軸受合金（No.14）では、焼
付きあるいは相手シャフトスカッフを生じた。
およびSi粒の大きい比較の軸受合金（No.14）では、焼
付きあるいは相手シャフトスカッフを生じた。
（実施例２） この実施例２では、第１表に示したNo.3の組成の合金粉
末のエアーアトマイズ法で−18メッシュの粒径に製造
し、次いで、この合金粉末を加圧力2tonf/cm2で冷間静
水圧成形により加圧成形して直径100mm,長さ100mmのビ
レット成形体を製作した。次いで、このビレット成形体
を押出温度350℃，押出比80の条件で押出し、幅60mm×
厚さ1.6mmの板状押出成形体を得た。次に、この押出成
形体を研削ベルトで表面層を除去した厚さ2mmの鋼板に
圧接した後、1.8mmの厚さとなるようにロール圧接を行
った。この圧接後、軸受合金の圧延体と鋼製裏金との密
着性をさらに向上させかつ軸受合金の圧延体の加工歪を
除去するために400℃×６時間のアニール処理を行っ
た。この時の軸受合金部は圧接前と顕微鏡による組織変
化は大差がなく、また、電子顕微鏡による軟質物質（P
b,Snなど）の分布は均一微細に分散しており、潤滑成分
としての軟質物質の大きさは８μｍ以内であった。
末のエアーアトマイズ法で−18メッシュの粒径に製造
し、次いで、この合金粉末を加圧力2tonf/cm2で冷間静
水圧成形により加圧成形して直径100mm,長さ100mmのビ
レット成形体を製作した。次いで、このビレット成形体
を押出温度350℃，押出比80の条件で押出し、幅60mm×
厚さ1.6mmの板状押出成形体を得た。次に、この押出成
形体を研削ベルトで表面層を除去した厚さ2mmの鋼板に
圧接した後、1.8mmの厚さとなるようにロール圧接を行
った。この圧接後、軸受合金の圧延体と鋼製裏金との密
着性をさらに向上させかつ軸受合金の圧延体の加工歪を
除去するために400℃×６時間のアニール処理を行っ
た。この時の軸受合金部は圧接前と顕微鏡による組織変
化は大差がなく、また、電子顕微鏡による軟質物質（P
b,Snなど）の分布は均一微細に分散しており、潤滑成分
としての軟質物質の大きさは８μｍ以内であった。
（実施例３） この実施例３では、第１表に示したNo.1の組成の合金粉
末をエアーアトマイズ法で−18メッシュの粒径に製造
し、次いで、上記実施例２と同様にして板状押出成形体
に成形した。次に、この成形体を２μｍのNiめっきを施
した厚さ2mmの鋼板に圧接した後、2mmの厚さとなるよう
にロール圧接を行った。なお、押出温度は500℃とし
た。そして、この圧接後に400℃×６時間のアニール処
理を行った。この時の軸受合金部は圧接前と顕微鏡によ
る組織変化は大差がなく、また、電子顕微鏡による軟質
物質の分布は均一微細に分散されており、潤滑成分であ
る軟質物質の大きさは６μｍ以内であった。
末をエアーアトマイズ法で−18メッシュの粒径に製造
し、次いで、上記実施例２と同様にして板状押出成形体
に成形した。次に、この成形体を２μｍのNiめっきを施
した厚さ2mmの鋼板に圧接した後、2mmの厚さとなるよう
にロール圧接を行った。なお、押出温度は500℃とし
た。そして、この圧接後に400℃×６時間のアニール処
理を行った。この時の軸受合金部は圧接前と顕微鏡によ
る組織変化は大差がなく、また、電子顕微鏡による軟質
物質の分布は均一微細に分散されており、潤滑成分であ
る軟質物質の大きさは６μｍ以内であった。
また、No.1の組成に結晶粒微細化成分としてTiを0.01重
量％添加したNo.7の組成の合金粉末を用いて同様に板状
押出成形体に成形したのち鋼板とロール圧接し、次いで
アニール処理を行った。この時の軸受合金部は圧接前と
顕微鏡による組織変化は大差がなく、また、電子顕微鏡
による軟質物質の分布は均一微細に分散されており、軟
質物質の大きさは４μｍ以内となっていると共に、結晶
粒の微細化を助長していることが確認された。
量％添加したNo.7の組成の合金粉末を用いて同様に板状
押出成形体に成形したのち鋼板とロール圧接し、次いで
アニール処理を行った。この時の軸受合金部は圧接前と
顕微鏡による組織変化は大差がなく、また、電子顕微鏡
による軟質物質の分布は均一微細に分散されており、軟
質物質の大きさは４μｍ以内となっていると共に、結晶
粒の微細化を助長していることが確認された。
（実施例４） この実施例４では、第１表に示したNo.2の組成の合金粉
末を実施例２と同様にしてアトマイズ法によって製造し
たのち、同じく実施例２と同様にして板状押出成形体に
成形し、この成形体に幅62mm×厚さ0.4mmの純アルミニ
ウム薄板を圧接し、厚さ1.2mmの二層軸受合金板を得
た。次に、この合金板に400℃×６時間のアニール処理
を施した後、粗面化した厚さ2mmの鋼板に圧接し、次い
で厚さが1.8mmとなるようにロール圧接を行った。さら
に、圧接後400℃×６時間のアニール処理を行った。こ
の時の軸受合金部は圧接前と顕微鏡による組織変化は大
差がなく、また、電子顕微鏡による軟質物質（Pb,Snな
ど）の分布は均一微細に分散しており、潤滑成分として
の軟質物質の大きさは８μｍ以内であった。
末を実施例２と同様にしてアトマイズ法によって製造し
たのち、同じく実施例２と同様にして板状押出成形体に
成形し、この成形体に幅62mm×厚さ0.4mmの純アルミニ
ウム薄板を圧接し、厚さ1.2mmの二層軸受合金板を得
た。次に、この合金板に400℃×６時間のアニール処理
を施した後、粗面化した厚さ2mmの鋼板に圧接し、次い
で厚さが1.8mmとなるようにロール圧接を行った。さら
に、圧接後400℃×６時間のアニール処理を行った。こ
の時の軸受合金部は圧接前と顕微鏡による組織変化は大
差がなく、また、電子顕微鏡による軟質物質（Pb,Snな
ど）の分布は均一微細に分散しており、潤滑成分として
の軟質物質の大きさは８μｍ以内であった。
なお、上記の各実施例１〜４においては、密着層を省略
する方法、密着層にNiめっきを利用する方法、Al薄板を
密着層とする方法を記載したが、軸受合金組成，製造工
程および経済性等の観点から適宜の工程を設定すべきで
あって、他の材料（例えば、Al粉末,Coめっきなど）で
あっても差支えない。
する方法、密着層にNiめっきを利用する方法、Al薄板を
密着層とする方法を記載したが、軸受合金組成，製造工
程および経済性等の観点から適宜の工程を設定すべきで
あって、他の材料（例えば、Al粉末,Coめっきなど）で
あっても差支えない。
また、圧接前に押出成形体の熱処理を行うことも当然可
能であり、圧接条件によっては、押出成形体の前記予備
熱処理を行うことにより、圧下率をさらに大きくとるこ
とができるようになる。
能であり、圧接条件によっては、押出成形体の前記予備
熱処理を行うことにより、圧下率をさらに大きくとるこ
とができるようになる。
（実施例５） この実施例５では、まず、950〜1000℃の電気溶解炉に
て第３表に示すNo.21〜27の各組成になるように各合金
を溶製し、次いでエアーアトマイズ法により−18メッシ
ュの粒径をもつAlアトマイズ合金粉末（Ｉ），（II）を
それぞれ得た。次いで、前記Alアトマイズ合金粉末
（Ｉ），（II）を同じく第３表に示す割合で混合した
後、これらの混合粉末を直径100mm,長さ100mmの円柱状
に2tonf/cm2の静水圧にて冷間静水圧成形を行ってビレ
ットに成形し、このビレットを押出前素材とした。次
に、前記各ビレット状押出前素材を加熱時にスウェッテ
ィングを生じない押出温度（この温度はPb,Snの添加量
にもよるが通常は、200〜400℃）で押出を行って、各種
の押出成形体を得た。
て第３表に示すNo.21〜27の各組成になるように各合金
を溶製し、次いでエアーアトマイズ法により−18メッシ
ュの粒径をもつAlアトマイズ合金粉末（Ｉ），（II）を
それぞれ得た。次いで、前記Alアトマイズ合金粉末
（Ｉ），（II）を同じく第３表に示す割合で混合した
後、これらの混合粉末を直径100mm,長さ100mmの円柱状
に2tonf/cm2の静水圧にて冷間静水圧成形を行ってビレ
ットに成形し、このビレットを押出前素材とした。次
に、前記各ビレット状押出前素材を加熱時にスウェッテ
ィングを生じない押出温度（この温度はPb,Snの添加量
にもよるが通常は、200〜400℃）で押出を行って、各種
の押出成形体を得た。
次に、上記の各押出成形体（第３図のステップ111）に
対して圧接予備処理を施した（第３図のステップ112）
後圧延し（第３図のステップ113）、次いでアニール処
理を施した（第３図のステップ114）のち純Al板とプレ
クラッドを行った（第３図のステップ115）。続いて、
クラッド板に対してアニール処理（第３図のステップ11
6）を行ったのち鋼板クラッドを行い（第３図のステッ
プ117）、次いで鋼板クラッド板に対してアニール処理
を行った（第３図のステップ118）のちの軸受合金から
従来既知の機械加工を行って（第３図のステップ119）
軸受を製作し、第４表に示す条件で苛酷な軸受耐疲労性
試験を行った、この結果を第４図に示す。
対して圧接予備処理を施した（第３図のステップ112）
後圧延し（第３図のステップ113）、次いでアニール処
理を施した（第３図のステップ114）のち純Al板とプレ
クラッドを行った（第３図のステップ115）。続いて、
クラッド板に対してアニール処理（第３図のステップ11
6）を行ったのち鋼板クラッドを行い（第３図のステッ
プ117）、次いで鋼板クラッド板に対してアニール処理
を行った（第３図のステップ118）のちの軸受合金から
従来既知の機械加工を行って（第３図のステップ119）
軸受を製作し、第４表に示す条件で苛酷な軸受耐疲労性
試験を行った、この結果を第４図に示す。
（比較例２） この比較例２では、まず、950〜1000℃の電気溶解炉に
て第３表に示すNo.28〜29の各組成になるように各合金
を溶製し、エアーアトマイズ法により−18メッシュの粒
径をもつAlアトマイズ合金粉末（Ｉ），（II）をそれぞ
れ得た。次いで、前記Alアトマイズ合金粉末（Ｉ），
（II）を同じく第３表に示す割合で混合した後、実施例
５と同様に冷間静水圧成形を行ってビレットに成形し、
このビレットを押出前素材とした。次に、前記ビレット
状押出前素材を加熱時にスウェッティングを生じない押
出温度で押出を行って、各種の押出成形体を得たのち、
第３図に示したステップ111〜119に従い機械加工までを
行って軸受を製作し、実施例５と同様に第４表に示す条
件で苛酷な軸受耐疲労性試験を行った。この結果を同じ
く第４図に示す。
て第３表に示すNo.28〜29の各組成になるように各合金
を溶製し、エアーアトマイズ法により−18メッシュの粒
径をもつAlアトマイズ合金粉末（Ｉ），（II）をそれぞ
れ得た。次いで、前記Alアトマイズ合金粉末（Ｉ），
（II）を同じく第３表に示す割合で混合した後、実施例
５と同様に冷間静水圧成形を行ってビレットに成形し、
このビレットを押出前素材とした。次に、前記ビレット
状押出前素材を加熱時にスウェッティングを生じない押
出温度で押出を行って、各種の押出成形体を得たのち、
第３図に示したステップ111〜119に従い機械加工までを
行って軸受を製作し、実施例５と同様に第４表に示す条
件で苛酷な軸受耐疲労性試験を行った。この結果を同じ
く第４図に示す。
（比較例３） この比較例３では、電気溶解炉にて第３表に示すNo.31
〜33の各組成になるように実施例５と同様にして各合金
を溶製し、さらに実施例５と同様にして軸受を製作し、
実施例５と同様にして第４表に示す条件で苛酷な軸受耐
疲労性試験を行った。この結果を同じく第４図に示す。
〜33の各組成になるように実施例５と同様にして各合金
を溶製し、さらに実施例５と同様にして軸受を製作し、
実施例５と同様にして第４表に示す条件で苛酷な軸受耐
疲労性試験を行った。この結果を同じく第４図に示す。
第３表および第４図に示すように、実施例５による軸受
合金（No.21〜27）はいずれも第一製造方法によらない
比較例２（No.28〜29）よりも耐疲労性に有れており、
耐久性の良いものであることが明らかである。
合金（No.21〜27）はいずれも第一製造方法によらない
比較例２（No.28〜29）よりも耐疲労性に有れており、
耐久性の良いものであることが明らかである。
また、この発明のアルミニウム系軸受合金より潤滑成分
の大きさが大きい軸受合金（No.31）、押出比が小さい
軸受合金（No.32）、Si粒の大きい軸受合金（No.33）は
いずれも性能が悪いことがわかる。
の大きさが大きい軸受合金（No.31）、押出比が小さい
軸受合金（No.32）、Si粒の大きい軸受合金（No.33）は
いずれも性能が悪いことがわかる。
（実施例６） この実施例６では、まず、950〜1000℃の電気溶解炉に
て第５表に示すNo.41〜47の各Al合金（Ｉ）の組成にな
るように成分を調整して溶製し、次いでエアーアトマイ
ズ法により−18メッシュの粒径を持つAl−潤滑（軟質）
成分−強化成分系アトマイズ合金粉末（Ｉ）を得た。ま
た、同じく750℃以上の電気溶解炉にて第５表に示すNo.
41〜47の各Al合金（II）の組成になるように成分を調整
して溶製し、次いで、エアーアトマイズ法により−18メ
ッシュの粒径を持つAl−８〜30重量％Si合金粉末（II）
を得た。そして、さらに、該合金粉末（II）に350〜550
℃で加熱処理を施してSi粒径を６〜12μｍに成長させ
た。
て第５表に示すNo.41〜47の各Al合金（Ｉ）の組成にな
るように成分を調整して溶製し、次いでエアーアトマイ
ズ法により−18メッシュの粒径を持つAl−潤滑（軟質）
成分−強化成分系アトマイズ合金粉末（Ｉ）を得た。ま
た、同じく750℃以上の電気溶解炉にて第５表に示すNo.
41〜47の各Al合金（II）の組成になるように成分を調整
して溶製し、次いで、エアーアトマイズ法により−18メ
ッシュの粒径を持つAl−８〜30重量％Si合金粉末（II）
を得た。そして、さらに、該合金粉末（II）に350〜550
℃で加熱処理を施してSi粒径を６〜12μｍに成長させ
た。
次いで、前記各Alアトマイズ合金粉末（Ｉ）（II）を同
じく第５表に示す割合で混合した後、直径100mm,長さ10
0mの円柱状に2tonf/cm2の静水圧にて冷間静水圧成形を
行ってビレットに成形し、このビレットを押出前素材と
した。次に、前記各ビレット状押出前素材を加熱時にス
ウェッティングを生じない押出温度（この温度はPb,Sn
の添加量にもよりが通常は200〜400℃）で押出を行って
各種の押出成形体を得た。次に、この押出成形体を前出
の第３図に示した工程に従って、押出成形体（111）→
圧接前加熱処理（112）→圧延（113）→アニール処理
（114）→純Alとプレクラッド（115）→アニール処理
（116）→鋼板とクラッド（117）→アニール処理（11
8）→機械加工（119）の工程を経て軸受を製作し、前述
した第４表に示した条件で苛酷な軸受耐疲労性試験を行
った。この結果を第５図に示す。
じく第５表に示す割合で混合した後、直径100mm,長さ10
0mの円柱状に2tonf/cm2の静水圧にて冷間静水圧成形を
行ってビレットに成形し、このビレットを押出前素材と
した。次に、前記各ビレット状押出前素材を加熱時にス
ウェッティングを生じない押出温度（この温度はPb,Sn
の添加量にもよりが通常は200〜400℃）で押出を行って
各種の押出成形体を得た。次に、この押出成形体を前出
の第３図に示した工程に従って、押出成形体（111）→
圧接前加熱処理（112）→圧延（113）→アニール処理
（114）→純Alとプレクラッド（115）→アニール処理
（116）→鋼板とクラッド（117）→アニール処理（11
8）→機械加工（119）の工程を経て軸受を製作し、前述
した第４表に示した条件で苛酷な軸受耐疲労性試験を行
った。この結果を第５図に示す。
（比較例４） この比較例４では、まず、950〜1000℃の電気溶解炉に
て第５表に示すNo.48の各Al合金（Ｉ）の組成になるよ
うに成分を調整して溶製し、次いで、エアーアトマイズ
法により−18メッシュの粒径を持つAl−潤滑（軟質）成
分−強化成分系アトマイズ合金粉末（Ｉ）を得た。
て第５表に示すNo.48の各Al合金（Ｉ）の組成になるよ
うに成分を調整して溶製し、次いで、エアーアトマイズ
法により−18メッシュの粒径を持つAl−潤滑（軟質）成
分−強化成分系アトマイズ合金粉末（Ｉ）を得た。
次いで、直径100mm,長さ100mの円柱状に2tonf/cm2の静
水圧にて冷間静水圧成形を行ってビレットに成形し、こ
のビレットを押出前素材とした。次に、前記各ビレット
状押出前素材を加熱時にスウェッティングを生じない押
出温度で押出を行って各種の押出成形体を得たのち第３
図に示したステップ111〜119に従い機械加工までを行っ
て軸受を製作し、実施例５と同様に第４表に示した条件
で苛酷な軸受耐疲労性試験を行った。この結果を同じく
第５図に示す。
水圧にて冷間静水圧成形を行ってビレットに成形し、こ
のビレットを押出前素材とした。次に、前記各ビレット
状押出前素材を加熱時にスウェッティングを生じない押
出温度で押出を行って各種の押出成形体を得たのち第３
図に示したステップ111〜119に従い機械加工までを行っ
て軸受を製作し、実施例５と同様に第４表に示した条件
で苛酷な軸受耐疲労性試験を行った。この結果を同じく
第５図に示す。
（比較例５） この比較例５では、電気溶解炉にて第５表に示すNo.51
〜53の各組成になるように比較例４と同様に各合金を溶
製し、さらに比較例４と同様に軸受を製作し、実施例５
と同様に第４表に示す条件で苛酷な軸受耐久疲労性試験
を行った。この結果を同じく第５図に示す。
〜53の各組成になるように比較例４と同様に各合金を溶
製し、さらに比較例４と同様に軸受を製作し、実施例５
と同様に第４表に示す条件で苛酷な軸受耐久疲労性試験
を行った。この結果を同じく第５図に示す。
第５表および第５図に示すように、この実施例６による
軸受合金（No.41〜47）は、比較例４の第二製造方法に
よらない軸受合金（No.48）よりいずれも耐疲労性に優
れており、耐久性の良いものであることが明らかであ
る。
軸受合金（No.41〜47）は、比較例４の第二製造方法に
よらない軸受合金（No.48）よりいずれも耐疲労性に優
れており、耐久性の良いものであることが明らかであ
る。
また、この発明のアルミニウム系軸受合金より潤滑成分
の大きさが大きい軸受合金（No.51）、押出比が小さい
軸受合金（No.52）、Si粒子の大きさが大きい軸受合金
（No.53）はいずれも性能が悪いことがわかる。
の大きさが大きい軸受合金（No.51）、押出比が小さい
軸受合金（No.52）、Si粒子の大きさが大きい軸受合金
（No.53）はいずれも性能が悪いことがわかる。
［発明の効果］ 以上説明してきたように、この発明によるアルミニウム
系軸受合金は、潤滑成分としてPb,Sn,In,Sb,Biよりなる
群から選ばれた１種以上の金属をAlマトリックスに対す
る断面積比で0.04超過0.07以下、硬質成分としてSiを同
じく断面積比で0.01以上0.17以下、強化成分としてCu,C
r,Mg,Mn,Ni,Zn,Feよりなる群から選ばれた１種以上の金
属を0.2〜5.0重量％、必要に応じて微細化成分としてT
i,B,Zr,V,Ga,REMの１種以上の金属を0.01〜3.0重量％含
み、残部Alおよび不純物の組成を有し、均一微細に分散
した潤滑成分の大きさが８μｍ以下である合金粉末の押
出成形体より成り、Alマトリックス中に分散したSi粒子
の大きさが12μｍ以下、相手材が鋳造材である場合にと
くに望ましくは６〜12μｍ、均一微細に分散した潤滑成
分の大きさが８μｍ以下、常温での引張強さが12kg/mm2
以上、常温での伸びが11％以上であることを特徴とする
ものであるから、銅系材料に比較して著しく軽量であっ
てしかも耐疲労性と表面性能（潤滑性能）という二律背
反的特性の両方が従来にない高い水準をもつ著しく優れ
た軸受合金であり、異物埋収性が良好であるためたとえ
異物発生の多い潤滑油中であっても潤滑性能の低下が著
しく小さいという著大なる効果を奏するものである。
系軸受合金は、潤滑成分としてPb,Sn,In,Sb,Biよりなる
群から選ばれた１種以上の金属をAlマトリックスに対す
る断面積比で0.04超過0.07以下、硬質成分としてSiを同
じく断面積比で0.01以上0.17以下、強化成分としてCu,C
r,Mg,Mn,Ni,Zn,Feよりなる群から選ばれた１種以上の金
属を0.2〜5.0重量％、必要に応じて微細化成分としてT
i,B,Zr,V,Ga,REMの１種以上の金属を0.01〜3.0重量％含
み、残部Alおよび不純物の組成を有し、均一微細に分散
した潤滑成分の大きさが８μｍ以下である合金粉末の押
出成形体より成り、Alマトリックス中に分散したSi粒子
の大きさが12μｍ以下、相手材が鋳造材である場合にと
くに望ましくは６〜12μｍ、均一微細に分散した潤滑成
分の大きさが８μｍ以下、常温での引張強さが12kg/mm2
以上、常温での伸びが11％以上であることを特徴とする
ものであるから、銅系材料に比較して著しく軽量であっ
てしかも耐疲労性と表面性能（潤滑性能）という二律背
反的特性の両方が従来にない高い水準をもつ著しく優れ
た軸受合金であり、異物埋収性が良好であるためたとえ
異物発生の多い潤滑油中であっても潤滑性能の低下が著
しく小さいという著大なる効果を奏するものである。
また、上記したこの発明によるアルミニウム系軸受合金
の第１製造方法は、Al中に８〜12重量％のPbと0.4〜1.8
重量％のSnと1.0〜15重量％のSiと0.2〜5.0重量％のCu,
Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feの１種以上の金属を含むAl合金粉末
を350〜550℃で加熱処理を施してSi粒子を最大12μｍに
成長させた後、前記合金粉末にAl−10〜20重量％Sn系あ
るいはAl−10〜20重量％Sn−1.0〜15重量％Si−0.2〜5.
0重量％（Cu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feの１種以上）系等のAl
合金粉末を前記Al系軸受合金の成分範囲となるように混
合し、さらに該混合粉末をビレットに成形した後、該ビ
レットを押出比10以上で押出成形するようにしたことを
特徴とするものであり、上記したこの発明によるアルミ
ニウム系軸受合金の第２製造方法は、前記アルミウム系
軸受合金のうちの潤滑成分と強化成分についてはAl中に
潤滑成分としてPb,Sn,In,Sb,Biの１種以上と強化成分と
してCu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feの１種以上を含むAlアトマイ
ズ合金粉末の形で、硬質成分のSiについてはSi粒子径が
最大12μｍであるAl−８〜30重量％Siアトマイズ合金粉
末の形で用いて前記成分範囲になるように両者を混合
し、さらに該混合粉末をビレットに成形した後該ビレッ
トを押出比10以上で押出成形するようにしたことを特徴
とするものであるから、前述したような耐疲労性と表面
性能（潤滑性能）という二律背反的特性の両方共が従来
にない高い水準をもつと共に異物埋収性にも優れたアル
ミニウム系軸受合金を提供することができ、特にこの発
明の第１および第２製造方法により製造したアルミニウ
ム系軸受合金は、その製造に際してPb,Snなどの潤滑成
分が表面へしみ出すスウェッティング現象を伴なうこと
がなく、かつまた相手材の材質が鋼の場合のみならず鋳
鉄の場合でも同様に優れた特性を示すことから極めて広
い応用範囲を有するものであるという著大な効果がもた
らされる。
の第１製造方法は、Al中に８〜12重量％のPbと0.4〜1.8
重量％のSnと1.0〜15重量％のSiと0.2〜5.0重量％のCu,
Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feの１種以上の金属を含むAl合金粉末
を350〜550℃で加熱処理を施してSi粒子を最大12μｍに
成長させた後、前記合金粉末にAl−10〜20重量％Sn系あ
るいはAl−10〜20重量％Sn−1.0〜15重量％Si−0.2〜5.
0重量％（Cu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feの１種以上）系等のAl
合金粉末を前記Al系軸受合金の成分範囲となるように混
合し、さらに該混合粉末をビレットに成形した後、該ビ
レットを押出比10以上で押出成形するようにしたことを
特徴とするものであり、上記したこの発明によるアルミ
ニウム系軸受合金の第２製造方法は、前記アルミウム系
軸受合金のうちの潤滑成分と強化成分についてはAl中に
潤滑成分としてPb,Sn,In,Sb,Biの１種以上と強化成分と
してCu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feの１種以上を含むAlアトマイ
ズ合金粉末の形で、硬質成分のSiについてはSi粒子径が
最大12μｍであるAl−８〜30重量％Siアトマイズ合金粉
末の形で用いて前記成分範囲になるように両者を混合
し、さらに該混合粉末をビレットに成形した後該ビレッ
トを押出比10以上で押出成形するようにしたことを特徴
とするものであるから、前述したような耐疲労性と表面
性能（潤滑性能）という二律背反的特性の両方共が従来
にない高い水準をもつと共に異物埋収性にも優れたアル
ミニウム系軸受合金を提供することができ、特にこの発
明の第１および第２製造方法により製造したアルミニウ
ム系軸受合金は、その製造に際してPb,Snなどの潤滑成
分が表面へしみ出すスウェッティング現象を伴なうこと
がなく、かつまた相手材の材質が鋼の場合のみならず鋳
鉄の場合でも同様に優れた特性を示すことから極めて広
い応用範囲を有するものであるという著大な効果がもた
らされる。
第１図はこの発明の実施例１および比較例１において採
用した軸受合金の製造工程を示すブロック図、第２図は
この発明の実施例１および比較例１において製造した軸
受合金の耐疲労性試験結果を示すグラフ、第３図はこの
発明の実施例５および比較例２において採用した軸受合
金の製造工程を示すブロック図、第４図はこの発明の実
施例5,6および比較例２において製造した軸受合金の耐
疲労性試験結果を示すグラフ、第５図はこの発明の実施
例7,8および比較例３において製造した軸受合金の耐疲
労性試験結果を示すグラフである。
用した軸受合金の製造工程を示すブロック図、第２図は
この発明の実施例１および比較例１において製造した軸
受合金の耐疲労性試験結果を示すグラフ、第３図はこの
発明の実施例５および比較例２において採用した軸受合
金の製造工程を示すブロック図、第４図はこの発明の実
施例5,6および比較例２において製造した軸受合金の耐
疲労性試験結果を示すグラフ、第５図はこの発明の実施
例7,8および比較例３において製造した軸受合金の耐疲
労性試験結果を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 谷崎 勝二 神奈川県横浜市神奈川区宝町２番地 日産 自動車株式会社内 (72)発明者 岡部 登 千葉県習志野市実籾町１ノ六八七 エヌデ ーシー株式会社内 (72)発明者 岸田 勝弘 千葉県習志野市実籾町１ノ六八七 エヌデ ーシー株式会社内 (72)発明者 坂井 武志 千葉県習志野市実籾町１ノ六八七 エヌデ ーシー株式会社内 (72)発明者 大垣 俊久 千葉県習志野市実籾町１ノ六八七 エヌデ ーシー株式会社内 (72)発明者 藤田 正仁 千葉県習志野市実籾町１ノ六八七 エヌデ ーシー株式会社内 (56)参考文献 特開 昭57−79139（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−64336（ＪＰ，Ａ)
Claims (4)
- 【請求項１】潤滑成分としてPb,Sn,In,Sb,Biよりなる群
から選ばれた１種以上の金属をAlマトリックスに対する
断面積比で0.04超過0.07以下、硬質成分としてSiを同じ
く断面積比で0.01以上0.17以下、強化成分としてCu,Cr,
Mg,Mn,Ni,Zn,Feよりなる群から選ばれた１種以上の金属
を0.2〜5.0重量％含み、残部Alおよび不純物の組成を有
し、均一微細に分散した潤滑成分の大きさが８μｍ以下
である合金粉末の押出成形体より成り、Alマトリックス
中に分散したSi粒子の大きさが12μｍ以下、均一微細に
分散した潤滑成分の大きさが８μｍ以下、常温での引張
強さが12kgf/mm2以上、常温での伸びが11％以上である
ことを特徴とするアルミニウム系軸受合金。 - 【請求項２】潤滑成分としてPb,Sn,In,Sb,Biよりなる群
から選ばれた１種以上の金属をAlマトリックスに対する
断面積比で0.04超過0.07以下、硬質成分としてSiを同じ
く断面積比で0.01以上0.17以下、強化成分としてCu,Cr,
Mg,Mn,Ni,Zn,Feよりなる群から選ばれた１種以上の金属
を0.2〜5.0重量％、微細化成分としてTi,B,Zr,V,Ga,REM
（希土類元素）よりなる群から選ばれた１種以上の金属
を0.01〜3.0重量％含み、残部Alおよび不純物の組成を
有し、均一微細に分散した潤滑成分の大きさが８μｍ以
下である合金粉末の押出成形体より成り、Alマトリック
ス中に分散したSi粒子の大きさが12μｍ以下、均一微細
に分散した潤滑成分の大きさが８μｍ以下、常温での引
張強さが12kgf/mm2以上、常温での伸びが11％以上であ
ることを特徴とするアルミニウム系軸受合金。 - 【請求項３】潤滑成分としてPb,Sn,In,Sb,Biよりなる群
から選ばれた１種以上の金属をAlマトリックスに対する
断面積比で0.04超過0.07以下、硬質成分としてSiを同じ
く断面積比で0.01以上0.17以下、強化成分としてCu,Cr,
Mg,Mn,Ni,Zn,Feよりなる群から選ばれた１種以上の金属
を0.2〜5.0重量％含み、残部Alおよび不純物の組成を有
し、均一微細に分散した潤滑成分の大きさが８μｍ以下
であるアルミニウム系軸受合金を製造するに際し、Al中
に８〜12重量％のPbと0.4〜1.8重量％のSnと1.0〜15重
量％のSiと0.2〜5.0重量％のCu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feの１
種以上の金属を含むAl合金粉末を350〜550℃で加熱処理
を施してSi粒子を最大12μｍに成長させた後、Al中に潤
滑成分としてPb,Sn,In,Sb,Biの１種以上と硬質成分とし
てSiと強化成分としてCu,Cr,Mg,Mn,Ni,Zn,Feの１種以上
を含むAl合金粉末を前記成分範囲となるように混合し、
さらに該混合粉末をビレットに成形した後該ビレットを
押出比10以上で押出成形することを特徴とするアルミニ
ウム系軸受合金の製造方法。 - 【請求項４】潤滑成分としてPb,Sn,In,Sb,Biよりなる群
から選ばれた１種以上の金属をAlマトリックスに対する
断面積比で0.04超過0.07以下、硬質成分としてSiを同じ
く断面積比で0.01以上0.17以下、強化成分としてCu,Cr,
Mg,Mn,Ni,Zn,Feよりなる群から選ばれた１種以上の金属
を0.2〜5.0重量％含み、残部Alおよび不純物の組成を有
し、均一微細に分散した潤滑成分の大きさが８μｍ以下
であるアルミニウム系軸受合金を製造するに際し、潤滑
成分と強化成分についてはAl中に潤滑成分としてPb,Sn,
In,SbBiの１種以上と強化成分としてCu,Cr,Mg,Mn,Ni,Z
n,Feの１種以上を含むAlアトマイズ合金粉末の形で、硬
質成分についてはSi粒子径が最大12μｍであるAl−８〜
30重量％Siアトマイズ合金粉末の形で用いて前記成分範
囲になるように両者を混合し、さらに該混合粉末をビレ
ットに成形した後該ビレットを押出比10以上で押出成形
することを特徴とするアルミニウム系軸受合金の製造方
法。
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|---|---|---|---|---|
| US5053286A (en) * | 1986-01-23 | 1991-10-01 | Federal-Mogul Corporation | Aluminum-lead engine bearing alloy metallurgical structure and method of making same |
| GB2197879B (en) * | 1986-11-26 | 1990-05-23 | Glyco Metall Werke | Laminate material for plain bearing elements with an anti-friction layer of an aluminium-based bearing material |
| JP2810057B2 (ja) * | 1988-08-05 | 1998-10-15 | 日産自動車株式会社 | アルミニウム系軸受合金 |
| IT1238055B (it) * | 1989-03-01 | 1993-06-26 | Materiale stratificato per elementi di cuscinetti a strisciamento con strato antifrizione di materiale per cuscinetti a base di alluminio. | |
| JPH05500688A (ja) * | 1989-07-10 | 1993-02-12 | フェデラル―モーギュル・コーポレーション | アルミニウム―鉛エンジン軸受け合金冶金学的構造体とその製造方法 |
| US5770323A (en) * | 1991-02-20 | 1998-06-23 | T & N Technology Limited | Bearings |
| US5344605A (en) * | 1991-11-22 | 1994-09-06 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Method of degassing and solidifying an aluminum alloy powder |
| US5365664A (en) * | 1993-06-22 | 1994-11-22 | Federal-Mogul Corporation | Method of making aluminum alloy bearing |
| AUPN273695A0 (en) * | 1995-05-02 | 1995-05-25 | University Of Queensland, The | Aluminium alloy powder blends and sintered aluminium alloys |
| US5536587A (en) * | 1995-08-21 | 1996-07-16 | Federal-Mogul Corporation | Aluminum alloy bearing |
| AT405296B (de) * | 1995-12-20 | 1999-06-25 | Miba Gleitlager Ag | Gleitlagerwerkstoff aus einer bis auf erschmelzungsbedingte verunreinigungen siliciumfreien aluminiumlegierung |
| US6065534A (en) * | 1998-05-19 | 2000-05-23 | Reynolds Metals Company | Aluminum alloy article and method of use |
| AT407404B (de) | 1998-07-29 | 2001-03-26 | Miba Gleitlager Ag | Zwischenschicht, insbesondere bindungsschicht, aus einer legierung auf aluminiumbasis |
| AT407532B (de) * | 1998-07-29 | 2001-04-25 | Miba Gleitlager Ag | Verbundwerkstoff aus zumindest zwei schichten |
| JP3857503B2 (ja) * | 2000-07-26 | 2006-12-13 | 大同メタル工業株式会社 | アルミニウム系軸受合金 |
| US6962673B2 (en) * | 2001-03-23 | 2005-11-08 | Sumitomo Electric Sintered Alloy, Ltd. | Heat-resistant, creep-resistant aluminum alloy and billet thereof as well as methods of preparing the same |
| DE10135485A1 (de) * | 2001-07-20 | 2003-02-06 | Schwaebische Huettenwerke Gmbh | Verfahren zur endkonturnahen Fertigung von Bauteilen bzw. Halbzeugen aus schwer zerspanbaren Leichtmetalllegierungen, und Bauteil bzw. Halbzeug, hergestellt durch das Verfahren |
| JP3472284B2 (ja) * | 2001-10-10 | 2003-12-02 | 大同メタル工業株式会社 | アルミニウム系軸受合金 |
| AT414128B (de) | 2004-08-03 | 2006-09-15 | Miba Gleitlager Gmbh | Aluminiumlegierung für tribologisch beanspruchte flächen |
| CA2692959A1 (en) * | 2007-07-18 | 2009-01-22 | Alcan Technology & Management Ag | Duplex-aluminium material based on aluminium with a first phase and a second phase and method for producing the duplex-aluminium material |
| CN101873928B (zh) * | 2007-10-11 | 2014-01-01 | 米巴·格来特来格有限公司 | 制造具有含铋滑动层的滑动轴承元件的方法 |
| CN102206776B (zh) * | 2011-05-25 | 2012-09-12 | 登封市银河铝箔有限公司 | 一种蜂窝铝箔材料 |
| CN104674083B (zh) * | 2015-03-10 | 2017-02-08 | 陈丹红 | 一种轮毂用铝合金材料及其制备方法 |
| CN106119634B (zh) * | 2016-06-29 | 2018-09-07 | 贵州华科铝材料工程技术研究有限公司 | 一种替代qt500过滤器的铝合金材料及其重力铸造方法 |
| CN114717456B (zh) * | 2022-04-18 | 2023-07-28 | 陕西科技大学 | 一种高温可溶铝合金、制备方法及用途 |
Family Cites Families (23)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US2966735A (en) * | 1958-03-27 | 1961-01-03 | Aluminum Co Of America | Aluminum base alloy powder product |
| US3076706A (en) * | 1958-10-21 | 1963-02-05 | Reynolds Metals Co | Method of forming wrought aluminous metal |
| US3226267A (en) * | 1962-03-26 | 1965-12-28 | Dow Chemical Co | High strength aluminum alloy extrusion process and product |
| US3307978A (en) * | 1964-02-17 | 1967-03-07 | Dow Chemical Co | Process for preparing high strength fabricated articles from aluminum-base alloys containing copper |
| US3325279A (en) * | 1965-12-03 | 1967-06-13 | Dow Chemical Co | Aluminum-high silicon alloys |
| US3545943A (en) * | 1966-03-16 | 1970-12-08 | Gen Motors Corp | Aluminum-lead based alloys and method of preparation |
| DE1758007A1 (de) * | 1968-03-20 | 1970-12-10 | Schmidt Gmbh Karl | Aluminium-Kupfer-Legierung als Werkstoff zur Herstellung von Sinterteilen,die gleitend beansprucht werden |
| US3637441A (en) * | 1968-04-08 | 1972-01-25 | Aluminum Co Of America | Aluminum-copper-magnesium-zinc powder metallurgy alloys |
| JPS5131121B2 (ja) * | 1971-08-24 | 1976-09-04 | ||
| US3961945A (en) * | 1972-01-20 | 1976-06-08 | Ethyl Corporation | Aluminum-silicon composite |
| US3964935A (en) * | 1972-04-03 | 1976-06-22 | Southwire Company | Aluminum-cerium-iron electrical conductor and method for making same |
| US4135922A (en) * | 1976-12-17 | 1979-01-23 | Aluminum Company Of America | Metal article and powder alloy and method for producing metal article from aluminum base powder alloy containing silicon and manganese |
| US4361629A (en) * | 1980-07-11 | 1982-11-30 | Daido Metal Company Ltd. | Bearing material and method of producing same |
| US4647321A (en) * | 1980-11-24 | 1987-03-03 | United Technologies Corporation | Dispersion strengthened aluminum alloys |
| JPS5864336A (ja) * | 1981-10-15 | 1983-04-16 | Taiho Kogyo Co Ltd | アルミニウム系合金軸受 |
| JPS58171545A (ja) * | 1982-03-31 | 1983-10-08 | Daido Metal Kogyo Kk | アルミニウム軸受合金 |
| JPS58193301A (ja) * | 1982-05-07 | 1983-11-11 | Nissan Motor Co Ltd | 耐摩耗性焼結ａｌ合金の製造方法 |
| US4435213A (en) * | 1982-09-13 | 1984-03-06 | Aluminum Company Of America | Method for producing aluminum powder alloy products having improved strength properties |
| FR2537655A1 (fr) * | 1982-12-09 | 1984-06-15 | Cegedur | Chemises de moteurs a base d'alliages d'aluminium et de composes intermetalliques et leurs procedes d'obtention |
| JPS59150051A (ja) * | 1983-02-16 | 1984-08-28 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 高強度耐摩耗性アルミ合金およびその製造法 |
| DE3481322D1 (de) * | 1983-12-02 | 1990-03-15 | Sumitomo Electric Industries | Aluminiumlegierungen und verfahren zu ihrer herstellung. |
| US4661172A (en) * | 1984-02-29 | 1987-04-28 | Allied Corporation | Low density aluminum alloys and method |
| US4615735A (en) * | 1984-09-18 | 1986-10-07 | Kaiser Aluminum & Chemical Corporation | Isostatic compression technique for powder metallurgy |
-
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