JPH0717980B2

JPH0717980B2 - Ａｌ―Ｓｎ系軸受合金

Info

Publication number: JPH0717980B2
Application number: JP8844789A
Authority: JP
Inventors: 正仁藤田; 章大河原; 武志坂井; 俊久大垣; 剛大崎
Original assignee: エヌデーシー株式会社
Priority date: 1989-04-07
Filing date: 1989-04-07
Publication date: 1995-03-01
Anticipated expiration: 2010-03-01
Also published as: JPH0257653A

Description

【発明の詳細な説明】産業上の利用分野本発明はAl−Sn系軸受合金に係り、詳しくは、マトリッ
クス中にSi粒子を球状若しくはそれに近い形状に析出さ
せる一方、このSi粒子に隣接させてSn−Pb粒子を析出さ
せ、高速・高負荷運転などの苛酷な使用条件に耐えるこ
とができ、高油温下においても耐疲労性、耐焼付性なら
びに耐摩耗性にすぐれた効果を示すAl−Sn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。この点から、従来例の多
元系やAl系等では、軸受合金の表面にはオーバーレイメ
ッキ等によりPb−Sn系合金等の表面層を形成した軸受が
提案されていた。このPb−Sn系合金のオーバーレイ層を
有する軸受は、耐焼付性、耐疲労性、耐摩耗性などにあ
る程度の優れた特性を示す。最近のようなきわめて苛酷
な使用条件になると、潤滑面の高温度化によって、激し
い疲労や焼付現象にみまわれ、その使用に耐えられな
い。

そこで、最近は、Pb−Sn合金等のオーバーレイメッキ等
の表面層を有しない軸受が求められている。

すなわち、表面にオーバーレイメッキ層を有する軸受
は、一般的には、JIS H 5402、AJ−１（10％Sn、0.75％
Cu、0.5％Ni、AlBal）や、JIS H 5402、AJ−２（６％S
n、2.5％Cu、1.0％Ni、AlBal）等のJIS規格、SAE 780
（６％Sn、２％Si、１％Cu、0.5％Ni、0.1％Ti、AlBa
l）等のSAE規格に示される通り、その軸受合金部分はSn
含有量が比較的少ない低Sn−Al合金から成って、これら
軸受合金部分の軸受面は何れもPb−Sn系合金のオーバー
レイメッキ層が形成されている。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
ーレイメッキ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。

一方において、SAE 783（20％Sn、0.5％Si、1.0％Cu、
0.1％Ti、AlBal）に示される通り、表面にオーバーレイ
メッキ層を形成しない軸受が提案され、この軸受は、Sn
含有量が多い高Sn−Al合金から成っている。しかし、こ
のようにSnが20％程度の如く多く含まれる合金は、硬度
が低く、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含有量の多少に拘らず、Al−Sn系合金中にPbを
添加して潤滑性を増進させ、耐焼付性をもたせた軸受合
金が、例えば、水野昴一著昭和29年日刊工業新聞社発行
「軸受合金」第139頁に記載され、この軸受合金は10％S
n、1.5％Cu、0.5％Siを含むとともに３％Pbを添加して
成るAl−Sn−Pb系合金である。

更に、このAl−Sn−Pb系合金では、Pbが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Al−Sn−Pb−Sb系合金が特公昭52−12131号に
記載され、更に、Alマトリックス強化のためにCrを添加
したAl−Sn−Pb−Sb−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Al−Sn−Pb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。

そこで、高負荷運転下の潤滑機構につき、基本的な検討
が行なわれ、その一つとしてAl−Sn系合金中に粗大なSi
を分散析出させたものが特開昭58−64336号によって提
案されている。

この軸受は硬いSi析出物により軸受表面にある程度の切
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、黒鉛鋳鉄か
ら成る相手軸中には黒鉛が球状若しくは片状に析出され
ている。

したがって、相手軸の研摩加工時には、相手軸表面から
球状又は片状の黒鉛が脱落し、研摩加工後の相手軸表面
には脱落黒鉛のあとが凹部として残り、この凹部周囲に
は硬く加工硬化したバリやエッジ等の凸部が生成してい
る。従って、上記の如くAl−Sn系、Al−Sn−Pb系等の軸
受合金では、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。しかし、このような相手軸であって
も、それを支承する軸受が粗大なSi粒子を分散析出させ
た軸受合金から成ると、この軸受の表面には、硬いSi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Si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し、具体的には、すな
わち、従来例のように、高油温度下であっても、耐焼付
性ならびに高摩耗性が十分発揮できるAl−Sn系軸受合金
を提案する。

すなわち、従来例のように、潤滑性向上のためにSnやPb
等の含有量を高めたり、Alマトリックスの強化を目的と
してCr、Sb等やMn、Ni等の元素を添加すると、これらの
元素によってAlマトリックスの硬度を増すことはできて
も、逆に脆弱になり高負荷運転時には殆んど高温下（10
0〜250℃、なかでも、後記の実施例に示すように、200
℃）では耐疲労性や耐摩耗性、更に硬度その他の機械的
特性を示さない。そこで、本発明では、Siを球状に近い
形で合金中に析出させてある程度その切削性を緩和し、
更に、Si粒子に近接させてPb−Sn粒子を析出させて上記
目的を達成する。

従って、本発明は、最近のエンジンの高出力化に伴な
い、軸受部温度が上昇する傾向にあり、特に、この高温
での耐疲労性が強く要求されることに着目し、従来のAl
マトリックス強化元素を添加するのにも拘らず、Al合金
の脆弱化を改善し、特に高温下での耐疲労性を高めると
共に更に高い耐焼付性、耐摩耗性を具えるAl−Sn系軸受
合金を提供する。

課題を解決するための手段ならびにその作用すなわち、本発明に係る軸受合金は重量％で７〜20％S
n、0.1〜５％Pb、１〜10％Si、0.3〜3.0％Zn、Cr、Mn、
Fe、Ni、Co、Ti、Ｖ、Zrのうちの１種若しくは２種以上
0.01％超1.0％未満を含有すると共に、Sb0.01％超0.1％
未満を含み、残余が実質的にAlから成って、Al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
びた形状として分散、析出させ、このSi粒子に隣接して
Sn−Pb合金粒子を析出させて成ることを特徴とする。

また、Znの一部をCuで置換することもできるし、Cuなら
びにMgで置換することもできる。

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、Ni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系合金の高温状
態における耐疲労性を高めるために、単に高融点元素を
添加すると、硬さは増すが、合金が脆弱となり、引張強
度、伸びならびに衝撃値が低下する欠点が生じ、軸受合
金としての耐疲労性を高めるのに有効な手段に到ってい
ない。

これに対し、本発明は、高温、高荷重下の苛酷な条件に
好適な軸受合金を提供するもので、まず、本発明ではSb
を必須成分として添加し、このSbをSiに作用させ、鋳造
時点よりSi結晶の球状化を計り、更に、熱処理によりこ
のSi結晶の球状化を高め、これにより、Al−Sn合金の引
張強度、伸びならびに衝撃強さを高めるほか、後で詳し
く説明する通り、析出されるSi粒子の切削力を緩和し、
相手軸に対する悪影響を除去し、潤滑性を高める。

耐疲労強さは引張強さ、伸び、衝撃強さなどの特性のほ
かに、組織や構造等の特性が総合的に加味されて発生
し、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。

そこで、本発明者等がこのところについて研究を重ねた
ところ、Sbはマトリックス強化元素とともに添加される
と、硬さ、引張り強度、伸び等の機械的性質を高めるほ
か、Si粒子の析出形態制御などの組織や構造の制御が達
成できる作用を持つことに着目し、これにもとずいて本
発明は成されたものである。換言すると、本発明は、添
加元素として上記の高融点元素をAl−Sn合金に添加して
も、Sb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、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。

また、本発明は、表面の組織構成の面で高温、高負荷条
件に適合し、これにより表面性能が著しく高められてい
る。

一般的に、焼付現象はそれに達する過程が複雑で多くの
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−
Sn合金のオーバーレイメッキ層を形成したCu−Pb系軸受
合金は高荷重運転下ではこのメッキ層が摩滅し焼付きに
至るのに対し、Al−Sn−Pb系合金中にSi、Cu等を含む合
金から成る軸受は表面にオーバーレイメッキ層が形成さ
れていないのにも拘らず、焼付きに至らない現象が存在
する。

そこで、本発明者等はこの現象に着目し、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
レイメッキ層を有する軸受の一部の拡大断面図であり、
第４図はAl−Sn−Pb合金であって、表面にオーバーレイ
メッキ層がなくしかも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ッキ層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ッキ層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
く、Al−Sn−Pb系合金でSi、Cu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で支えられ、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、合金層５の表面と相手軸表面との間に間隙ガ形成さ
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
る軸受合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−Sn−Pb系合金であっ
て、SiやCu等を含む軸受合金における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℃〜500℃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、相手軸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、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かった。

しかしながら、Siは上記の如く性質を持っているのにも
拘らず、結晶性が強く、Alとの共晶析出形態でも、板状
若しくは棒状を呈し、軸受の製造過程で圧延や熱処理を
経ても、その形状はわずか変化する程度である。このた
め、Si粒子の析出形態の制御を行なわない場合は、第５
図に示す如く、合金層でマトリックス１中にSi−Pb合金
粒子とともに析出するSi粒子２は板状若しくは棒状化す
る。更に、主たる潤滑性成分のPbやSnのSn−Pb粒子３
は、Si粒子２の析出位置と関連なく析出し、Sn粒子２か
ら離れてSn−Pb合金粒子３が存在している。この組織で
あると、硬いSi粒子２のエッジによって相手軸が削られ
てきずつけられ易く、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し、球状等の如くエッジ部
を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合
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
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かれられ
ても、相手軸をきずつけることがない。また、Si粒子が
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、Siが析出する共晶点のAl合金液
相の性質を改善することによって達成でき、とくに、そ
の添加元素としてSbが有効である。

更に、Sbを添加すると、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Siの球状化粒子２にSn−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原理的に解決するほか、
マトリックスの高温での強化をはかる必要がある。

すなわち、Alは熱に対して感受性が強く、150℃をすぎ
ると軟化してしまい（Hv10以下）、強度を失なってしま
う。この軟化の防止のために、析出硬化型のマトリック
ス強化元素として、例えば、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Ti、
Ｖ、Zr等を添加し、これら強化元素はその中の１種若し
くは２種以上を選択し、適切な熱処理を行なうと、高温
での強度を更に上昇させることができる。

また、このような析出硬化型成分のほかに、Zn、所望に
応じてCu、Mgなどを添加してAlマトリックス中に固溶さ
せ、高温、とくに、高温油存在下での硬度、強度などの
低下を最小限におさえることができる。

以上の通り、本発明においては、単に析出硬化型成分
や、素地強化成分を添加するだけでなく、これら強化元
素とともにSb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、Si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Sn−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、Si粒子
２の近傍にSn−Pb合金粒子３が存在し、この合金は溶融
状態でも潤滑油と親和性があり、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
が高温になっても近接するSn−Pb粒子の融解熱で熱吸収
され、近傍のマトリックスのAlの合金と相手軸との焼付
きが起こりにくくなる。又、この時にも第２図に示す如
く、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ふえ
て、Si粒子２の潤滑面には常にSn−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、Si粒子２が球状化し、これに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Si粒
子２が相手軸に適切になじみ、かつ、やわらかいSn−Pb
層におおわれ、これがショックアブソーバー的な働きを
する。

更に、すぐれた潤滑面を得る為にはSi粒子やSn−Pb合金
粒子を支持する強靱なマトリックスが必要である。すな
わち、前記特許請求の範囲に記載の如く限定する理由
と、その作用効果（相乗効果を含む）について各々の元
素について列記する。

（１）Sn 7〜20％： SnはPbと共にAlマトリックス中に分散し、軸受が基本的
に必要とする耐焼付性、埋収性、なじみ性を担う成分で
ある。しかし、７％未満ではその耐焼付性の効果が少な
く、20％超ではSn相が三次元的に連続化して、Alマトリ
ックスが弱くなり、高負荷に耐えられなくなる。

（２）Pb 0.1〜５％： Pbは潤滑性を向上させ、Snとの共存によって、耐焼付
性、埋収性、なじみ性を向上させる。とくに、Pbは親油
性、非凝着性にすぐれ、少量の添加でも潤滑性能を飛躍
的に向上させる。その量は0.1％未満では上記効果を発
揮できず、５％超は実質的にAlマトリックス中にSnと共
存させ、均一に分散させることが事実上不可能となる。

（３）Si 1〜10％： Siはすでに詳しく説明したように、Alマトリックス中に
析出するSi粒子によって高温下の潤滑状態を保持するも
ので、本発明では主要な成分である。すなわち、Al軸受
に高温条件下での耐焼付性、耐荷重性、耐摩耗性を付与
する重要な元素であるが、１％未満の添加では高温潤滑
に関与するのに十分な量のSi粒子が析出することがな
く、その添加効果は認められない。10％超では析出する
Si粒子によってマトリックスが硬くなり延性がなく、か
えって耐荷重性を阻害される。

（４）Zn0.3〜３％： ZnはAlマトリックス中にある程度は固溶し、Alマトリッ
クスを強化する基本的元素で、熱処理を適切に施すこと
によってその効果を発揮する。その量は0.3％未満では
添加効果はみられない。

しかし、Znが３％を超えると、Alマトリックス中に固溶
せずに、Alと化合物をつくり、この化合物によってかえ
って伸びが低下し、延性がなくなって、耐荷重性が阻害
される。

なお、Znは0.3〜３％の範囲内で、その一部はCu又はCu
＋Mgによって置換えることができる。

すなわち、CuはAlマトリックス中に固溶し、それを強化
し、とくに、その固溶量も大きい。なかでも、Sbと共存
するとその共存下において高温に硬度を保持し、高温で
伸びも高められる。このところから、耐焼付性、耐摩耗
性ならびに耐疲労性はZnのみ添加に較べて向上する。

また、Cuの一部をMgで置換でき、このようにしても同等
の効果が達成できる。

（５）Cr、Mn、Fe、Ni、Co、Ti、Ｖ、Zrのうちの１種若
しくは２種以上0.01％超1.0％未満：これら成分は何れもAlとの間で金属間化合物を作り、少
量の添加でマトリックスの硬度や強度を上げることがで
きる析出硬化型の成分である。特に、適量の添加によっ
て耐疲労性や耐摩耗性、高温での強度保持に有効であ
る。添加量は0.01％以下ではその効果はなく、１％以上
の如く多いと、Alとの間の金属間化合物が粗大化し、脆
くなって、かえって合金強度が低くする。

（６）Sb 0.01％超0.1％未満： Sbは、従来からAlマトリックスの強化等の効果が認めら
れているが、この外に、Siの析出する共晶点においてAl
合金液相の性質を改善し、Siを、球状、だ円状若しくは
先端が丸味をおびる形状のSi粒子として分散析出させ、
その上、共晶点におけるAl合金液相の制御によりSi粒子
に近接させてPb−Sn粒子を析出させる。この効果を持た
せる為には、0.01〜0.1％の添加が最も好ましく、0.01
％以下ではSi粒子の形状やSi粒子とPb−Sn粒子の析出形
態に悪影響を与えず、又、0.1％以上加えると、内部に
析出するSn粒子が多くなり、改良には役にたたない。

実施例次に、本発明の実施例について説明する。

実施例1. まず、第１表に示す組成のAl−Sn系軸受合金を連続鋳造
により厚さ20mmの板状材として鋳造し、各鋳造ビレット
の上下面を1.0mm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℃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
の鉄板に圧着させて厚み1.50mmの軸受を得た。

これらの軸受のうちで、供試材No.1〜５は比較例の供試
材であり、No.6〜11は本発明に係るもので、No.6〜11は
Si球状化の為にSbを添加しかつマトリックス強化の為に
Znを加えるほか、Znの一部をCu、CuおよびMgで置換し、
その他にCr、Mn、Fe、Co、Ni、Ti、Ｖ、Zr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℃の機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−Sn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。

これらの結果から、供試材６〜11は比較例の供試材に比
べ、高温（200℃）における強度低下が少なく、Zn（Zn
の一部を置換したCu又はMg）の添加効果、更に、Cr、M
n、Fe、Co、Ni、Ti、Ｖ、Zrの添加効果もうかがえる。
すなわち、Siの球状化及びマトリックス強化が相剩され
て強度や伸びがバランスよく改善されたものと考えられ
る。

次に、供試材の耐焼付性と耐摩耗性を耐るために、鈴木
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。

マサツ速度 4m/sec 相手材 S45C、硬さH_RC＝55面アラサ 0.8〜1.0S 使用オイル SAE、20w−40 油温 150±５℃ 焼付荷重 100kg/cm²から10kg/cm²Stepで焼付きに至る
まで15分毎に面圧を上げてゆき、焼付きをおこした面圧
を焼付荷重とする。

耐摩耗性一方、耐摩耗性をみるために100kg/cm²一定
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６〜11は何れも比較例の供試材に
比べ少なくとも耐焼付性で良好な結果を示しており、Sb
添加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、その性能を維持した時間の長さで
評価するテストである。

なお、テスト条件は次の通りである。

面圧 600kg/cm² 回転数 4000r.p.m 相手材料 FCD 70、アラサ 0.8〜1.5S 使用オイル SAE 20w−40 油温 150±５℃ 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、何れも比較例の供
試材に比べ長さ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Sbを0.03％添加した場合
（供試材No.8）におけるSi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
鏡組織を示す各説明図であって、とくに、それぞれの試
料をSi粒の形状がわかるように深くエッチングし、電子
顕微鏡を用いて撮影したものである。これら図面から明
確に解るように、第６図の如く、従来例では粒子２は全
く球状化していないのに反し、本発明ではSbの添加によ
りSi粒子２のエッジ部が球状化していることがわかる。

実施例2. 本発明に係る軸受合金が高融点金属等をAl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、Sbの添加作用による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Sbを含まないNo.5と本発明に係るものである供試材
No.8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（ｎ＝５）を作成して行なった。

実験の結果従来材は平均値0.84kg・m/cm²であり、明ら
かに本発明に係る軸受合金はSb添加により改善効果が認
められた。

実施例3. Sb量の違いによるAl−Sn合金への影響を把握するため、
第３表に示す成分を含有する730℃の溶湯から厚さ20mm
の板状材を鋳造した。この鋳造材の断面組織におけるSi
粒の形状は画像処理装置を使って円形度係数を求めた。

また、この鋳造材からJIS Z 2201で規定された試験片14
A号を切り出し、その機械的特性を調査し、その結果を
第４表に示した。

第４表に示す通り、Sb量が0.2％（比較材）より0.06％
（本願発明材）の方がSi粒が著しく円形になっており、
また、機械的性質も改善され、特に、材料が破壊するま
での吸収エネルギー量を代用するエネルギー値が約１割
向上している。これらの事からも、Sb量が0.1％未満の
本願発明材は従来材に比較して明らかな性質上の相違が
認められる。

＜発明の効果＞以下詳しく説明した通り、本発明に係るAl−Sn系軸受合
金は、重量％で７〜20％Sn、0.1〜５％Pb、１〜10％Si
ならびにZn0.3〜3.0％（ただし、Znの一部をCu又はCuな
らびにMgで置換できる）、Cr、Mn、Fe、Ni、Co、Ti、
Ｖ、Zrのうち１種若しくは２種以上0.01％超1.0％未満
を含有すると供に、Sb0.01％超0.1％未満を含有し、残
余が実質的にAlから成って、Siが球状、だ円状若しくは
先端が丸味をおびる形状のSi粒子として分散、析出し、
Sn−Pb合金粒子がSi粒子に隣接して存在する組織から成
っている。

従って、本発明軸受合金は極めて潤滑性に優れるほか、
とくに、100〜250℃の高温におけ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十分
に耐える軸受合金である。

【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合金の一部の
拡大断面図、第２図は第１図に示す軸受合金の潤滑機構
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図の軸受合金の一部の拡
大断面図、第６図は従来例に係る軸受合金の組織を示す
説明図、第７図は本発明に係る軸受合金の組織を示す説
明図である。符号１……マトリックス２……Si粒子３……Sn−Pb合金粒子 3a……Sn−Pb液相４……オーバレイメッキ層５……軸受合金層６……裏金

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者大垣俊久千葉県習志野市実籾町１―687 エヌデーシー株式会社内 (72)発明者大崎剛千葉県習志野市実籾町１―687 エヌデーシー株式会社内 (56)参考文献特開昭56−98443（ＪＰ，Ａ) 特開昭56−98444（ＪＰ，Ａ)

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で７〜20％Sn、0.1〜５％Pb、１〜1
0％Si、0.3〜3.0％Zn、Cr、Mn、Fe、Ni、Co、Ti、Ｖ、Z
rのうちの１種若しくは２種以上0.01％超1.0％未満を含
有すると共に、Sb0.01％超0.1％未満を含み、残余が実
質的にAlから成って、Al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として分
散、析出させ、このSi粒子に隣接してSn−Pb合金粒子を
析出させて成ることを特徴とするAl−Sn系軸受合金。
【請求項２】重量％で７〜20％Sn、0.1〜５％Pb、１〜1
0％Si、0.3〜3.0％Zn、Cr、Mn、Fe、Ni、Co、Ti、Ｖ、Z
rのうちの１種若しくは２種以上0.01％超1.0％未満を含
有すると共に、Sb0.01％超0.1％未満を含み、残余が実
質的にAlから成り、前記Znの一部をCuで置換して成っ
て、Al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として分散、析出させ、このSi
粒子に隣接してSn−Pb合金粒子を析出させて成ることを
特徴とするAl−Sn系軸受合金。
【請求項３】重量％で７〜20％Sn、0.1〜５％Pb、１〜1
0％Si、0.3〜3.0％Zn、Cr、Mn、Fe、Ni、Co、Ti、Ｖ、Z
rのうちの１種若しくは２種以上0.01％超1.0％未満を含
有すると共に、Sb0.01％超0.1％未満を含み、残余が実
質的にAlから成り、前記Znの一部をCuならびにMgで置換
して成って、Al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として分散、析出さ
せ、このSi粒子に隣接してSn−Pb合金粒子を析出させて
成ることを特徴とするAl−Sn系軸受合金。