JPH0733558B2 - 軸受材料の製造方法 - Google Patents
軸受材料の製造方法Info
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- JPH0733558B2 JPH0733558B2 JP61119420A JP11942086A JPH0733558B2 JP H0733558 B2 JPH0733558 B2 JP H0733558B2 JP 61119420 A JP61119420 A JP 61119420A JP 11942086 A JP11942086 A JP 11942086A JP H0733558 B2 JPH0733558 B2 JP H0733558B2
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
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- 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
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- 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
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- 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
- F16C33/00—Parts of bearings; Special methods for making bearings or parts thereof
- F16C33/02—Parts of sliding-contact bearings
- F16C33/04—Brasses; Bushes; Linings
- F16C33/06—Sliding surface mainly made of metal
- F16C33/12—Structural composition; Use of special materials or surface treatments, e.g. for rust-proofing
- F16C33/121—Use of special materials
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- 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
- F16C2204/00—Metallic materials; Alloys
- F16C2204/20—Alloys based on aluminium
- F16C2204/22—Alloys based on aluminium with tin as the next major constituent
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- 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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- F16C2360/22—Internal combustion engines
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- Powder Metallurgy (AREA)
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Description
【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明は軸受材料およびその製造方法に関し、特に銅、
ケイ素および比較的軟質相、例えばスズを含む合金添加
物を有するアルミニウムを主成分とした軸受材料に関す
る。
ケイ素および比較的軟質相、例えばスズを含む合金添加
物を有するアルミニウムを主成分とした軸受材料に関す
る。
従来の技術及び発明が解決しようとする問題点 約20重量％Snおよび１重量％Cnを含有するアルミニウム
を主成分とした軸受材料は周知であつて、例えば自動車
産業において平ジヤーナル軸受用に広く使用されてい
る。疲労抵抗および両立性、すなわちこの軸受材料の軸
受合金と回転シヤフト間の局部的溶接に対する抵抗性能
は殆んどの用途において全く充分であるが、かかる材料
を高定格エンジンに使用した場合に疲労の問題がある。
その上、かかる材料の両立性は、鋳鉄と共に使用した場
合に若干望ましくなくなる。一般に、鋳鉄シヤフトのジ
ヤーナルの表面仕上げは鋼シヤフトで得られるものより
劣る。この結果は、鋳鉄シヤフトが鋼シヤフトよりも摩
耗する傾向にあるためである。
を主成分とした軸受材料は周知であつて、例えば自動車
産業において平ジヤーナル軸受用に広く使用されてい
る。疲労抵抗および両立性、すなわちこの軸受材料の軸
受合金と回転シヤフト間の局部的溶接に対する抵抗性能
は殆んどの用途において全く充分であるが、かかる材料
を高定格エンジンに使用した場合に疲労の問題がある。
その上、かかる材料の両立性は、鋳鉄と共に使用した場
合に若干望ましくなくなる。一般に、鋳鉄シヤフトのジ
ヤーナルの表面仕上げは鋼シヤフトで得られるものより
劣る。この結果は、鋳鉄シヤフトが鋼シヤフトよりも摩
耗する傾向にあるためである。
Al−Sn20−Cu1よりも高い疲労強度を有する別の周知ア
ルミニウムを主成分とした材料はAl−Si11−Cu1であ
る。そのケイ素は一般にマトリツクス全体の均一な粒子
分布として存在する。この材料の疲労強度は高いけれど
も、マトリツクスの性質が比較的高いためにそのなじみ
やすさが比較的悪い。なじみやすさ、すなわち合金自体
と回転シヤフト間の小さなミスアラインメントの調節能
力の問題を解決するために、後者の材料はしばしば、例
えばPb−Sn10の電着被覆層（オーバーレイ）と、該オー
バーレイと軸受合金との間のニツケル中間層とを備えて
作動されている。軟質のオーバーレイはなじみやすさ
と、きよう雑物の埋め込み能の両方を提供する。
ルミニウムを主成分とした材料はAl−Si11−Cu1であ
る。そのケイ素は一般にマトリツクス全体の均一な粒子
分布として存在する。この材料の疲労強度は高いけれど
も、マトリツクスの性質が比較的高いためにそのなじみ
やすさが比較的悪い。なじみやすさ、すなわち合金自体
と回転シヤフト間の小さなミスアラインメントの調節能
力の問題を解決するために、後者の材料はしばしば、例
えばPb−Sn10の電着被覆層（オーバーレイ）と、該オー
バーレイと軸受合金との間のニツケル中間層とを備えて
作動されている。軟質のオーバーレイはなじみやすさ
と、きよう雑物の埋め込み能の両方を提供する。
きよう雑物の埋め込み能は、ジーゼルエンジンがますま
す低精製度の燃料で運転される傾向にあるのに伴い一層
重要になつてきている。低精製度の燃料から出る残渣は
軟質オーバーレイのエロージヨンおよび腐食をして、作
動寿命を短縮する。さらに、オーバーレイが損耗してニ
ツケル中間層の露出面積が大きくなる場合には、軸受の
焼付きの危険が増す傾向にある。
す低精製度の燃料で運転される傾向にあるのに伴い一層
重要になつてきている。低精製度の燃料から出る残渣は
軟質オーバーレイのエロージヨンおよび腐食をして、作
動寿命を短縮する。さらに、オーバーレイが損耗してニ
ツケル中間層の露出面積が大きくなる場合には、軸受の
焼付きの危険が増す傾向にある。
オーバーレイの摩耗速度は鋳鉄シヤフトを有する自動車
エンジンではさらに増大する。
エンジンではさらに増大する。
アルミニウムを主成分とする軸受材料にケイ素を添加
し、マトリツクス内に軟質層を保持することによつて優
れた疲労強度および優れたなじみやすさ並びに両立性が
得られることは多くの研究が示している。我々による同
時係属出願の英国特許出願第2,144号は８〜35重量％S
n、１〜11重量％Siおよび0.2〜３重量％Cuを有するアル
ミニウムを主成分とした軸受材料を開示している。これ
らの材料は、鋳鉄シヤフトに対してAl−Sn20−Cu1より
も優れた疲労強度および両立性、そして非めつきのAl−
Si11−Cu1よりも優れたなじみやすさを有する。しかし
ながら、これら合金の疲労強度は後者の材料ほど高くな
い。
し、マトリツクス内に軟質層を保持することによつて優
れた疲労強度および優れたなじみやすさ並びに両立性が
得られることは多くの研究が示している。我々による同
時係属出願の英国特許出願第2,144号は８〜35重量％S
n、１〜11重量％Siおよび0.2〜３重量％Cuを有するアル
ミニウムを主成分とした軸受材料を開示している。これ
らの材料は、鋳鉄シヤフトに対してAl−Sn20−Cu1より
も優れた疲労強度および両立性、そして非めつきのAl−
Si11−Cu1よりも優れたなじみやすさを有する。しかし
ながら、これら合金の疲労強度は後者の材料ほど高くな
い。
Al−Si11−Cu1材料のさらに別の問題は、高コストの生
産手段となるオーバーレイめつきの必要性の外に、安価
なボア・ブローチ削りと異なりめつきをする仕上げ表面
を機械加工する必要があることである。
産手段となるオーバーレイめつきの必要性の外に、安価
なボア・ブローチ削りと異なりめつきをする仕上げ表面
を機械加工する必要があることである。
発明が解決しようとする問題点 従つて、本発明の目的は、鋳鉄シヤフトに対してAl−Sn
20−Cu1よりも著しく優れた疲労強度および優れた両立
性を有する軸受材料を提供することである。
20−Cu1よりも著しく優れた疲労強度および優れた両立
性を有する軸受材料を提供することである。
さらに、本発明の目的は、非めつき状態でAl−Si11−Cu
1の疲労強度を有すると共に最終寸法にボア・ブローチ
削ができる軸受材料を提供することである。
1の疲労強度を有すると共に最終寸法にボア・ブローチ
削ができる軸受材料を提供することである。
米国特許第2,144,149号に開示されている範囲内の合金
は適当な熱処理によつて前記の目的を達成できるとが思
いがけなく発見された。さらに、規定の範囲内で熱処理
を調節することによつて、得られる軸受材料の性質は特
定の用途に適するように調節することができる。
は適当な熱処理によつて前記の目的を達成できるとが思
いがけなく発見された。さらに、規定の範囲内で熱処理
を調節することによつて、得られる軸受材料の性質は特
定の用途に適するように調節することができる。
問題点を解決するための手段 本発明により、付随する不純物の外に、重量％表示で８
〜35Sn、１〜3Cu、２〜10Siおよび残りAlから成る組成
を有する合金を適当な形状に鋳造する工程、該合金の温
度を400℃以上525℃以下の温度に上げる工程、および続
いて該合金を少なくとも50℃／分の冷却速度で環境温度
に冷却する工程から成ることを特徴とする軸受材料の製
造方法が提供される。
〜35Sn、１〜3Cu、２〜10Siおよび残りAlから成る組成
を有する合金を適当な形状に鋳造する工程、該合金の温
度を400℃以上525℃以下の温度に上げる工程、および続
いて該合金を少なくとも50℃／分の冷却速度で環境温度
に冷却する工程から成ることを特徴とする軸受材料の製
造方法が提供される。
Snの含量は９〜13重量％と15〜25重量％の２つの範囲の
１つにすることが望ましい、同様にCuの含量は1.5〜2.5
重量％の範囲内が望ましい。Sn含量が９〜13重量％の範
囲内にある場合、Si含量は３〜５重量％の範囲内にある
ことが望ましい。しかしながら、Sn含量が15〜25重量％
の範囲内にある場合、Si含量は２〜４重量％の範囲内に
あることが望ましい。
１つにすることが望ましい、同様にCuの含量は1.5〜2.5
重量％の範囲内が望ましい。Sn含量が９〜13重量％の範
囲内にある場合、Si含量は３〜５重量％の範囲内にある
ことが望ましい。しかしながら、Sn含量が15〜25重量％
の範囲内にある場合、Si含量は２〜４重量％の範囲内に
あることが望ましい。
合金は少なくとも50℃／分の冷却速度で200℃以下の温
度に冷却することが望ましい、その際必要ならば冷却速
度を変えることができる。
度に冷却することが望ましい、その際必要ならば冷却速
度を変えることができる。
前述の方法は一般にモノリシツクの形状の合金に適用す
ることができる。しかしながら、本発明は軸受合金が、
例えば鋼のような強い裏当て材に接着されるバイメタル
の形の軸受材料に使用したり、いわゆる薄壁軸受の製造
に使用する場合に最も有利である。
ることができる。しかしながら、本発明は軸受合金が、
例えば鋼のような強い裏当て材に接着されるバイメタル
の形の軸受材料に使用したり、いわゆる薄壁軸受の製造
に使用する場合に最も有利である。
鋼のような裏当て材料に圧接されたアルミニウムを主成
分とする合金は一般に連続または半連続式製造法によつ
て作られ、そこで最終的に個々の軸受にさらに加工する
ために大型のバイメタル材コイルが作られる。鉄基材に
圧接されたアルミニウムを主成分として合金の熱処理を
行うときの最重要の考慮事項はアルミニウムと鋼との間
の界面またはその近傍に金属間化合物の形成の可能性で
ある。かかる化合物の形成は軸受合金と鋼間の圧接（結
合）の耐久性に劇的な悪影響を与える、その上、この劇
的な悪影響は金属間化合物の形成が光学顕微鏡下で観察
できるようになる前に生じる。
分とする合金は一般に連続または半連続式製造法によつ
て作られ、そこで最終的に個々の軸受にさらに加工する
ために大型のバイメタル材コイルが作られる。鉄基材に
圧接されたアルミニウムを主成分として合金の熱処理を
行うときの最重要の考慮事項はアルミニウムと鋼との間
の界面またはその近傍に金属間化合物の形成の可能性で
ある。かかる化合物の形成は軸受合金と鋼間の圧接（結
合）の耐久性に劇的な悪影響を与える、その上、この劇
的な悪影響は金属間化合物の形成が光学顕微鏡下で観察
できるようになる前に生じる。
従つて、いずれの熱処理も光学顕微鏡下で観察されよう
とされまいと鉄とアルミニウムの金属間化合物の形成を
回避することが必須である。これまでかかる脆い金属間
化合物のために鋼に圧接されたアルミニウムを主成分と
した合金では実行できないと考えられていた温度を実際
に利用できることが今発見された。これは、その温度へ
の加熱速度が高くかつその温度における滞留時間が十分
短いことを必要とする。さらに、前記の高加熱速度およ
び短時間はCuおよびSiの十分な固溶体化をもたらして、
得られた軸受材料に本発明の疲労強度およびブローチ削
り性、等の目的を達成させることができることも見出さ
れた。
とされまいと鉄とアルミニウムの金属間化合物の形成を
回避することが必須である。これまでかかる脆い金属間
化合物のために鋼に圧接されたアルミニウムを主成分と
した合金では実行できないと考えられていた温度を実際
に利用できることが今発見された。これは、その温度へ
の加熱速度が高くかつその温度における滞留時間が十分
短いことを必要とする。さらに、前記の高加熱速度およ
び短時間はCuおよびSiの十分な固溶体化をもたらして、
得られた軸受材料に本発明の疲労強度およびブローチ削
り性、等の目的を達成させることができることも見出さ
れた。
本発明により、さらに付随する不純物の外に、重量％表
示で８〜35Sn、１〜3Cu、２〜10Siおよび残りAlからな
る組成を有する合金を適当な形状に作る工程、該合金を
鋼裏当て材に圧接させる工程、得られた被圧接材料の温
度を少なくとも400℃、525℃以下の温度に上げ、該温度
に加熱する時間と該温度における滞留時間との総計時間
を60秒〜240分の範囲内に保つ工程、および続いて被圧
接材料を少なくとも50℃／分の冷却速度で環境温度に冷
却する工程からなることを特徴とする鋼裏当て材と合金
材とを有するAl−基軸受材料の製造方法が提供される。
示で８〜35Sn、１〜3Cu、２〜10Siおよび残りAlからな
る組成を有する合金を適当な形状に作る工程、該合金を
鋼裏当て材に圧接させる工程、得られた被圧接材料の温
度を少なくとも400℃、525℃以下の温度に上げ、該温度
に加熱する時間と該温度における滞留時間との総計時間
を60秒〜240分の範囲内に保つ工程、および続いて被圧
接材料を少なくとも50℃／分の冷却速度で環境温度に冷
却する工程からなることを特徴とする鋼裏当て材と合金
材とを有するAl−基軸受材料の製造方法が提供される。
材料の加熱温度は425゜〜500℃の範囲内、そして加熱時
間は120秒〜10分の範囲内が望ましい。その温度は450゜
〜490℃の範囲にあることがさらに望ましい。
間は120秒〜10分の範囲内が望ましい。その温度は450゜
〜490℃の範囲にあることがさらに望ましい。
作用 本発明の望ましい実施態様において、該軸受材料はさら
に、軸受合金と鋼裏当て材との間に、例えばアルミニウ
ムの中間層を含むことができる。かかる中間層は、鋼裏
当て材に圧接する前に、例えばロール圧力による圧接に
よつて合金ビレツトをクラツドすることによつて作るこ
とができる。
に、軸受合金と鋼裏当て材との間に、例えばアルミニウ
ムの中間層を含むことができる。かかる中間層は、鋼裏
当て材に圧接する前に、例えばロール圧力による圧接に
よつて合金ビレツトをクラツドすることによつて作るこ
とができる。
さらに、本発明法の別の利点は、前記の高温および短時
間が加工組織内にスズ相の網状組織を生成すると共に合
金と鋼間の結合を完全に強固にするのに十分なことであ
る。これら軸受材料の予想外の高性能は網状組織をもつ
たもののみに得られると考えられる。
間が加工組織内にスズ相の網状組織を生成すると共に合
金と鋼間の結合を完全に強固にするのに十分なことであ
る。これら軸受材料の予想外の高性能は網状組織をもつ
たもののみに得られると考えられる。
しかしながら、本発明により圧接された材料の熱処理
は、技術的に周知の他の熱処理、例えば典型的な約350
℃で約３時間の加熱後に行うことができる。かかる長時
間かつ高価な熱処理の省略は軸受材料の生産にかなりの
経済的節約をもたらすことが予測される。
は、技術的に周知の他の熱処理、例えば典型的な約350
℃で約３時間の加熱後に行うことができる。かかる長時
間かつ高価な熱処理の省略は軸受材料の生産にかなりの
経済的節約をもたらすことが予測される。
加熱時間は材料の温度に依存する。例えば、最終の最高
温度が約450゜の場合には、冷却前の総加熱時間は約10
分であるが、得られる最高温度が約500℃の場合には総
使用時間は約120秒になる。
温度が約450゜の場合には、冷却前の総加熱時間は約10
分であるが、得られる最高温度が約500℃の場合には総
使用時間は約120秒になる。
加熱後の冷却速度は合金の性質に影響を及ぼす。例え
ば、冷却速度が約75℃／分の場合には、固溶体から若干
のCuとSiが析出する。冷却速度が、例えば約150℃〜300
℃／分のようにさらに速い場合には、さらに多くのCuお
よびSiが固溶体中に保持される。
ば、冷却速度が約75℃／分の場合には、固溶体から若干
のCuとSiが析出する。冷却速度が、例えば約150℃〜300
℃／分のようにさらに速い場合には、さらに多くのCuお
よびSiが固溶体中に保持される。
圧接材料の熱処理は連続ストリツプを基準にして達成で
きるこことが企図され、ストリツプを最初急熱手段に通
し続いて急冷手段に通す。かかる方法を経済的に実行可
能にするために、ストリツプは適当な速度で移動させる
必要がある。従つて、比較的高温で短時間がより望まし
い。400℃において合金系はかなりの量のCuおよびSiを
固溶化できるけれども、その反応は遅く連続ストリツ
プ、プロセスとして行うことは困難である。バツチ法で
コイル材を、例えば425℃において３〜４時間加熱する
ことができるけれども、コイル全体を急冷することなく
CuおよびSiの固溶化を保つのに必要な冷却速度を達成す
ることは困難であり、この方法は厄介でありかつ扱いに
くい。
きるこことが企図され、ストリツプを最初急熱手段に通
し続いて急冷手段に通す。かかる方法を経済的に実行可
能にするために、ストリツプは適当な速度で移動させる
必要がある。従つて、比較的高温で短時間がより望まし
い。400℃において合金系はかなりの量のCuおよびSiを
固溶化できるけれども、その反応は遅く連続ストリツ
プ、プロセスとして行うことは困難である。バツチ法で
コイル材を、例えば425℃において３〜４時間加熱する
ことができるけれども、コイル全体を急冷することなく
CuおよびSiの固溶化を保つのに必要な冷却速度を達成す
ることは困難であり、この方法は厄介でありかつ扱いに
くい。
注意であるが、さらに付加的熱処理を行うことができ
る。その熱処理によつて固溶化されているCuとSiは析出
する。かかる熱処理は、望ましくは軸受の予想作動温度
以上の温度において、例えば１〜72時間の熱処理期間を
含む。適当な温度は、例えば150℃〜230℃であるが、さ
らに望ましい温度は180℃〜220℃であり、それに対応す
る時間は２〜24時間の範囲にある。
る。その熱処理によつて固溶化されているCuとSiは析出
する。かかる熱処理は、望ましくは軸受の予想作動温度
以上の温度において、例えば１〜72時間の熱処理期間を
含む。適当な温度は、例えば150℃〜230℃であるが、さ
らに望ましい温度は180℃〜220℃であり、それに対応す
る時間は２〜24時間の範囲にある。
本発明の方法をさらに十分に理解するために、２、３の
非限定の実施例を説明のみを意図して以下に記載する。
非限定の実施例を説明のみを意図して以下に記載する。
実施例 １ Al−Sn11−Si4−Cu2の組成を有する合金を25mmの厚さの
ビレツトに連続的に鋳込んだ。それらのビツトは490℃
において16時間均質化焼鈍を行つてから19mmの厚さに機
械加工した。それらのビレツトは次に数パスの圧延をし
て7.6mm厚さにし、最終焼鈍を行つた。圧延したストリ
ツプは、次の圧延圧力による圧接を利用して0.8mm厚さ
に調製されたアルミニウム箔を片側にクラツドした。ク
ラツドの後、そのストリツプを0.89mm厚さに圧下し、箔
側を浄化および研摩し、そのストリツプを予め調製した
2.5mm厚さの鋼ストリツプにロール圧力で圧接させた。
得られたバイメタル・ストリツプは1.5mmの厚さを有す
る鋼裏板と、全体の厚さが0.5mmの合金／箔ライニング
とを有した。ロール圧力での圧接後の軸受合金は約76Hv
の硬度を有した。
ビレツトに連続的に鋳込んだ。それらのビツトは490℃
において16時間均質化焼鈍を行つてから19mmの厚さに機
械加工した。それらのビレツトは次に数パスの圧延をし
て7.6mm厚さにし、最終焼鈍を行つた。圧延したストリ
ツプは、次の圧延圧力による圧接を利用して0.8mm厚さ
に調製されたアルミニウム箔を片側にクラツドした。ク
ラツドの後、そのストリツプを0.89mm厚さに圧下し、箔
側を浄化および研摩し、そのストリツプを予め調製した
2.5mm厚さの鋼ストリツプにロール圧力で圧接させた。
得られたバイメタル・ストリツプは1.5mmの厚さを有す
る鋼裏板と、全体の厚さが0.5mmの合金／箔ライニング
とを有した。ロール圧力での圧接後の軸受合金は約76Hv
の硬度を有した。
かく得られたバイメタル・ストリツプは次に空気循環炉
内で350℃において３時間のサイクルで熱処理した。か
かる熱処理後の軸受合金の硬度は約37Hvであつた。
内で350℃において３時間のサイクルで熱処理した。か
かる熱処理後の軸受合金の硬度は約37Hvであつた。
熱処理したバイメタル・ストリツプは、さらに流動床内
で475℃に160秒の全サイクル時間迅速加熱することによ
つて熱処理した。そのバイメタル・ストリツプは420℃
になるのに約40秒かかつた、そして残りの120秒は420℃
から475℃に上げる時間と475℃での滞留時間からなつ
た。次にそのバイメタル・ストリツプは約150℃／分の
冷却速度で冷却された。この段階でのストリツプの硬度
は約47Hvであつた。そのストリツプから、長さ30mm、直
径53mmの試験軸受を作製した。流動床での熱処理前のス
トリツプからも試験軸受を作つた。
で475℃に160秒の全サイクル時間迅速加熱することによ
つて熱処理した。そのバイメタル・ストリツプは420℃
になるのに約40秒かかつた、そして残りの120秒は420℃
から475℃に上げる時間と475℃での滞留時間からなつ
た。次にそのバイメタル・ストリツプは約150℃／分の
冷却速度で冷却された。この段階でのストリツプの硬度
は約47Hvであつた。そのストリツプから、長さ30mm、直
径53mmの試験軸受を作製した。流動床での熱処理前のス
トリツプからも試験軸受を作つた。
かく作製した軸受は次の条件で試験リングについて疲労
試験を行つた： シヤフト速度 2800rpm 初 荷 重 62MPa 各荷重下で20時間後に、疲労まで荷重を7MPaずつ増大さ
す 油 温 度 80℃ 正弦曲線の荷重パターン 軸受は比較のためAl−Sn20−Cu1に対して試験を行つ
た。それらの結果を第１表に示した。
試験を行つた： シヤフト速度 2800rpm 初 荷 重 62MPa 各荷重下で20時間後に、疲労まで荷重を7MPaずつ増大さ
す 油 温 度 80℃ 正弦曲線の荷重パターン 軸受は比較のためAl−Sn20−Cu1に対して試験を行つ
た。それらの結果を第１表に示した。
材料は焼付き試験のための軸受にも作つた。試験条件は
次の通りである。
次の通りである。
1. 疲労試験に使用した軸受のサイズは、通常得られる
よりも高い特定荷重の使用を容易にするために半分の長
さに機械加工した。
よりも高い特定荷重の使用を容易にするために半分の長
さに機械加工した。
2. 潤滑油（SAE 10）は120℃に予熱した。
3. そのリングは100MPaで１時間実験した。
4. その荷重は20MPaずつ増加させて、リングを新しい
荷重で10分間実験した。この操作を焼付きが生じるまで
または軸受の裏側の温度が約160℃に急速に上昇するま
でくり返した。急速な温度上昇のために焼付きが生じた
または試験を終わらせた荷重が焼付きの定格である。
荷重で10分間実験した。この操作を焼付きが生じるまで
または軸受の裏側の温度が約160℃に急速に上昇するま
でくり返した。急速な温度上昇のために焼付きが生じた
または試験を終わらせた荷重が焼付きの定格である。
それらの結果を第２表に示す。試験軸受は、異なる材料
に対する両立性および耐焼付き性を評価するために軟鋼
および鋳鉄のシヤフトについて行つた。
に対する両立性および耐焼付き性を評価するために軟鋼
および鋳鉄のシヤフトについて行つた。
前記第２表の試験結果において、260MPaは使用した特定
の試験リングで得られる最高荷重を示し、３つの試験が
Al−Sn20−Cu1に対して260MPaの定格を与え、１つは実
際に焼付かずさらに高い定格が得られるであろうことが
わかる。本発明の方法で製造した材料に対して３つの試
験が260MPaの定格を与え、これらの軸受はいずれも実際
に焼付かず、３つは全てさらに高い定格を与えると思わ
れる。
の試験リングで得られる最高荷重を示し、３つの試験が
Al−Sn20−Cu1に対して260MPaの定格を与え、１つは実
際に焼付かずさらに高い定格が得られるであろうことが
わかる。本発明の方法で製造した材料に対して３つの試
験が260MPaの定格を与え、これらの軸受はいずれも実際
に焼付かず、３つは全てさらに高い定格を与えると思わ
れる。
第１表から、本発明の方法によつて作つた材料の疲労抵
抗はAl−Sn20−Cu1材料および英国特許第2,144,149号に
開示されている材料（これは後続の熱処理をしていな
い）よりも明らかに優れている。Al−Sn20−Cu1の平均
疲労定格は約83MPaであるが、Al−Sn11−Si4−Cu2材料
の比較疲労定格は熱処理前に約93MPaである。しかしな
がら、本発明による処理後の平均疲労定格は114.5に改
善され、本発明の方法によつて疲労強度が23％向上し
た。
抗はAl−Sn20−Cu1材料および英国特許第2,144,149号に
開示されている材料（これは後続の熱処理をしていな
い）よりも明らかに優れている。Al−Sn20−Cu1の平均
疲労定格は約83MPaであるが、Al−Sn11−Si4−Cu2材料
の比較疲労定格は熱処理前に約93MPaである。しかしな
がら、本発明による処理後の平均疲労定格は114.5に改
善され、本発明の方法によつて疲労強度が23％向上し
た。
第２表から、Al−Sn20−Cu1に優る鋳鉄シヤフトとの両
立性における改善が本合金において維持されることがわ
かる。Al−Sn20−Cu1の平均焼付き定格は132MPaであ
る。本発明の合金の平均焼付き定格は203MPaである。さ
らに、本発明の合金の焼付き性能は鋼シヤフトと共に使
用したときも優れている。
立性における改善が本合金において維持されることがわ
かる。Al−Sn20−Cu1の平均焼付き定格は132MPaであ
る。本発明の合金の平均焼付き定格は203MPaである。さ
らに、本発明の合金の焼付き性能は鋼シヤフトと共に使
用したときも優れている。
バイメタル・ストリツプから作つた軸受についてブロー
チ削り試験も行つた。軸受は流動床の熱処理を行つたス
トリツプおよびかかる熱処理前のストリツプから作製し
た。試験は、タングステンカーバイト・カツターおよび
比較のための鋼カツター（両者は共に30゜のレーキを有
した）を使用して合金を約0.025mm除去することからな
つた。表面の粗さをブローチ削りを行つた軸受について
測定した、そらの結果を第３表に示す。
チ削り試験も行つた。軸受は流動床の熱処理を行つたス
トリツプおよびかかる熱処理前のストリツプから作製し
た。試験は、タングステンカーバイト・カツターおよび
比較のための鋼カツター（両者は共に30゜のレーキを有
した）を使用して合金を約0.025mm除去することからな
つた。表面の粗さをブローチ削りを行つた軸受について
測定した、そらの結果を第３表に示す。
第３表から本発明の方法によつて作製した材料は既知の
合金よりも細かく均一に仕上がり、その上製造工程とし
てブローチ仕上げができることがわかる。これは、高マ
トリツクス強度および軟質相の欠除のためにブローチ仕
上げのできないAl−Si11−Cu1と対照的である。
合金よりも細かく均一に仕上がり、その上製造工程とし
てブローチ仕上げができることがわかる。これは、高マ
トリツクス強度および軟質相の欠除のためにブローチ仕
上げのできないAl−Si11−Cu1と対照的である。
実施例 ２ 同じ組成の合金で、実施例１のように合金の鋼へのロー
ル圧力圧接を含むバイメタルを製造および処理した。
ル圧力圧接を含むバイメタルを製造および処理した。
かく製造したバイメタルは次に流動床内で475℃に迅速
加熱し、全体で４分間保持した後それを約300℃／分の
冷却速度で冷却した。試験により鋼と合金間の結合は金
属間化合物の形成がないことがわかつた、そしてこれは
実施例１のものに比較して極めて完全な結合を示した試
験によつて確認された。その軸受合金は微細網状組織を
有することもわかつた。
加熱し、全体で４分間保持した後それを約300℃／分の
冷却速度で冷却した。試験により鋼と合金間の結合は金
属間化合物の形成がないことがわかつた、そしてこれは
実施例１のものに比較して極めて完全な結合を示した試
験によつて確認された。その軸受合金は微細網状組織を
有することもわかつた。
実施例 ３ 得られたバイメタルを500℃に全体で２分加熱したこと
以外は実施例２のように合金を製造そして処理した鋼界
面の合金も完全な結合を示すと共に圧接試験によつて確
認された、そしてその組織も網状であつた。
以外は実施例２のように合金を製造そして処理した鋼界
面の合金も完全な結合を示すと共に圧接試験によつて確
認された、そしてその組織も網状であつた。
実施例 ４ バイメタルの試料は、空気中で350℃×３時間のサイク
ルの熱処理工程を含むと共に実施例１におけるように作
製した。バイメタル片は次に180秒のサイクルで450℃に
加熱し、次に1000℃／分以上の冷却速度を与える水噴霧
焼入れを行つた。得られた合金の硬度は52Hvであつた。
次にこの材料片を200℃で１〜24時間の範囲の時間で熱
処理した。約16時間後に最高硬度60Hvが得られた。
ルの熱処理工程を含むと共に実施例１におけるように作
製した。バイメタル片は次に180秒のサイクルで450℃に
加熱し、次に1000℃／分以上の冷却速度を与える水噴霧
焼入れを行つた。得られた合金の硬度は52Hvであつた。
次にこの材料片を200℃で１〜24時間の範囲の時間で熱
処理した。約16時間後に最高硬度60Hvが得られた。
実施例 ５ 実施例４におけるように調製した試料を220℃で１〜24
時間熱処理した。約６時間後に最高硬度58Hvが得られ
た、そして約24時間後に55Hvへ徐々に低下した。
時間熱処理した。約６時間後に最高硬度58Hvが得られ
た、そして約24時間後に55Hvへ徐々に低下した。
以上記載した実施例においては流動床加熱によつて急速
加熱を行つた。しかしながら、加熱速度が十分速に限り
いずれの手段も用いることができる。別の方法、例えば
誘導加熱、高強度放射加熱、プラズマ加熱または他の周
知方法が含まれる。ストリツプの冷却はガス衝突または
他の方法によつて、例えば200℃に下げ、しかる後にマ
ツフルの周囲の通常の水冷ジヤケツトによつて行うこと
ができる。或いは流動床冷却、液体噴霧冷却、またはス
トリツプを焼入れ浴に通す方法等が可能である。
加熱を行つた。しかしながら、加熱速度が十分速に限り
いずれの手段も用いることができる。別の方法、例えば
誘導加熱、高強度放射加熱、プラズマ加熱または他の周
知方法が含まれる。ストリツプの冷却はガス衝突または
他の方法によつて、例えば200℃に下げ、しかる後にマ
ツフルの周囲の通常の水冷ジヤケツトによつて行うこと
ができる。或いは流動床冷却、液体噴霧冷却、またはス
トリツプを焼入れ浴に通す方法等が可能である。
発明の効果 以上説明したように、本発明の合金は、既知の合金（あ
る場合には高価なオーバーレイを必要とする）に比較し
て疲労抵抗および焼付き抵抗を著しく改善する。その
上、本発明の方法によつて製造された合金はブローチ削
り仕上げができる。任意の工程であるが、必要ならば本
発明の方法によつて作製された軸受にオーバーレイを提
供することもできる。
る場合には高価なオーバーレイを必要とする）に比較し
て疲労抵抗および焼付き抵抗を著しく改善する。その
上、本発明の方法によつて製造された合金はブローチ削
り仕上げができる。任意の工程であるが、必要ならば本
発明の方法によつて作製された軸受にオーバーレイを提
供することもできる。
しかしながら、ある場合、例えばターボチヤージヤーで
過給されるエンジンまたは高速エンジンにおいては優れ
た両立性と共に高疲労強度を有する軸受を設けることが
望ましい。かかる用途においては、軸受合金はSn、Pb/S
n、Pb/Sn/Cu、Sn/Cu、Sn/Sb、Sn/Cu/SbおよびPb/Sn/Cu/
Sbを含む群から選んだオーバーレイをコーテイングす
る。さらに、合金ライニングとオーバーレイ・コーテイ
ングの間に、Ni、Fe、Ag、Co、Cu、ZnおよびCu/Snを含
む群から選んだ中間層を挿入することができる。
過給されるエンジンまたは高速エンジンにおいては優れ
た両立性と共に高疲労強度を有する軸受を設けることが
望ましい。かかる用途においては、軸受合金はSn、Pb/S
n、Pb/Sn/Cu、Sn/Cu、Sn/Sb、Sn/Cu/SbおよびPb/Sn/Cu/
Sbを含む群から選んだオーバーレイをコーテイングす
る。さらに、合金ライニングとオーバーレイ・コーテイ
ングの間に、Ni、Fe、Ag、Co、Cu、ZnおよびCu/Snを含
む群から選んだ中間層を挿入することができる。
また、本発明に従つた合金から作製した軸受は、同時係
属中の我々のヨーロツパ特許出願第85309180.9号に開示
されている種類のオーバーレイ（該オーバーレイは犠牲
用のスズ薄層からなる）を備えることができる。
属中の我々のヨーロツパ特許出願第85309180.9号に開示
されている種類のオーバーレイ（該オーバーレイは犠牲
用のスズ薄層からなる）を備えることができる。
Claims (11)
- 【請求項１】付随する不純物の外に、重量％表示で８〜
35Sn、１〜3Cu、２〜10Siおよび残りAlから成る組成を
有する合金を適当な形状に鋳造する工程、該合金の温度
を400℃以上525℃以下の温度に上げる工程、および続い
て該合金を少なくとも50℃／分の冷却速度で環境温度に
冷却する工程から成ることを特徴とする軸受材料の製造
方法。 - 【請求項２】付随する不純物の外に、重量％表示で８〜
35Sn、１〜3Cu、２〜10Siおよび残りAlから成る組成を
有する合金を適当な形状に作る工程、該合金を鋼裏当て
材に圧接させる工程、得られた被圧接材料の温度を少な
くとも400℃、525℃以下の温度に上げ、該温度に加熱す
る時間と該温度における滞留時間との総計時間を60秒〜
240分の範囲内に保つ工程、および続いて被圧接材料を
少なくとも50℃／分の冷却速度で環境温度に冷却する工
程からなることを特徴とする鋼裏当て材と合金材とを有
するAl−基軸受材料の製造方法。 - 【請求項３】前記Al−基軸受合金の組成が９〜13重量％
Sn、1.5〜2.5重量％Cu、３〜５重量％Si、残りAlの範囲
内にあることを特徴とする特許請求の範囲第１項または
第２項に記載の方法。 - 【請求項４】前記Al−基軸受合金の組成が15〜25重量％
Sn、1.5〜2.5重量％Cu、２〜４重量％Si、残りAlの範囲
内にあることを特徴とする特許請求の範囲第１項または
第２項に記載の方法。 - 【請求項５】前記被圧接材料が450〜500℃の温度に90秒
〜10分の総計時間上げられることを特徴とする特許請求
の範囲第２項ないし第４項のいずれか１項に記載の方
法。 - 【請求項６】前記軸受材料が200℃以下の温度に少なく
とも50℃／分の冷却速度で冷却されることを特徴とする
前記特許請求の範囲のいずれか１項に記載の方法。 - 【請求項７】前記冷却速度が少なくとも300℃／分であ
ることを特徴とする前記特許の範囲のいずれか１項に記
載の方法。 - 【請求項８】前記軸受材料が、400℃〜525℃の温度に上
げられる前に350℃の温度で所定時間熱処理されること
を特徴とする前記特許請求の範囲のいずれか１項に記載
の方法。 - 【請求項９】前記軸受材料がさらに150℃〜230℃の温度
で１〜72時間熱処理処理されることを特徴とする前記特
許請求の範囲のいずれか１項に記載の方法。 - 【請求項１０】前記被圧接材料が流動床によって温度上
昇されることを特徴とする前記特許請求の範囲のいずれ
か１項に記載の方法。 - 【請求項１１】前記軸受材料がオーバーレイを有するこ
とを特徴とする前記特許請求の範囲のいずれか１項に記
載の方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| GB8513330 | 1985-05-28 | ||
| GB858513330A GB8513330D0 (en) | 1985-05-28 | 1985-05-28 | Bearing materials |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61272358A JPS61272358A (ja) | 1986-12-02 |
| JPH0733558B2 true JPH0733558B2 (ja) | 1995-04-12 |
Family
ID=10579717
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61119420A Expired - Fee Related JPH0733558B2 (ja) | 1985-05-28 | 1986-05-26 | 軸受材料の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4707194A (ja) |
| EP (1) | EP0205893B2 (ja) |
| JP (1) | JPH0733558B2 (ja) |
| KR (1) | KR940002689B1 (ja) |
| CN (1) | CN1008450B (ja) |
| AT (1) | ATE47891T1 (ja) |
| AU (1) | AU582443B2 (ja) |
| BR (1) | BR8602408A (ja) |
| CA (1) | CA1270383A (ja) |
| DE (1) | DE3666843D1 (ja) |
| GB (2) | GB8513330D0 (ja) |
| IN (1) | IN167454B (ja) |
| ZA (1) | ZA863845B (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| DE4014430A1 (de) * | 1990-05-05 | 1991-11-07 | Metallgesellschaft Ag | Verfahren zur herstellung von stranggegossenen baendern und draehten |
| GB9103481D0 (en) † | 1991-02-20 | 1991-04-10 | T & N Technology Ltd | Bearings |
| JPH07103455B2 (ja) * | 1991-03-25 | 1995-11-08 | エヌデーシー株式会社 | アルミニウム基軸受合金の製造方法 |
| DE4434801A1 (de) * | 1994-09-29 | 1996-04-04 | Kolbenschmidt Ag | Gleitlager-Werkstoff |
| BR9403710A (pt) | 1994-10-13 | 1997-02-25 | Metal Leve Sa | Tira bimetálica para mancal e processo para produç o de tira bimetálica para mancal |
| JP3958515B2 (ja) * | 2000-10-18 | 2007-08-15 | 大同メタル工業株式会社 | 多層軸受およびその製造方法 |
| US6833339B2 (en) | 2000-11-15 | 2004-12-21 | Federal-Mogul World Wide, Inc. | Non-plated aluminum based bearing alloy with performance-enhanced interlayer |
| AU2002217809A1 (en) | 2000-11-15 | 2002-05-27 | Federal Mogul Corporation | Non-plated aluminum based bearing alloy with performance-enhanced interlayer |
| AT414128B (de) * | 2004-08-03 | 2006-09-15 | Miba Gleitlager Gmbh | Aluminiumlegierung für tribologisch beanspruchte flächen |
| CN1818112B (zh) * | 2006-03-02 | 2010-10-13 | 上海云瀛复合材料有限公司 | 高强度中锡铝基合金材料及其制备方法和应用 |
| US20080299306A1 (en) * | 2007-05-30 | 2008-12-04 | Caterpillar Inc. | Multi-layer substrate and method of fabrication |
| KR101284344B1 (ko) * | 2011-12-09 | 2013-07-08 | 현대자동차주식회사 | 구동모터를 구비한 차량의 전류센서 재설정 방법 |
| RU2577876C1 (ru) * | 2014-12-23 | 2016-03-20 | Открытое Акционерное Общество "Научно-Исследовательский Институт Железнодорожного Транспорта" | Антифрикционный сплав на основе алюминия и способ его изготовления |
| CN106636766B (zh) * | 2016-11-08 | 2018-06-12 | 北京工业大学 | 一种耐磨Er/Zr复合微合金化铝锡轴瓦合金 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US2473060A (en) * | 1945-11-14 | 1949-06-14 | Aluminum Co Of America | Bearing alloys |
| GB1069143A (en) * | 1964-06-26 | 1967-05-17 | Glacier Co Ltd | Heat treatment of aluminium alloys |
| GB1181106A (en) * | 1966-04-11 | 1970-02-11 | Clevite Corp | Method of Eliminating Tin Sweat in Aluminium Tin Alloys |
| GB2067219B (en) * | 1980-01-08 | 1984-04-18 | Taiho Kogyo Co Ltd | Aluminium-tin base bearing alloys |
| US4471033A (en) * | 1981-10-15 | 1984-09-11 | Taiho Kogyo Co., Ltd. | Al-Si-Sn Bearing alloy and bearing composite |
| GB8318156D0 (en) * | 1983-07-05 | 1983-08-03 | Ae Plc | Aluminium based bearing alloys |
-
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- 1985-05-28 GB GB858513330A patent/GB8513330D0/en active Pending
-
1986
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- 1986-05-15 GB GB8611829A patent/GB2175604B/en not_active Expired
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- 1986-05-16 US US06/863,711 patent/US4707194A/en not_active Expired - Lifetime
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- 1986-05-22 IN IN398/MAS/86A patent/IN167454B/en unknown
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