JPH11335760A - アルミニウム―ビスマス軸受合金及びその連続鋳造方法 - Google Patents
アルミニウム―ビスマス軸受合金及びその連続鋳造方法Info
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- JPH11335760A JPH11335760A JP11099212A JP9921299A JPH11335760A JP H11335760 A JPH11335760 A JP H11335760A JP 11099212 A JP11099212 A JP 11099212A JP 9921299 A JP9921299 A JP 9921299A JP H11335760 A JPH11335760 A JP H11335760A
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- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/10—Supplying or treating molten metal
- B22D11/11—Treating the molten metal
- B22D11/114—Treating the molten metal by using agitating or vibrating means
- B22D11/115—Treating the molten metal by using agitating or vibrating means by using magnetic fields
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22B—PRODUCTION AND REFINING OF METALS; PRETREATMENT OF RAW MATERIALS
- C22B21/00—Obtaining aluminium
- C22B21/0084—Obtaining aluminium melting and handling molten aluminium
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 潤滑性がよく、また公害上問題をおこすこと
のない軸受合金を提供する。 【解決手段】 本発明は、少なくとも５ｗｔ／ｗｔ％の
ビスマスを含有するビスマス均一分布アルミニウム合金
であって、前記ビスマスは、該合金当たり約３．５ｗｔ
／ｗｔ％が直径５μｍ以下の非常に小さい粒子の形態で
分布し、該合金当たり少なくとも２ｗｔ／ｗｔ％を構成
するビスマスが直径１０〜４０μｍの球状粒子の形態で
分布し、かつ、これら非常に小さい粒子と球状粒子とが
アルミニウムマトリクス全体に均一に分布してなるアル
ミニウム合金。
のない軸受合金を提供する。 【解決手段】 本発明は、少なくとも５ｗｔ／ｗｔ％の
ビスマスを含有するビスマス均一分布アルミニウム合金
であって、前記ビスマスは、該合金当たり約３．５ｗｔ
／ｗｔ％が直径５μｍ以下の非常に小さい粒子の形態で
分布し、該合金当たり少なくとも２ｗｔ／ｗｔ％を構成
するビスマスが直径１０〜４０μｍの球状粒子の形態で
分布し、かつ、これら非常に小さい粒子と球状粒子とが
アルミニウムマトリクス全体に均一に分布してなるアル
ミニウム合金。
Description
【０００１】
【技術分野】この発明はビスマスの均一分布を有するア
ルミニウム合金及びその連続鋳造方法に関する。
ルミニウム合金及びその連続鋳造方法に関する。
【０００２】
【発明の背景】代表的な滑り軸受合金は３つの主要材
料：比較的硬い母体材料（アルミニウムまたは銅）と、
自己潤滑性を軸受けに与える軟質成分の組み合わせと、
母体金属の構造と特性を改変する少量の種々の添加物と
からなる。
料：比較的硬い母体材料（アルミニウムまたは銅）と、
自己潤滑性を軸受けに与える軟質成分の組み合わせと、
母体金属の構造と特性を改変する少量の種々の添加物と
からなる。
【０００３】最も一般的なＡｌをベースとするエンジン
軸受合金は軟質成分として６〜２０ｗｔ／ｗｔ％の錫を
含んで成る。Ａｌ−Ｓｎ合金は従来からの一般的な鋳造
法によって製造されうる。しかしながら、錫の潤滑性
は、鉛やビスマスのような材料と比較して低い。
軸受合金は軟質成分として６〜２０ｗｔ／ｗｔ％の錫を
含んで成る。Ａｌ−Ｓｎ合金は従来からの一般的な鋳造
法によって製造されうる。しかしながら、錫の潤滑性
は、鉛やビスマスのような材料と比較して低い。
【０００４】アルミニウム−錫合金の更なる問題は、Ａ
ｌ−Ｓｎ合金中で錫が母体粒の周囲に連続的な網を形成
することであり、これはこれらの合金に比較的低い耐疲
労性をもたらす。
ｌ−Ｓｎ合金中で錫が母体粒の周囲に連続的な網を形成
することであり、これはこれらの合金に比較的低い耐疲
労性をもたらす。
【０００５】軟質成分として鉛を含有する、アルミニウ
ムをベースとする合金軸受けは、Ａｌ−Ｓｎ軸受けより
も高品質である。Ａｌ−Ｐｂ軸受けでは軟質相低含有量
の耐焼付き特性の２、３倍の高耐焼付き特性が達成され
る。更に、鉛はアルミニウムマトリクス全体に独立した
球状粒子の形態で分散する。これらの特性は鉛を含有す
るエンジン軸受けの耐疲労性を高める。
ムをベースとする合金軸受けは、Ａｌ−Ｓｎ軸受けより
も高品質である。Ａｌ−Ｐｂ軸受けでは軟質相低含有量
の耐焼付き特性の２、３倍の高耐焼付き特性が達成され
る。更に、鉛はアルミニウムマトリクス全体に独立した
球状粒子の形態で分散する。これらの特性は鉛を含有す
るエンジン軸受けの耐疲労性を高める。
【０００６】アルミニウム−鉛合金軸受けは明らかな利
点を有するにもかかわらず、この合金は２つの主な製造
上の問題点から広く使用されていない。 （１）液状のアルミニウム中での鉛の低混和性。 （２）二つの金属の密度間の大きな相違。 これらの問題点は、Ａｌ−Ｐｂ合金の冷却及び凝固中に
生じる、重い鉛小滴の重力による分離をまねく。それ
故、従来の鋳造法では鉛粒子を含む均一なアルミニウム
マトリクスを製造することができない。
点を有するにもかかわらず、この合金は２つの主な製造
上の問題点から広く使用されていない。 （１）液状のアルミニウム中での鉛の低混和性。 （２）二つの金属の密度間の大きな相違。 これらの問題点は、Ａｌ−Ｐｂ合金の冷却及び凝固中に
生じる、重い鉛小滴の重力による分離をまねく。それ
故、従来の鋳造法では鉛粒子を含む均一なアルミニウム
マトリクスを製造することができない。
【０００７】Ａｌ−Ｐｂ合金の冶金上（ｍｅｔａｌｌｕ
ｒｇｉｃａｌ）の問題は他のアルミニウムを主成分とす
る、Ａｌ−Ｂｉ系にも関連する。Ｂｉもまた液状のアル
ミニウム中での混和性に限度がある。その上、液状のＢ
ｉの密度は液状のアルミニウムのそれに比べて４倍大き
い。それ故、従来のＡｌ−Ｂｉ合金の鋳造法では、鋳造
物の底部に、より重いＢｉ相の重力分離が起こる。
ｒｇｉｃａｌ）の問題は他のアルミニウムを主成分とす
る、Ａｌ−Ｂｉ系にも関連する。Ｂｉもまた液状のアル
ミニウム中での混和性に限度がある。その上、液状のＢ
ｉの密度は液状のアルミニウムのそれに比べて４倍大き
い。それ故、従来のＡｌ−Ｂｉ合金の鋳造法では、鋳造
物の底部に、より重いＢｉ相の重力分離が起こる。
【０００８】鉛に比べてビスマスは環境上好ましい金属
である。ビスマスは、鉛の自己潤滑性を含む殆どの特性
を有しているため、アルミニウム−ビスマス・エンジン
軸受合金を造る試みがいくつかなされている。
である。ビスマスは、鉛の自己潤滑性を含む殆どの特性
を有しているため、アルミニウム−ビスマス・エンジン
軸受合金を造る試みがいくつかなされている。
【０００９】米国特許第４，５９０，１３３号では、
４．２５〜７ｗｔ／ｗｔ％のビスマスを含有する、アル
ミニウムベースの合金が提案されている。この特許はア
ルミニウム−ビスマス合金が優れた耐焼付き性を有する
ことを実証している。合金に耐磨耗性を付与するために
２〜２．５ｗｔ／ｗｔ％のＳｉが添加され、表面特性を
向上させるため１．２５〜２．３ｗｔ／ｗｔ％の鉛が添
加されている。約１ｗｔ／ｗｔ％の少量のＣｕの添加に
より、Ａｌ−Ｂｉ材料の強度を増大させている。ニッケ
ル、マンガン、クロム、錫、アンチモン、亜鉛等の多く
の他の添加物の添加が提案されている。
４．２５〜７ｗｔ／ｗｔ％のビスマスを含有する、アル
ミニウムベースの合金が提案されている。この特許はア
ルミニウム−ビスマス合金が優れた耐焼付き性を有する
ことを実証している。合金に耐磨耗性を付与するために
２〜２．５ｗｔ／ｗｔ％のＳｉが添加され、表面特性を
向上させるため１．２５〜２．３ｗｔ／ｗｔ％の鉛が添
加されている。約１ｗｔ／ｗｔ％の少量のＣｕの添加に
より、Ａｌ−Ｂｉ材料の強度を増大させている。ニッケ
ル、マンガン、クロム、錫、アンチモン、亜鉛等の多く
の他の添加物の添加が提案されている。
【００１０】上記特許では、鋳造法で生産されるアルミ
ニウム合金においては、アルミニウムとビスマスの液状
非混和性のために、その中に収容できるビスマスの実際
の使用量に制限があることが記載されている。記載され
ているＢｉの最大含有量が７ｗｔ／ｗｔ％と比較的低い
のは、おそらくこの為である。
ニウム合金においては、アルミニウムとビスマスの液状
非混和性のために、その中に収容できるビスマスの実際
の使用量に制限があることが記載されている。記載され
ているＢｉの最大含有量が７ｗｔ／ｗｔ％と比較的低い
のは、おそらくこの為である。
【００１１】上記特許に示されている試験結果は、アル
ミニウム−錫合金よりもＡｌ−Ｂｉ合金の方が優れてい
ることを実証している。しかし、結果のいくつかは矛盾
している。この矛盾はおそらくアルミニウムマトリクス
中でのＢｉ粒子の非均一分布に因るものであるかもしれ
ない。上記特許に報告されている矛盾する結果の典型的
な例は３ｗｔ／ｗｔ％のＢｉと４．３ｗｔ／ｗｔ％のＳ
ｉのみを含有する合金の記載にみられる。上記特許での
この合金の引張り強度は１６，４１９ｐｓｉである。こ
のようなＡｌ−Ｓｉ合金の低引張り強度（２０ｗｔ／ｗ
ｔ％のＳｎを含むＡｌ合金のそれより低い）は非常に劣
悪なビスマスの分布（大きなＢｉ粒子とビスマスの重力
による分離）によって起こるものと推定される。この例
は、エンジン滑り軸受用のＡｌ−Ｂｉ合金の適切な冶金
上（ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ）の構造とそのような
構造を生じせしめる鋳造法の両者の重要性を示してい
る。
ミニウム−錫合金よりもＡｌ−Ｂｉ合金の方が優れてい
ることを実証している。しかし、結果のいくつかは矛盾
している。この矛盾はおそらくアルミニウムマトリクス
中でのＢｉ粒子の非均一分布に因るものであるかもしれ
ない。上記特許に報告されている矛盾する結果の典型的
な例は３ｗｔ／ｗｔ％のＢｉと４．３ｗｔ／ｗｔ％のＳ
ｉのみを含有する合金の記載にみられる。上記特許での
この合金の引張り強度は１６，４１９ｐｓｉである。こ
のようなＡｌ−Ｓｉ合金の低引張り強度（２０ｗｔ／ｗ
ｔ％のＳｎを含むＡｌ合金のそれより低い）は非常に劣
悪なビスマスの分布（大きなＢｉ粒子とビスマスの重力
による分離）によって起こるものと推定される。この例
は、エンジン滑り軸受用のＡｌ−Ｂｉ合金の適切な冶金
上（ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ）の構造とそのような
構造を生じせしめる鋳造法の両者の重要性を示してい
る。
【００１２】米国特許第５，２８６，４４５号は、Ｚｒ
を含んで他の添加物を含有するＡｌ−Ｂｉ合金を教示す
るが、これは圧延動作後の熱処理の間に析出し、Ｂｉ粒
子が引き延ばされて分離する原因になる。この方法は微
細なビスマスの含有を達成するが、Ｂｉの重力による分
離を防止することができない。更に、該方法は凝固する
間に形成されるＢｉ粒子の大きさを制御できない。これ
は粗悪なＢｉの鋳造構造をもたらす可能性があり、その
結果、その後のアニール作業の間に微細な粒子に分かれ
るＢｉの細長いリボンが得られる。しかしながら、これ
らの微細含有物は長い鎖を形成し、軸受けの耐疲労性を
相当減少させる。
を含んで他の添加物を含有するＡｌ−Ｂｉ合金を教示す
るが、これは圧延動作後の熱処理の間に析出し、Ｂｉ粒
子が引き延ばされて分離する原因になる。この方法は微
細なビスマスの含有を達成するが、Ｂｉの重力による分
離を防止することができない。更に、該方法は凝固する
間に形成されるＢｉ粒子の大きさを制御できない。これ
は粗悪なＢｉの鋳造構造をもたらす可能性があり、その
結果、その後のアニール作業の間に微細な粒子に分かれ
るＢｉの細長いリボンが得られる。しかしながら、これ
らの微細含有物は長い鎖を形成し、軸受けの耐疲労性を
相当減少させる。
【００１３】Ｂｉはまた合金の耐焼付き性を改善するた
めに補助剤として提案されているが、例えば米国特許第
５，１２２，２０８号で述べられているように、Ｂｉの
量は２ｗｔ／ｗｔ％以下で比較的少ないか、または、例
えば米国特許第４，４７１，０３２号で述べられている
ように、Ｂｉの不均一な分布のために、合金の調整が困
難であると言明されている。
めに補助剤として提案されているが、例えば米国特許第
５，１２２，２０８号で述べられているように、Ｂｉの
量は２ｗｔ／ｗｔ％以下で比較的少ないか、または、例
えば米国特許第４，４７１，０３２号で述べられている
ように、Ｂｉの不均一な分布のために、合金の調整が困
難であると言明されている。
【００１４】このように、微細かつ均一にビスマスが分
散したアルミニウム−ビスマス合金を製造する方法は開
示されていないのがわかる。
散したアルミニウム−ビスマス合金を製造する方法は開
示されていないのがわかる。
【００１５】Ａｌ−ＰｂとＡｌ−Ｂｉの２つの系は極似
しているので、アルミニウム−鉛の製造方法は、また、
アルミニウム−ビスマスの製造に使用されるかもしれな
い。
しているので、アルミニウム−鉛の製造方法は、また、
アルミニウム−ビスマスの製造に使用されるかもしれな
い。
【００１６】米国特許第５，３３３，６７２号には非混
和性の金属からなる均一合金の連続鋳造の一方法が提案
されている。この特許の方法は、交差する電場と磁場下
に合金を冷却し、凝固して、合金の構成成分にかかる重
力を緩和するものである。この方法は合金成分の中立平
衡を与える電場と磁場の強度値を決定する。この方法は
また分散した含有物の大きさが溶融物の冷却速度と、電
場と磁場の強度の偏向に依存することを考慮に入れてい
る。分散相の所定の平均粒径を得るために冷却は以下の
式に従って行われると記載されている。
和性の金属からなる均一合金の連続鋳造の一方法が提案
されている。この特許の方法は、交差する電場と磁場下
に合金を冷却し、凝固して、合金の構成成分にかかる重
力を緩和するものである。この方法は合金成分の中立平
衡を与える電場と磁場の強度値を決定する。この方法は
また分散した含有物の大きさが溶融物の冷却速度と、電
場と磁場の強度の偏向に依存することを考慮に入れてい
る。分散相の所定の平均粒径を得るために冷却は以下の
式に従って行われると記載されている。
【００１７】
【数１】
【００１８】式中、ｄは平均粒径，μｍ；ｎは実験的な
係数，３≦ｎ≦３０秒／μｍ；ｖは溶融物の冷却速度，
度／秒；Ｔｃｍは構成成分が分子溶液の状態である溶融
物の温度，℃；Ｔｋｐは溶融物の結晶化温度，℃．
係数，３≦ｎ≦３０秒／μｍ；ｖは溶融物の冷却速度，
度／秒；Ｔｃｍは構成成分が分子溶液の状態である溶融
物の温度，℃；Ｔｋｐは溶融物の結晶化温度，℃．
【００１９】あいにく、米国特許第５，３３３，６７２
号で決められた実験的な係数ｎの範囲は広すぎ、それ
故、現実の系において、当業者が計算での関係を利用で
きない。更に、この特許は金属の微細構造要素のサイズ
が冷却速度だけでなく、核となる粒子の濃度に依存する
ことを考慮に入れていない。粒の精製のために、アルミ
ニウム合金の溶融物中に核を添加することは微細構造の
制御方法として広く用いられている。
号で決められた実験的な係数ｎの範囲は広すぎ、それ
故、現実の系において、当業者が計算での関係を利用で
きない。更に、この特許は金属の微細構造要素のサイズ
が冷却速度だけでなく、核となる粒子の濃度に依存する
ことを考慮に入れていない。粒の精製のために、アルミ
ニウム合金の溶融物中に核を添加することは微細構造の
制御方法として広く用いられている。
【００２０】米国特許第５，０５３，２８６号は、溶融
したアルミニウムへ鉛を溶解し、２００℃／秒より速い
冷却速度でツインロールキャスターで溶融物を水平に連
続的に鋳造する方法を開示している。合金がそのように
極めて高速の冷却速度で鋳造された時に得られる微細構
造は極めて微細となる。該方法で製造された鋳造物片は
５ｗｔ／ｗｔ％の鉛を含有し、鋳造物の底の方へ向かう
鉛の分離が非常に少ないことを実証した。最大の鉛粒子
のサイズは２５μｍである。しかしながら、そのような
極めて高速冷却速度で低鉛含有量であっても、鋳造物の
底半分内における球体は上半分内の球体よりも２〜２．
５倍大きい。
したアルミニウムへ鉛を溶解し、２００℃／秒より速い
冷却速度でツインロールキャスターで溶融物を水平に連
続的に鋳造する方法を開示している。合金がそのように
極めて高速の冷却速度で鋳造された時に得られる微細構
造は極めて微細となる。該方法で製造された鋳造物片は
５ｗｔ／ｗｔ％の鉛を含有し、鋳造物の底の方へ向かう
鉛の分離が非常に少ないことを実証した。最大の鉛粒子
のサイズは２５μｍである。しかしながら、そのような
極めて高速冷却速度で低鉛含有量であっても、鋳造物の
底半分内における球体は上半分内の球体よりも２〜２．
５倍大きい。
【００２１】この特許の請求項に記載された冶金（ｍｅ
ｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ）構造は直径２５μｍ以下の鉛
粒子が均一に分布含有されたものである。この特許では
鉛の含有量は４〜１０ｗｔ／ｗｔ％（重量）である。し
かし、もし、鉛が５ｗｔ／ｗｔ％であるときの鉛の最大
粒径が２５μｍである場合、鉛の含有量が５から１０ｗ
ｔ／ｗｔ％に増加すると、最大粒径は増大して２５μｍ
より大きくなり、鉛のグラディエントは増加する。
ｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ）構造は直径２５μｍ以下の鉛
粒子が均一に分布含有されたものである。この特許では
鉛の含有量は４〜１０ｗｔ／ｗｔ％（重量）である。し
かし、もし、鉛が５ｗｔ／ｗｔ％であるときの鉛の最大
粒径が２５μｍである場合、鉛の含有量が５から１０ｗ
ｔ／ｗｔ％に増加すると、最大粒径は増大して２５μｍ
より大きくなり、鉛のグラディエントは増加する。
【００２２】鉛の粒径とグラディエントの最適な制御は
アルミニウム粉と鉛粉との混合物を焼結することにより
得られるかもしれない。しかし、焼結物中の高含有量の
酸化物は軸受けの耐疲労性を低下させる。
アルミニウム粉と鉛粉との混合物を焼結することにより
得られるかもしれない。しかし、焼結物中の高含有量の
酸化物は軸受けの耐疲労性を低下させる。
【００２３】
【発明の要約】以上記載された生産物及び製造方法の欠
点を解消するために、本発明は、少なくとも５ｗｔ／ｗ
ｔ％のビスマスを含有するビスマス均一分布アルミニウ
ム合金であって、前記ビスマスは、該合金当たり約３．
５ｗｔ／ｗｔ％が直径５μｍ以下の非常に小さい粒子の
形態で分布し、該合金当たり少なくとも２ｗｔ／ｗｔ％
を構成するビスマスが直径１０〜４０μｍの球状粒子の
形態で分布し、かつ、これらの非常に小さい粒子と球状
粒子とがアルミニウムマトリクス全体に均一に分布して
なることを特徴とするアルミニウム合金を提供する。
点を解消するために、本発明は、少なくとも５ｗｔ／ｗ
ｔ％のビスマスを含有するビスマス均一分布アルミニウ
ム合金であって、前記ビスマスは、該合金当たり約３．
５ｗｔ／ｗｔ％が直径５μｍ以下の非常に小さい粒子の
形態で分布し、該合金当たり少なくとも２ｗｔ／ｗｔ％
を構成するビスマスが直径１０〜４０μｍの球状粒子の
形態で分布し、かつ、これらの非常に小さい粒子と球状
粒子とがアルミニウムマトリクス全体に均一に分布して
なることを特徴とするアルミニウム合金を提供する。
【００２４】上記本発明の好ましい態様において、アル
ミニウム合金は、ビスマス含有量が１５ｗｔ／ｗｔ％以
下であり、珪素、錫、鉛及びこれらの混合物から選ばれ
る少なくとも一種のさらなる成分を合計含有量約０．５
〜１５ｗｔ／ｗｔ％含んでいてもよく、更に、Ｃｕ、Ｍ
ｎ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｓｂ、及びこれらの混合
物からなる群から選ばれるさらなる添加物を該添加物の
合計含有量が３ｗｔ／ｗｔ％以下で含んでいてもよい。
ミニウム合金は、ビスマス含有量が１５ｗｔ／ｗｔ％以
下であり、珪素、錫、鉛及びこれらの混合物から選ばれ
る少なくとも一種のさらなる成分を合計含有量約０．５
〜１５ｗｔ／ｗｔ％含んでいてもよく、更に、Ｃｕ、Ｍ
ｎ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｓｂ、及びこれらの混合
物からなる群から選ばれるさらなる添加物を該添加物の
合計含有量が３ｗｔ／ｗｔ％以下で含んでいてもよい。
【００２５】本発明の別の態様では、以下に定義するア
ルミニウム−ビスマス合金の連続鋳造方法を提供する。
該方法は、前記合金の成分を少なくとも、単相の溶融合
金溶液が得られる温度まで加熱溶融し、所定量の核を添
加し、凝固装置に前記溶融した合金を連続的に導入し、
前記溶融した合金に所定強度の電場と磁場を互いに交差
するように作用させて、アルミニウムマトリクス中のビ
スマス粒子の分離が起こらないようにし、その中のビス
マス粒子の重力による分離をゼロに減少させ、前記溶融
物を凝固温度まで冷却し、凝固装置から凝固した合金を
連続的に取り出すことを含み、ここで前記核の量は式： Ｎ＝Ｎｏ＋ＣＢｉ・Ｎｏ・（０．１−Ｖ／１０００） （式中、 Ｎ＝アルミニウム粒とビスマス粒子の両者の精製に必要
な核のパーセント濃度 Ｎｏ＝アルミニウム粒の精製に必要な核のパーセント濃
度 ＣＢｉ＝ビスマスのパーセント濃度 Ｖ＝冷却速度， ℃／秒）により決定される。
ルミニウム−ビスマス合金の連続鋳造方法を提供する。
該方法は、前記合金の成分を少なくとも、単相の溶融合
金溶液が得られる温度まで加熱溶融し、所定量の核を添
加し、凝固装置に前記溶融した合金を連続的に導入し、
前記溶融した合金に所定強度の電場と磁場を互いに交差
するように作用させて、アルミニウムマトリクス中のビ
スマス粒子の分離が起こらないようにし、その中のビス
マス粒子の重力による分離をゼロに減少させ、前記溶融
物を凝固温度まで冷却し、凝固装置から凝固した合金を
連続的に取り出すことを含み、ここで前記核の量は式： Ｎ＝Ｎｏ＋ＣＢｉ・Ｎｏ・（０．１−Ｖ／１０００） （式中、 Ｎ＝アルミニウム粒とビスマス粒子の両者の精製に必要
な核のパーセント濃度 Ｎｏ＝アルミニウム粒の精製に必要な核のパーセント濃
度 ＣＢｉ＝ビスマスのパーセント濃度 Ｖ＝冷却速度， ℃／秒）により決定される。
【００２６】 〔発明の詳細な説明〕図１は交差した電磁場中に置かれ
たアルミニウムとビスマスを示している。各材料に作用
する２つの力は：重力（Ｆｇ）と電磁力（Ｆｅ）であ
る。電磁力は（重力のように）、試料の全ての単位体積
に作用するので、二つの力は擬似的に超重力状態を作
り、試料は重たくなり、下記式で得られる見掛け密度を
持つ。 ｄ１ Ａｌ＝ｄＡｌ＋Ｆｅ Ａｌ／ｇ ｄ１ Ｂｉ＝ｄＢｉ＋Ｆｅ Ｂｉ／ｇ （２） 式中、 ｄ１ Ａｌ，ｄＡｌ，ｄ１ Ｂｉ，ｄＢｉ−アルミニウムと
ビスマスの見掛けと真の密度 Ｆｅ Ａｌ，Ｆｅ Ｂｉ−アルミニウムとビスマスの単位体
積に作用する電磁力ｇ−重力加速度 ｄ１ Ａｌ＝ｄ１ Ｂｉであれば重量による分離はゼロにな
る。計算によると、電場と磁場が下記式（３）に基づい
て計算される場合、アルミニウムとビスマスの見かけ密
度は等しくなる。 ｊ・Ｂ＝７．５・１０４ （３） ここで、 ｊ−直流電流密度，Ａ／ｍ２ Ｂ−磁場強度，Ｔ
たアルミニウムとビスマスを示している。各材料に作用
する２つの力は：重力（Ｆｇ）と電磁力（Ｆｅ）であ
る。電磁力は（重力のように）、試料の全ての単位体積
に作用するので、二つの力は擬似的に超重力状態を作
り、試料は重たくなり、下記式で得られる見掛け密度を
持つ。 ｄ１ Ａｌ＝ｄＡｌ＋Ｆｅ Ａｌ／ｇ ｄ１ Ｂｉ＝ｄＢｉ＋Ｆｅ Ｂｉ／ｇ （２） 式中、 ｄ１ Ａｌ，ｄＡｌ，ｄ１ Ｂｉ，ｄＢｉ−アルミニウムと
ビスマスの見掛けと真の密度 Ｆｅ Ａｌ，Ｆｅ Ｂｉ−アルミニウムとビスマスの単位体
積に作用する電磁力ｇ−重力加速度 ｄ１ Ａｌ＝ｄ１ Ｂｉであれば重量による分離はゼロにな
る。計算によると、電場と磁場が下記式（３）に基づい
て計算される場合、アルミニウムとビスマスの見かけ密
度は等しくなる。 ｊ・Ｂ＝７．５・１０４ （３） ここで、 ｊ−直流電流密度，Ａ／ｍ２ Ｂ−磁場強度，Ｔ
【００２７】式（３）に基づく強度の交差する電磁場中
で、アルミニウム−ビスマス合金を冷却し、凝固するこ
とで、Ｂｉのグラディエントがゼロの構造となるが、ア
ルミニウムマトリクス全体でのビスマス粒子の必要とさ
れる分布を達成するには不十分である。
で、アルミニウム−ビスマス合金を冷却し、凝固するこ
とで、Ｂｉのグラディエントがゼロの構造となるが、ア
ルミニウムマトリクス全体でのビスマス粒子の必要とさ
れる分布を達成するには不十分である。
【００２８】アルミニウム中のビスマスの分散粒子は、
耐疲労性、耐焼付き性、耐磨耗性、埋め込み性のような
ベアリングの特性の最適の組み合わせを提供しなければ
ならない。小さな分散相粒子が好ましい結果をもたらす
ことは広く知られている。これは軸受けの耐疲労性に関
しては正しい。更に、分散相の微細構造は、摩擦面への
軟質成分の均一かつ連続的供給を生じせしめ、それ故、
プロセスを安定化させる。
耐疲労性、耐焼付き性、耐磨耗性、埋め込み性のような
ベアリングの特性の最適の組み合わせを提供しなければ
ならない。小さな分散相粒子が好ましい結果をもたらす
ことは広く知られている。これは軸受けの耐疲労性に関
しては正しい。更に、分散相の微細構造は、摩擦面への
軟質成分の均一かつ連続的供給を生じせしめ、それ故、
プロセスを安定化させる。
【００２９】他方、５μｍより小さい非常に小さい分散
粒子はマトリクス内の隙間にしっかりと保持され、焼付
きを防止するほど十分な量が焼付きの前の短時間に絞り
出されることはない。粒子が大きいほど、より簡単にマ
トリクスの隙間から去って、摩擦面を滑らかにし、焼付
きの進行を防止する。これはまた焼付き前の状態での摩
擦による摩滅を減少させ、焼付きによって疲労が起こる
確率を減少させる。その上、大きな軟質相の粒子を有す
る構造の埋め込み性は高い。
粒子はマトリクス内の隙間にしっかりと保持され、焼付
きを防止するほど十分な量が焼付きの前の短時間に絞り
出されることはない。粒子が大きいほど、より簡単にマ
トリクスの隙間から去って、摩擦面を滑らかにし、焼付
きの進行を防止する。これはまた焼付き前の状態での摩
擦による摩滅を減少させ、焼付きによって疲労が起こる
確率を減少させる。その上、大きな軟質相の粒子を有す
る構造の埋め込み性は高い。
【００３０】これらの相反する特性の最適な組み合わせ
は、２〜３．５ｗｔ／ｗｔ％の小さいサイズの分割粒子
（５μｍより小さい）と、少なくとも２ｗｔ／ｗｔ％の
大きなサイズの分割粒子（直径１０〜４０μｍ）との２
種類の軟質成分を有する構造によって達成される。この
２モードの分布による潤滑相は軸受けの特性に相乗効果
をもたらす。
は、２〜３．５ｗｔ／ｗｔ％の小さいサイズの分割粒子
（５μｍより小さい）と、少なくとも２ｗｔ／ｗｔ％の
大きなサイズの分割粒子（直径１０〜４０μｍ）との２
種類の軟質成分を有する構造によって達成される。この
２モードの分布による潤滑相は軸受けの特性に相乗効果
をもたらす。
【００３１】図２に示されるＡｌ−Ｂｉ相図の分析はこ
の系が前述の構造を生じせしめるのに適していることを
示している。Ｂｉを３．５ｗｔ／ｗｔ％含有する合金を
９３０Ｋ（６５７℃）まで冷却すると、その温度で偏晶
反応を起こし、固体状のアルミニウムの粒と液状のビス
マス粒子を形成する。粒子はアルミニウムの樹枝状結晶
と一緒に成長するので、それらのサイズは樹枝軸の隙間
によって制限され、冷却速度と核形成用添加物の量の影
響を受ける。Ｂｉを３．５ｗｔ／ｗｔ％より多く含む組
成物（図２の合金Ｃ）は温度（Ｔｃ）まで冷却した時、
新しい相のＢｉの第１の小滴を形成しはじめる。これは
合金が９３０Ｋ（６５７℃）に達したときに起こる。偏
晶分解はこの温度で起こり、結果として、前述の、第２
のＢｉの小滴が形成される。また、第１のＢｉの小滴の
数とそれらの平均サイズは冷却速度と核の含有量に依存
する。偏晶反応の間に形成されるＢｉの一部は特に低冷
却速度で高Ｂｉ濃度の時に第１のＢｉの小滴と共に出現
する、それ故、第２のＢｉの真の含有量は３．５ｗｔ／
ｗｔ％よりも若干少なくなる。
の系が前述の構造を生じせしめるのに適していることを
示している。Ｂｉを３．５ｗｔ／ｗｔ％含有する合金を
９３０Ｋ（６５７℃）まで冷却すると、その温度で偏晶
反応を起こし、固体状のアルミニウムの粒と液状のビス
マス粒子を形成する。粒子はアルミニウムの樹枝状結晶
と一緒に成長するので、それらのサイズは樹枝軸の隙間
によって制限され、冷却速度と核形成用添加物の量の影
響を受ける。Ｂｉを３．５ｗｔ／ｗｔ％より多く含む組
成物（図２の合金Ｃ）は温度（Ｔｃ）まで冷却した時、
新しい相のＢｉの第１の小滴を形成しはじめる。これは
合金が９３０Ｋ（６５７℃）に達したときに起こる。偏
晶分解はこの温度で起こり、結果として、前述の、第２
のＢｉの小滴が形成される。また、第１のＢｉの小滴の
数とそれらの平均サイズは冷却速度と核の含有量に依存
する。偏晶反応の間に形成されるＢｉの一部は特に低冷
却速度で高Ｂｉ濃度の時に第１のＢｉの小滴と共に出現
する、それ故、第２のＢｉの真の含有量は３．５ｗｔ／
ｗｔ％よりも若干少なくなる。
【００３２】第１及び第２のＢｉ粒子のサイズは二つの
パラメータ、すなわち、冷却速度と核形成用添加物の含
有量とに依存する：同じ冶金（ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃ
ａｌ）構造のＡｌ−Ｂｉ合金が冷却温度の異なった連続
鋳造装置によって生産されるかもしれない。冷却速度の
遅さは下記式（４）に応じて核の量を増加することによ
って補うべきである。 Ｎ＝Ｎｏ＋ＣＢｉ・Ｎｏ・（０．１−Ｖ／１０００） （４） ここで、 Ｎ＝Ａｌの粒とＢｉの粒子の両者の精製に必要な核のｗ
ｔ／ｗｔパーセント濃度 Ｎｏ＝アルミニウムの粒の精製に必要な核のｗｔ／ｗｔ
パーセント濃度 ＣＢｉ＝ビスマスのｗｔ／ｗｔパーセント濃度 Ｖ＝冷却速度， ℃／秒
パラメータ、すなわち、冷却速度と核形成用添加物の含
有量とに依存する：同じ冶金（ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃ
ａｌ）構造のＡｌ−Ｂｉ合金が冷却温度の異なった連続
鋳造装置によって生産されるかもしれない。冷却速度の
遅さは下記式（４）に応じて核の量を増加することによ
って補うべきである。 Ｎ＝Ｎｏ＋ＣＢｉ・Ｎｏ・（０．１−Ｖ／１０００） （４） ここで、 Ｎ＝Ａｌの粒とＢｉの粒子の両者の精製に必要な核のｗ
ｔ／ｗｔパーセント濃度 Ｎｏ＝アルミニウムの粒の精製に必要な核のｗｔ／ｗｔ
パーセント濃度 ＣＢｉ＝ビスマスのｗｔ／ｗｔパーセント濃度 Ｖ＝冷却速度， ℃／秒
【００３３】本願の態様がよりよく理解され認識される
ように、本発明は、以下の実施例の好適な態様について
述べるが、本発明はこれらの特定の実施態様に限定され
るものではない。むしろ、添付のクレームによって特定
された発明の範囲に含まれる全ての代替物、変形、同等
物を包含することを意図している。従って、以下の好適
な態様を含む実施例は本発明の実施を説明するのに役立
つであろうし、示した詳細は例示であり、本発明の好適
な態様の詳しい説明のみを目的とし、また、製造工程に
ついての最も容易に理解される記載であると思われるも
のを提供し、発明の原理と概念的局面を示す為に提示さ
れていることが理解されよう。
ように、本発明は、以下の実施例の好適な態様について
述べるが、本発明はこれらの特定の実施態様に限定され
るものではない。むしろ、添付のクレームによって特定
された発明の範囲に含まれる全ての代替物、変形、同等
物を包含することを意図している。従って、以下の好適
な態様を含む実施例は本発明の実施を説明するのに役立
つであろうし、示した詳細は例示であり、本発明の好適
な態様の詳しい説明のみを目的とし、また、製造工程に
ついての最も容易に理解される記載であると思われるも
のを提供し、発明の原理と概念的局面を示す為に提示さ
れていることが理解されよう。
【００３４】
【実施例】以下の組成の合金を製造した。
【００３５】
【表１】
【００３６】グラファイト水冷却鋳型を備えた水平連続
鋳造装置を基本的な鋳造設備として使用した。
鋳造装置を基本的な鋳造設備として使用した。
【００３７】鋳造物片の（断面）寸法は以下の通りであ
る： 厚み−１５ｍｍ 幅−１１０ｍｍ
る： 厚み−１５ｍｍ 幅−１１０ｍｍ
【００３８】第１及び第２の水冷システムを備えた鋳造
装置は鋳造物中心線において３０℃／秒の冷却速度を供
給することが可能であった。
装置は鋳造物中心線において３０℃／秒の冷却速度を供
給することが可能であった。
【００３９】鋳造装置は電磁石と凝固する金属に直流電
流を流すための手段を装備していた。
流を流すための手段を装備していた。
【００４０】アルミニウム粒の精製物を得るための、製
造者推奨の核の量は０．２ｗｔ／ｗｔ％であった。式
（４）に従うと、アルミニウム粒とビスマス粒子の両者
の精製に必要な核の量は０．３６６ｗｔ／ｗｔ％であ
る。
造者推奨の核の量は０．２ｗｔ／ｗｔ％であった。式
（４）に従うと、アルミニウム粒とビスマス粒子の両者
の精製に必要な核の量は０．３６６ｗｔ／ｗｔ％であ
る。
【００４１】合金調製工程は以下のステップを含む：
（１）誘導電気炉内で合金成分の溶融と混合を行い、溶
融物を、ビスマスが８ｗｔ／ｗｔ％のアルミニウム−ビ
スマス組成物の混和温度よりも５０〜６０℃高い温度の
８００℃まで加熱する（図２）；（２）冶金（ｍｅｔａ
ｌｌｕｒｇｉｃａｌ）構造を精製するために０．３３６
ｗｔ／ｗｔ％の核を添加する；（３）溶融物をグラファ
イトウォーターで冷却された鋳型に注ぐ；（４）鋳型か
ら鋳物片を取り出す。調製工程の間、凝固する金属は電
磁石によって生じる磁場０．３１Ｔ内に置かれ、溶融物
に直流電流を流した。電流値は４００Ａ（電流密度は
２．４２×１０５Ａ／ｍ２）。磁場強度と直流電流密度
の値は前記式（３）に基づいた。
（１）誘導電気炉内で合金成分の溶融と混合を行い、溶
融物を、ビスマスが８ｗｔ／ｗｔ％のアルミニウム−ビ
スマス組成物の混和温度よりも５０〜６０℃高い温度の
８００℃まで加熱する（図２）；（２）冶金（ｍｅｔａ
ｌｌｕｒｇｉｃａｌ）構造を精製するために０．３３６
ｗｔ／ｗｔ％の核を添加する；（３）溶融物をグラファ
イトウォーターで冷却された鋳型に注ぐ；（４）鋳型か
ら鋳物片を取り出す。調製工程の間、凝固する金属は電
磁石によって生じる磁場０．３１Ｔ内に置かれ、溶融物
に直流電流を流した。電流値は４００Ａ（電流密度は
２．４２×１０５Ａ／ｍ２）。磁場強度と直流電流密度
の値は前記式（３）に基づいた。
【００４２】鋳造物の金属組織学的調査では、底領域と
上部領域間でのＢｉの含有量と粒子径は同一であった。
Ｂｉ粒子の粒径分布は図３に示してある。２〜３ｍｋｍ
と２０〜２５ｍｋｍの２つのピークを有するヒストグラ
ムは、合金が凝固する間に形成された２種類のビスマス
含有物を実証している。
上部領域間でのＢｉの含有量と粒子径は同一であった。
Ｂｉ粒子の粒径分布は図３に示してある。２〜３ｍｋｍ
と２０〜２５ｍｋｍの２つのピークを有するヒストグラ
ムは、合金が凝固する間に形成された２種類のビスマス
含有物を実証している。
【００４３】粒子寸法が５ｍｋｍ以下のビスマスの全量
は３．３ｗｔ／ｗｔ％である。直径１０〜４０ｍｋｍの
ビスマス粒子の含有量は４．４ｗｔ／ｗｔ％である。わ
ずかな量のビスマス（おおよそ０．１ｗｔ／ｗｔ％）は
５〜１０ｍｋｍの含有物である。微細構造は図４に示さ
れている。
は３．３ｗｔ／ｗｔ％である。直径１０〜４０ｍｋｍの
ビスマス粒子の含有量は４．４ｗｔ／ｗｔ％である。わ
ずかな量のビスマス（おおよそ０．１ｗｔ／ｗｔ％）は
５〜１０ｍｋｍの含有物である。微細構造は図４に示さ
れている。
【００４４】この製法が異なった鋳造設備で広範囲の冷
却速度で実施可能であることは自明である。
却速度で実施可能であることは自明である。
【００４５】エンジン軸受けの品質を改良するために、
多数の他の構成成分が合金に添加される。例えば、錫、
鉛は耐焼付き性を向上させ、珪素はノジュラー鋳鉄クラ
ンクシャフトの表面粗さを減少させて、軸受けの疲労耐
性（耐久力）を改善し、銅、マンガン、マグネシウム、
ニッケル及びその他の成分はアルミニウムマトリクスを
増強する。
多数の他の構成成分が合金に添加される。例えば、錫、
鉛は耐焼付き性を向上させ、珪素はノジュラー鋳鉄クラ
ンクシャフトの表面粗さを減少させて、軸受けの疲労耐
性（耐久力）を改善し、銅、マンガン、マグネシウム、
ニッケル及びその他の成分はアルミニウムマトリクスを
増強する。
【００４６】本発明は、上述の詳細な実施形態の説明や
図面の詳細な説明によって制限されるものではなく、本
発明の精神及びその本質的特質から逸脱しない範囲で、
他の特定の形態で実施できることは当業者にとって明ら
かである。上記実施形態はそれ故に全ての点で例示であ
って限定するものではないと考えるべきであり、上記記
述よりはむしろ従属項によって発明の範囲は示されてお
り、請求項と同等の意味及び範囲内にある全ての変形を
本願発明に包含することを意図している。
図面の詳細な説明によって制限されるものではなく、本
発明の精神及びその本質的特質から逸脱しない範囲で、
他の特定の形態で実施できることは当業者にとって明ら
かである。上記実施形態はそれ故に全ての点で例示であ
って限定するものではないと考えるべきであり、上記記
述よりはむしろ従属項によって発明の範囲は示されてお
り、請求項と同等の意味及び範囲内にある全ての変形を
本願発明に包含することを意図している。
【図１】 アルミニウムとビスマス成分に作用する電磁
力と重力との相互作用を模式的に示した図である。
力と重力との相互作用を模式的に示した図である。
【図２】 Ａｌ−Ｂｉ系の相を示す図である。
【図３】 Ａｌ−８ｗｔ／ｗｔ％Ｂｉ合金中のＢｉの粒
径分布をグラフ化した図である。
径分布をグラフ化した図である。
【図４】 Ａｌ−８ｗｔ／ｗｔ％Ｂｉ合金の微細構造を
示す写真である。
示す写真である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (71)出願人 599048775 Ｉｎｄｕｓｔｒｉａｌ Ｐａｒｋ Ｏｍｅ ｒ Ｐ．Ｏ．Ｂｏｘ 3021 Ｏｍｅｒ 84965 Ｉｓｒａｅｌ (72)発明者 アレクサンデル シャピロ イスラエル国、ベール−シェヴァ 84250、 アシエル バラシ ストリート １、アパ ートメント 21 (72)発明者 ヴラディミール シャガル イスラエル国、テル−アビヴ 67536、ロ ッテンシュトレイッチ 18／28
Claims (6)
- 【請求項１】 少なくとも５ｗｔ／ｗｔ％のビスマスを
含有するビスマス均一分布アルミニウム合金であって、
前記ビスマスは、該合金当たり約３．５ｗｔ／ｗｔ％が
直径５μｍ以下の非常に小さい粒子の形態で分布し、該
合金当たり少なくとも２ｗｔ／ｗｔ％を構成するビスマ
スが直径１０〜４０μｍの球状粒子の形態で分布し、か
つ、これら非常に小さい粒子と球状粒子とがアルミニウ
ムマトリクス全体に均一に分布してなることを特徴とす
るアルミニウム合金。 - 【請求項２】 ビスマスの含有量が１５ｗｔ／ｗｔ％以
下で、珪素、錫、鉛及びこれらの混合物から選ばれる少
なくとも一種のさらなる成分を合計含有量約０．５〜１
５ｗｔ／ｗｔ％で含んでいてもよく、更に、Ｃｕ、Ｍ
ｎ、Ｍｇ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｓｂ、及びこれらの混合
物からなる群から選ばれるさらなる添加物を該添加物の
合計含有量が３ｗｔ／ｗｔ％以下で含んでいてもよい請
求項１に記載のアルミニウム合金。 - 【請求項３】 請求項１に記載のアルミニウム合金を含
む滑り軸受。 - 【請求項４】 請求項１に記載のアルミニウムビスマス
合金の連続鋳造方法であって、ａ）前記合金の成分を少
なくとも、単相の溶融合金溶液が得られる温度まで加熱
溶融する工程と；ｂ）所定量の核を添加する工程と；
ｃ）凝固装置に前記溶融した合金を連続的に導入する工
程と；ｄ）前記溶融した合金に所定強度の電場と磁場を
互いに交差するように方向づけて作用させて、アルミニ
ウムマトリクス中でのビスマス粒子の分離が起こらない
ようにし、その中のビスマス粒子の重力による分離をゼ
ロに減少させる工程と；ｅ）前記溶融物を凝固温度まで
冷却する工程と、ｆ）凝固装置から凝固した合金を連続
的に取り出す工程とを有し、該核の量が式 Ｎ＝Ｎｏ＋ＣＢｉ・Ｎｏ・（０．１−Ｖ／１０００） （式中、Ｎはアルミニウム粒とビスマス粒子の両者の精
製に必要な核のパーセント濃度、Ｎｏはアルミニウム粒
の精製に必要な核のパーセント濃度、ＣＢｉはビスマス
のパーセント濃度、Ｖは冷却速度（℃／秒））により決
定されるアルミニウム合金の連続鋳造方法。 - 【請求項５】 電場と磁場のパラメータが式ｊ・Ｂ＝
７．５・１０４（式中、ｊは直流電流密度（Ａ／
ｍ２）、Ｂは磁場強度（Ｔ）である。）によって決定さ
れることを特徴とする請求項４に記載の方法。 - 【請求項６】 請求項４に記載の方法により作られた滑
り軸受。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| IL12350398A IL123503A (en) | 1998-03-01 | 1998-03-01 | Aluminum-bismuth bearing alloy and methods for its continuous casting |
| IL123503 | 1998-03-01 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11335760A true JPH11335760A (ja) | 1999-12-07 |
Family
ID=11071287
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11099212A Pending JPH11335760A (ja) | 1998-03-01 | 1999-03-01 | アルミニウム―ビスマス軸受合金及びその連続鋳造方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6273970B1 (ja) |
| EP (1) | EP0940474A1 (ja) |
| JP (1) | JPH11335760A (ja) |
| AU (1) | AU742692B2 (ja) |
| BR (1) | BR9900457A (ja) |
| IL (1) | IL123503A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| AU742692B2 (en) * | 1998-03-01 | 2002-01-10 | Elecmatec Electro-Magnetic Technologies, Ltd | Aluminium-bismuth bearing alloy and methods for its continuous casting |
| JP2013040224A (ja) * | 2011-08-11 | 2013-02-28 | Ihi Corp | 蓄熱材及び蓄熱システム |
| JP2018527185A (ja) * | 2015-07-30 | 2018-09-20 | ツォレルン・ベーハーベー・グライトラガー・ゲーエムベーハー・ウント・コンパニー・カーゲーＺｏｌｌｅｒｎ ＢＨＷ Ｇｌｅｉｔｌａｇｅｒ ＧｍｂＨ ＆ Ｃｏ． ＫＧ | 偏晶合金の製造方法及び装置 |
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|---|---|---|---|---|
| DE102004045110B3 (de) * | 2004-09-17 | 2006-01-19 | Daimlerchrysler Ag | Hochverschleißfeste und dauerfeste Lagerbeschichtung für Kurbelwellen- und Pleuellager |
| DE102004055228B4 (de) * | 2004-11-17 | 2010-09-30 | Daimler Ag | Thermisch gespritzte Lagerschalen für Pleuel |
| US8403027B2 (en) | 2007-04-11 | 2013-03-26 | Alcoa Inc. | Strip casting of immiscible metals |
| US7846554B2 (en) | 2007-04-11 | 2010-12-07 | Alcoa Inc. | Functionally graded metal matrix composite sheet |
| DE102007033563A1 (de) | 2007-07-19 | 2009-01-22 | Ks Gleitlager Gmbh | Gleitlagerverbundwerkstoff |
| 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 |
| US8956472B2 (en) * | 2008-11-07 | 2015-02-17 | Alcoa Inc. | Corrosion resistant aluminum alloys having high amounts of magnesium and methods of making the same |
| US10918112B2 (en) | 2013-05-23 | 2021-02-16 | Duke Manufacturing Co. | Dough preparation apparatus and methods |
| EP2999999A4 (en) | 2013-05-23 | 2017-03-29 | Duke Manufacturing Co. | Food preparation apparatus and methods |
| US9357787B2 (en) | 2013-06-27 | 2016-06-07 | Middleby Marshall Holdings Llc | Forced moisture evacuation for rapid baking |
| DE102017113216A1 (de) | 2017-06-15 | 2018-12-20 | Zollern Bhw Gleitlager Gmbh & Co. Kg | Monotektische Aluminium-Gleitlagerlegierung und Verfahren zu seiner Herstellung und damit hergestelltes Gleitlager |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4590133A (en) | 1985-02-01 | 1986-05-20 | D.A.B. Industries | Bearing material |
| US5268455A (en) * | 1989-05-25 | 1993-12-07 | Genentech, Inc. | Process for making biologically active polypeptides based on transforming growth factor-βsequences |
| DE4014430A1 (de) * | 1990-05-05 | 1991-11-07 | Metallgesellschaft Ag | Verfahren zur herstellung von stranggegossenen baendern und draehten |
| US5286455A (en) | 1990-06-18 | 1994-02-15 | Shell Oil Company | Process for the preparation of hydrocarbons |
| IL100136A (en) * | 1991-11-24 | 1994-12-29 | Ontec Ltd | Method and device for producing homogeneous alloys |
| FR2718462B1 (fr) * | 1994-04-11 | 1996-05-24 | Pechiney Aluminium | Alliages d'aluminium contenant du bismuth, du cadmium, de l'indium et/ou du plomb à l'état très finement dispersé et procédé d'obtention . |
| IL123503A (en) * | 1998-03-01 | 2001-01-11 | Elecmatec Electro Magnetic Tec | Aluminum-bismuth bearing alloy and methods for its continuous casting |
-
1998
- 1998-03-01 IL IL12350398A patent/IL123503A/xx active IP Right Grant
-
1999
- 1999-02-13 EP EP99102938A patent/EP0940474A1/en not_active Ceased
- 1999-02-22 US US09/255,394 patent/US6273970B1/en not_active Expired - Fee Related
- 1999-02-25 BR BR9900457-7A patent/BR9900457A/pt not_active Application Discontinuation
- 1999-02-25 AU AU18445/99A patent/AU742692B2/en not_active Ceased
- 1999-03-01 JP JP11099212A patent/JPH11335760A/ja active Pending
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP2013040224A (ja) * | 2011-08-11 | 2013-02-28 | Ihi Corp | 蓄熱材及び蓄熱システム |
| JP2018527185A (ja) * | 2015-07-30 | 2018-09-20 | ツォレルン・ベーハーベー・グライトラガー・ゲーエムベーハー・ウント・コンパニー・カーゲーＺｏｌｌｅｒｎ ＢＨＷ Ｇｌｅｉｔｌａｇｅｒ ＧｍｂＨ ＆ Ｃｏ． ＫＧ | 偏晶合金の製造方法及び装置 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| AU1844599A (en) | 1999-09-16 |
| US6273970B1 (en) | 2001-08-14 |
| AU742692B2 (en) | 2002-01-10 |
| IL123503A0 (en) | 1998-10-30 |
| IL123503A (en) | 2001-01-11 |
| BR9900457A (pt) | 2001-03-20 |
| EP0940474A1 (en) | 1999-09-08 |
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