JPS6056220B2 - アルミニウム軸受合金 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は高強度、高疲労強度を有しかつ耐焼付性、耐
摩耗性および切削加工性の優れたアルミニウム軸受合金
に関するものである。

従来、すベリ軸受材料として黄銅、砲金、青銅、鉛青
銅等の銅合金、あるいはスズ基ホワイトメタル、鉛基ホ
ワイトメタル、アルミニウム合金（Ａｌ−Ｓｎ系、Ａｌ
−Ｓｉ−Ｃｄ系、Ａｌ−Ｓｎ−Ｓｉ−Ｍｇ一Ｃｕ−Ｎｉ
系等）が使用されている。

銅合金は耐焼付性、耐荷重性に優れ広く用いられてきた
が、高価格、高比重に難がある。またホワイトメタルは
かじり性やなじみ性に優れるが軟か過ぎるので裏金ライ
ニングなしには使用し得ず、しかも裏金との密着性が悪
いという欠点のほかにやはり高価格、高比重に難がある
。か）る実状から低価格、低比重のアルミニウム合金系
で銅系、ホワイトメタル系に匹適する軸受持性を具備し
た材料の開発が望まれている。ところで一般に軸受材料
として要求される性質は主として（１）耐荷重性 （２
）耐摩耗性 （３）耐焼付性である。

耐焼付性はなじみ性に依拠し従つてある程度の軟かさ、
脆さを有し、たとえ軸受面が部分的に強い圧力または衝
撃を受け塑性加工を受けるようなことがあつても加工硬
化が少く容易に流動離脱するような順応性あるいは軸の
変形にも順応する性質が必要である。また運転中硬質の
微細異物が軸と軸受間に介在するようなことがあつても
これを埋込む埋収量も必要である。これに対して耐摩耗
性はある程度の硬さがあることによつて生する性質であ
り、耐焼付性とは両立し難い性質である。銅系合金やホ
ワイトメタルではこれら相反する性質を兼備していると
はいえず、軸との接触面がなじみ易い反面、高荷重下で
は１かじりョを生じ易く摩耗量も多いという欠点があつ
た。このため軸受精度が低下したり軸受面に作動流体が
侵入して軸受寿命が短かくなるなどの欠点が指摘されて
いる。上記したように従来の材料はとりわけ高荷重のか
）る軸受材としては不満足なところがあつた。また近年
建設用機器、農業用機械、その他各種産業用機器に広く
適用される油圧ポンプ等についていえば小型、高性能化
の傾向にあり２５０ｋｇ／ｃ！ｌ一以上の高吐出圧力の
ものが要求されているが、このように軸と軸受間の接触
面圧が高いものでは従来のアルミニウム合金軸受材では
偏摩耗してしまうと同時に疲労によつて割れが発生し実
用に耐えない。

このように高荷重下において偏摩耗を来さ．すかつ疲労
強度の高い軸受用合金の出現が強く望まれている。さら
に加工精度の向上が求められることから合金の切削加工
性も重視されている。本発明者等はこれらの実状に鑑み
、鋭意研究の結果高荷重下において耐焼付性、耐摩耗性
および高強度、高疲労強度を発揮する高精度、高寿命、
良耐食性、切削加工性を兼備した軸受用アルミニウム合
金材を開発するに至つた。すなわち本願第１発明の合金
は、重量比でＳｌ５．Ｏ％ないし＆０％，ＣＵｌ．Ｏ％
を超え３．５％以下、Ｓｎｌ．Ｏ％ないし４．５％、Ｚ
ｎＯ．５％以上３．０％未満を含み残部におよび不純物
よりなる。

そして本願第２発明の合金は、上記組成元素のほかＭｎ
Ｏ．２％ないし１．５％，ＭｇＯ．５％ないし１．５％
，ＴｉＯ．Ｏｌ％ないし０．２％、ＢＯ．ＯＯ２％ない
し０，０４％（ただしＴｉとＢの含量が０．２％以下）
の１種または２種以上を含み残部Ｎおよび不純物よりな
るいずれもアルミニウム軸受合金である。また本願第３
発明は、上記第１、第２発明の組成を有しかつ結晶粒径
が２００μｍ以下、二次デンドライトアーム間隔（以下
ＤＡＳと略す）が４０μｍ以下であつてさらに金属間化
合物からなる第二相粒子が３０ｐｍ以下である組成を有
することを特徴とするアルミニウム軸受合金である。

そして本願第４発明は上記第１、第２、第３発明の組成
組織を有しさらに共晶Ｓｉが１５μｍ以下で球状化して
おり、かつ単体Ｓｎが結晶粒界に１５μｍ以下の粒状で
網目状に配列して存在する組織を有することを特徴とす
るアルミニウム軸受合金である。

本発明における合金組成の限定理由について述べる。

先ず基本的構成成分であるＳｉ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｚｎにつ
いては、（１）Ｓｉ：５．０％ないし８．鍾量％ 初晶Ｓｉは存在せず、すべて合金基質中に共晶として微
細に分散し軸受材に必要な耐摩耗性および強度を賦与す
ると同時に鋳造時の溶湯の流動性を改善する。

５．０％重量％未満では耐摩耗性が不足し、８．濾量％
を超えると靭性が低下し、軸受材の疲労強度が劣化する
。

また合金の塑性加工性が悪化する。（２）Ｓｎ：１．０
％ないし４．５重量％ＳｎはＡＩ中にほとんど固溶する
ことなく、単体で結晶粒界に沿つて分布し合金に摺動性
およびなじみ性を与え耐焼付性を具備させると同時に異
物の埋収性を賦与する。

Ｚｎとの共存において１Ｊ重量％未満ではその効果はほ
とんどなく、４．５重量％を超える量では合金は脆くな
り、とくに塑性加工性を害する様になる。（３）Ｚｎ：
０．５％以上３．鍾量％未満Ｚｎは合金基質中に固溶し
とくにＳｎとの共存において合金に耐疲労強度及び適度
の硬さを与え、さらに切削加工性を改善する。

しかし、０．５重量％未満ではこの効果は少く、また３
．０重量％以上になると硬さを増し、なじみ性を減殺す
る。Ｓｎ．ｌ５ｚｎの含有量は本願第１、第２発明の範
囲内で適宜配分調整しうるが耐摩耗性、耐焼付性を兼備
しかつ良好な切削加工性を具備せしめるには、Ｓｎ＜５
Ｚｎの合計量は４．７〜幀腫量％の範囲がとくに好まし
い。（４）ＣＵ：１．０％を超え３．５重量％以下Ｃｕ
は合金基質中に固溶して強度を高め、耐摩耗性の向上に
寄与し、Ｚｎとの共存においてその下限量は１．鍾量％
を超える量まで低減しうる。

１．鍾量％以下ではその効果が不充分であり、３．５重
量％を超える量では耐食性が劣化し化学摩耗の因となる
。

次に本願発明合金の付加的選択成分であるＭｎ，Ｍｇ，
ＴｉおよびＢの特定量はいずれも合金基質を強化して強
度を向上するほか、特に合金を軸受材に使用した場合、
高荷重下において優れた耐焼付性および耐摩耗性を発揮
する。

このため、上記付加的選択成分の１種または２種以上を
添加含有せしめることにより、本願発明合金の特性は一
層優れたものとなる。以下、上記付加的選択成分の各限
定理由について述べる。１Ｍｎ：０．２％ないし１．５
重量％ Ｍｎは合金の硬度を増加し、強度を向上すると同時に再
結晶防止作用がありこれにより高温強度が改善される。

１．５重量％を超えると粗大な金属間化合物が析出し強
度と伸びを著しく低下する。また、０．２重量％未満で
は効果が不充．分である。２Ｍｇ：０．５％ないし１．
５重量％ Ｍｇは合金基質中に固溶析出し強度を向上させる。

０．５重量％未満ではその効果は充分に発揮されず、ま
た１．５重量％を超える量では伸び，が低下し耐疲労強
度が著しく低下する。

３Ｔｉ０．００１％ないし０．種量％， ＢＯ．ＯＯ２％ないし０．０４重量％ Ｔｉ，Ｂは鋳造組織における結晶粒を微細化し強度と伸
びを向上し、さらに塑性加工性を良一くする。

ＴｉＯ．Ｏｌ重量％またはＢＯ．ＯＯ踵量％未満では効
果が少く、ＴｉＯ．種量％またはＢＯ．倶重量％を超え
る量では粗大結晶の析出によりかえつて強度低下をもた
らすので好ましくない。Ｔｉ，Ｂを併用する場合同じ理
由により合量で０．鍾量％以下とする。

本願第１、第２発明の組成の合金はそれ自体鋳造造形し
切削加工を加え鋳造組織のままいわゆるソリッド軸受と
して上記のごとく優れた軸受持性を発揮する。

また加工用鋳塊に鋳造しこれに圧延押出、鍛造等の塑性
加工を施して裏金鋼板にバイメタルして使用した場合に
おいても従来の合金に比して改善された軸受持性が得ら
れる。』 本発明者等は第１、第２発明の組成の合金に
ついて、さらに軸受持性の改善を図るべく研究の結果、
この合金の組成とあいまつて合金の組織が特性に強い影
響を有していることに着目しこれに基ずいて本願第３発
明および第４発明に到達した。

第３発明は前記したように結晶粒径２００ＰＷＬ１ＤＡ
Ｓ４０μｍ、第二相粒子３０Ｐ７ｎを上限とする微細均
質な鋳造組織であることが必要である。こ）において第
二相粒子としては初晶およびＡ１一Ｃｕ，Ａ］−Ｓｉ，
Ｍｇ−Ｓｉ，Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ，Ａｌ−Ｆｅ−”Ｓｉ，
，Ａｌ−Ｃｕ−Ｍ蒔の金属間化合物をいう。上記のよう
に限定された組織を有する本発明の合金は、鋳造材のま
ま、あるいはこれを切削加工して軸受に使用し一段と改
善された強度、疲労強度でしかも一層耐摩耗性、耐焼付
性を向上することが認められた。上記限定外の組織では
このような優れた特性はえられない。第４発明は前記し
たように共晶ＳｉおよびＳｎの組織的特徴を要件とした
ものであり、か）る組織により耐焼付性、なじみ性およ
びかじり製を改善する効果が顕著てあり、また切削加工
性も良好となり切削面の平滑性及び寸法精度が改善され
る。

本願第３、第４発明合金の製造方法は、いづれも共通し
て合金溶湯を５℃／Ｓｅｃ以上の凝固速度にて鋳造する
ことを要件とする。このような高速凝固速度は一般に垂
直または水平直冷連続鋳造あるいは適当な冷却媒体によ
つて強制冷却される金型鋳造によつて実現される。なお
こ）で凝固速度とは鋳塊あるいは鋳造物の凝固時の固相
一液相境界面の温度降下速度を意味する。凝固速度２（
代）／Ｓｅｃ以上のごとき高速凝固によソー層微細かつ
均質な組織をうるのが一層望ましいが、このような状態
を効率よく実現するには、２〜３インチ直径の細径ビレ
ツトに連続鋳造するのが最も好ましい実施態様である。
上記したような凝固速度条件下で本発明の組成の合金溶
湯を鋳造すれは得られる鋳塊の組織は第３発明の合金の
組織要件を満足する。

そしてか）る凝固速度条件は合金中の共晶Ｓｉの微細化
にも不可欠な要件となつている。すなわち共晶組織のＳ
ｉ結晶の巾の減少は鋳塊製造時における合金の凝固速度
に支配され、充分に大きい凝固速度の下で得られる細い
針状の共晶Ｓ１を析出せしめ、か）る鋳塊を加工率２０
％以上に冷間加工することによつて共晶ＳＩを細かく分
断して、球状化した共晶Ｓｉ粒子を形成せしめうるので
ある。このように凝固速度は第４発明の前提要件ともな
るのである。第４発明はＳｎの存在状態についても特定
している。

既述のごとくＳｎはＡ１に固溶せず、α−Ａ１結晶の粒
界に網状に析出する。α−Ｎ結晶が第３発明のごとく２
００μｍ以下の微細粒であればＳｎの析出巾も小さい。
このように析出しているＳｎを冷間加工と熱処理によつ
て分断粒状化すると粒状Ｓｎは第３図の顕微鏡写真（倍
率×４４０）ごとくα−Ａ１晶の粒界に網目状に配列し
て存在するようになる。ＳｉおよびＳｎが共に第４発明
のごとき組織となれば、合金は強度、耐摩耗性を損うこ
となく、一段と改善されたなじみ性、かじり性および埋
収性を具備するようになり、結局優れた耐焼付性を発揮
することが認められた。

そしてこのような合金組織は、前記した合金鋳塊製造、
冷間加工に続く特定の熱処理を施すことによつてはじめ
て得られるものである。なお熱処理時間は、溶体化処理
、焼戻し処理とも所定温度範囲において１〜１Ｃ＠間の
範囲で調整されるがＣｕ，Ｍ將の元素の固溶体硬化を考
慮すれば溶体化温度は４５０〜５０００Ｃが推賞される
。以下実験例にもとづいて本発明を説明する。

実験例１重量比でＳｌ６．８％，ＣＵ２．ｌ％，Ｓｎ３
．３％，Ｚｎ２．２％，ＭｎＯ．４％，Ｍｇｌ．ｌ％，
ＴｉＯ．ｌｌ％、残部Ａｌと不可避的不純物からなる合
金溶湯を凝固速度１０Ｃ／Ｓｅｃに保持して垂直半連続
鋳造した。

えられた合金鋳塊の組織は第１図の顕微鏡写真（倍率×
１２０）に示した。一方、上記と同一組成の合金溶湯を
凝固速度１℃／Ｓｅｃで砂型鋳造し、その鋳塊断面の組
織を第２図の顕微鏡写真（倍率×１２０）に示した。

第１図の鋳塊においては金属間化合物の粒子サイズは３
０μｍ以下、ＤＡＳは４０μｍ以下であることが観測さ
れ、これに対し第２図の鋳塊においてはＤＡＳが４０Ｐ
ＴｒＬ，を超え、しかも第二相粒子も相当粗大で約６０
ＰＷＬ以上と観測される。実験例２ 重量比でＳｌ７．３％，ＣＵ３．ｌ％，Ｓｎ２．９％，
Ｚｎ２．ｌ％，Ｍｎｌ．３％，ＭｇＯ．９％，ＴｌＯ．
ｌ４％，ＢＯ．ＯＯ５％残部Ａｌと不可避的不純物から
なる合金溶湯を直径５『のビレツトに垂直半連続鋳造し
、その際凝固速度を１〜４０℃／Ｓｅｃの範囲の特定値
に保持した。

凝固速度と得られたビレツトに組織におけるＤＡＳサイ
ズの関係を第４図に示す。図から明らかなように本発明
者等が見出したＤＡＳの限界値４０μｍｌこ相当する凝
固速度は５℃／Ｓｅｃである。次に実施例にもとづいて
本発明を説明する。実施例１第１表は本実施例に適用し
た合金の組成を示す。

このうちＮＯ．ｌ〜ＮＯ．ｌｌは本発明合金でありＮＯ
．ｌ２〜ＮＯ．ｌ３は従来軸受用に実用されている代表
的な比較合金である。これらの合金溶湯を直径４０ｍの
棒状鋳塊に金型１鋳造した。

凝固速度は本発明合金の場合６℃／Ｓｅｃｌ比較合金の
場合１〜２℃／Ｓｅｃである。Ｎｂ．ｌ〜ＮＯ．２は鋳
造のままのものであるが、ＮＯ．３〜ＮＯ．４は鋳塊を
Ｔ５９＆理（２００℃×６１１ｒ加熱）を行い、またＮ
Ｏ．５〜ＮＯ．ｌｌは鋳塊をＴ嵐理（５００℃×６ｈｒ
溶体７化加熱→水焼入れ→１７０℃×６ｈｒ焼戻し加熱
処理）を行つた。比較合金ＮＯｌ２〜ＮＯｌ３の鋳塊に
はＴ５処理（２００℃×６Ｆ１ｒ加熱）を施した。

上記のごとく熱処理した鋳塊の常温、高温（１００，２
００℃）における機械的特性を測定した。

耐摩耗性は大越式摩耗試験機によつて測定した。第２表
は常温、第３表は高温における機械的特性値であり、第
５図は摩擦試験結果である。これらの表および図の値か
ら明らかなように、本発明合一金は熱処理の有無にか）
わらず従来合金（比較合金）に比して常温における強度
・耐力・硬度が優れ、高荷重軸受材として適しているこ
とが認められる。また第３表に示されるごとく高温にお
ける強度、伸びともに優れており、本発明合金が高速一
高荷重に耐える軸受材であることが認められる。特に本
発明合金をＴ６処理することにより、従来合金材とは格
段の差異のある優れた特性を発揮することが認められる
。第５図の結果は相手材をＦＣ−３０として摩擦距離６
００７ＴＬ１最終荷重１８．８ｋｇで．タービン油を潤
滑油として使用したものである。図中の阻は第１表の合
金ＮＯ．に対応している。本発明合金ＮＯ．２，ＮＯ．
５，ＮＯ．６，ＮＯ．９はいずれも従来合金ＮＯ．ｌ２
，ＮＯ．ｌ３に比して耐摩耗性が格別優れていることが
認められる。実施例２ 第４表はこの実施例に適用した合金の組成を示す。

このうちＮＯ．ｌ４，ＮＯ．ｌ５は本発明合金、ＮＯ．
ｌ６，ＮＯ．ｌ７は従来軸受用に実用されている代表的
な比較合金である。これらの合金溶湯を直径４０Ｗｒ！
Ｒの棒状鋳塊に金型鋳造した。

本発明合金ＮＯ．ｌ４の鋳塊はＴ６処理（５００℃×４
Ｆ１ｒ溶体化加熱一水焼入れ−１６ＣｆＣ×曲ｒ焼戻し
加熱処理）を施した。本発明合金褐．１５の鋳塊は均質
化処理（５００℃×４ｈｒ）後空冷し、常温において加
工率３０％のスエージ加工を加え、その後Ｔ６処理（５
００℃×２１１ｒ溶体化加熱→水焼入れ→１６０℃×６
Ｆ１ｒ焼戻し加熱処理）を実施した。比較合金ＮＯ．ｌ
６，ＮＯｌ７では通常の用法に従つて、いずれも焼戻し
処理を行つた。

処理条件は、ＮＯ．ｌ６はひずみ取りも兼ねて２５０℃
×５ｈｒ加熱、ＮＯ．ｌ７はＴ５（２００℃×６１１ｒ
加熱）処理である。第４表の合金をギヤーポンプの軸受
として組込み耐久試験を行つた。ギヤーポンプの仕様は
第５表に示すごとく最高圧力１５０ｋ９／ｃ！ｌである
。回転数２５００ｒ′．Ｐ．ｍ．のディーゼルエンジン
にポンプを減速ギヤを介して連結し負荷、無負荷各１秒
とし、サイクル２秒で８叫間の耐久試験を行つた。試験
結果を第６表に示すが、本発明合金では摩耗性が少く、
軸との接触面が美麗であり耐久試験前後における性能の
低下もなく、良好な結果が得られた。以上説明したよう
に本発明合金は軸受用として要求される高強度、高疲労
強度を有しかつ耐焼付性、耐摩耗性を兼備した優れた合
金材であり、アルミニウム合金のもつ軽量、低価格を背
景として各種車輌、航空機、各種産業機器、電気機器等
の軸受用として広い適用性を具備しており、とくに油圧
ポンプ用のごとき高圧、高荷重軸受材として甚だ有用で
ある。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明合金の溶湯を凝固速度１（代）／Ｓｅｃ
、で垂直連続鋳造した場合の合金の組織を示す顕微鏡写
真。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量比でＳｉ５．０％ないし、８．０％、Ｃｕ１．
   ０％を越え３．５％以下、Ｓｎ１．０％ないし４．５％
   、Ｚｎ０．５％以上３．０％未満を含み残部Ａｌおよび
   不純物よりなるアルミニウム軸受合金。 ２ 結晶粒径が２００μｍ以下、二次デンドライトアー
   ム間隔が４０μｍ以下、合属間化合物からなる第二相粒
   子が３０μｍ以下である組織を有することを特徴とする
   特許請求の範囲第１項記載のアルミニウム軸受合金。 ３ 共晶Ｓｉが１５μｍ以下で球状化しておりかつ単体
   Ｓｎが結晶粒界に１５μｍ以下の粒状で網目状に配列し
   て存在する組織を有することを特徴とする特許請求の範
   囲第１項記載のアルミニウム軸受合金。 ４ 重量比でＳｉ５．０％ないし８．０％、Ｃｕ１．０
   ％を越え３．５％以下、Ｓｎ１．０％ないし４．５％、
   Ｚｎ０．５％以上３．０％未満およびＭｎ０．２％ない
   し１．５％、Ｍｇ０．５％ないし１．５％、ＴｉＯ０．
   ０１％ないし０．２％、Ｂ０．００２％ないし０．０４
   ％（ただしＴｉとＢの合量が０．２％以下）の１種また
   は２種以上を含み残部Ａｌおよび不純物よりなるアルミ
   ニウム軸受合金。 ５ 結晶粒径が２００μｍ以下、二次デンドライトアー
   ム間隔が４０μｍ以下、金属間化合物からなる第二相粒
   子が３０μｍ以下である組織を有することを特徴とする
   特許請求の範囲第４項記載のアルミニウム軸受合金。 ６ 共晶Ｓｉが１５μｍ以下で球状化しておりかつ単体
   Ｓｎが結晶粒界に１５μｍ以下の粒状で網目状に配列し
   て存在する組織を有することを特徴とする特許請求の範
   囲第４項記載のアルミニウム軸受合金。