JPS62130253A - アルミニウム系軸受合金およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 し発明の目的］ （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台金に関し、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２表面性能
にすぐれたアルミこラ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、Ｃ
ｕ−Ｐｂ系、バビット系等が使用目的等に応して使用さ
れているが、近年、とくに内燃機関用の軸受台金として
は、＃熱耐摩耗性、＃腐食性、耐疲労性等の点からＡｌ
系の軸受合金が注口されている。なかでも、ｋｌ−３ｎ
系、Ａｆｌ−５ｎ−Ｐｂ系の軸受台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
金からの局部的剥離を抑制すべく改舌が望まれているが
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
受台金の一例として、特願昭５９−１３２２４９号に示
すようなＡｌ−Ｐｂ−３ｎ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１１
滑性とを合わせ持たせた新しいタイプの＠ｂ受金合金開
発されている。

このＡｌ系の軸受台金は、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ＡＭマトリックスに対する断面
積比で０．００８〜０．０４０、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８７ｚｍ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、ＡＭマトリックス中に分散したＳ
ｉ粒子の大きさが１２体ｍ以下、常温での引張強さが１
５ｋｇｆ／ｍｍ’以上、常温での伸びが１３．５％以り
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、ｎ１滑成分のＡＭマトリッ
クス中に占める１！Ｊ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６Ａ１．ｍ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′Ｍ＃黒
鉛の周囲に微細なばりを生じ、このぼりが軸受表面を傷
つけるおそれがあるため、これを防ぐ意味から３４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まの状
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７１τ１７各成分が断
面Ｊａ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、Ｓ
ｉ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？ｌＴＩ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Ａ
ｌマトリックスに対する断面積比で０．０４超過０．０
７以下と多量かつ均一微細に含有させることにより異物
埋収性を向上させ、異物発生が多いｎ？Ｊ滑油中であっ
ても１１７１滑特性が低下するおそれかなく、とくに望
ましくはＳＩ粒子径を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３４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」ニ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ｆｌ￥４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、さらに軸受台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台金を得ることで耐
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憎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、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０．０４超過
０．０７以下、硬質成分としてＳｔを同じく断面積比で
０．０１以」二〇、１７以下、強化成分としてＣｕ　、
　Ｃｒ　、　Ｍ　ｇ　、　Ｍ　ｎ　、　Ｎ　ｉ　。

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（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、
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、ＡＭマトリンクス中に分散した３４粒
子の大きさが１２μｍ以下、とくに望ましくは６〜１２
μｍ、常温での引張強さが１２ｋｇｆ／ｍｍ’以上、常
温での伸びが１１％以り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Ａ、Ｑ、Ｎｉ等の’ｇ：、
　７．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１７５１製造方法は、Ａｌ−８〜１２屯量％Ｐｂ−０
．４〜１．８重清％Ｓｎ−１，０〜１５重量％５ｉ−０
．２〜５．０重量％　（Ｃｕ。

Ｃｒ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ　、Ｚｎ、Ｆｅの１種以上）の
合金粉末を３５０〜５５０℃で加熱処理を施してＳｉ粒
子を６〜１２μｍに成長させた後、前記合金粉末に、Ａ
ｌ−１Ｏ〜２０重量％Ｓｎ系あるいはＡＭ−１０〜２０
重量％５ｎ−１，０〜１５重量％Ｓ＋−０．２〜５．０
重量％（Ｃｕ。

Ｃｒ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ　、Ｚｎ、Ｆｅの１種以上）系
等のＡ　Ｍ　−ｉｌｌｌｌ分成分ｂ、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（Ｔｆ、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緑ビレットを
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１強化成分
および微細化成分についてはＡ　Ｌ　−ｉｆｆ：ｌ滑成
分（Ｐｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｓｂ。

Ｂ　ｉ　）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粒子径が６〜１２μｍであるＡＭ−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模試ビレットを押
出比１０以玉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。

（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、Ｐ
ｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｓｂ、Ｂｉの総量が断面積比で０．０
４以下の場合は異物埋収性か劣り、また０、０７を超え
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０．０４，１１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台金の性能に悪影響を及ばすお
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また初晶ＳｉとしてＡ！；Ｌ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手する
。このＳｉの添加量としては、前記１！１滑成分の１／
４から２．５倍程度までの址が望ましく、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、［１η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ａ￥１滑成分成分加量を増加させたために、この出願
の発明による軸受台金はＳｉ添加ｆｉＥが同一である場
合には先願発明の軸受台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、Ｓｔ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、６ｇ、ｍ未満である
と切削加工時に生じる相手材（＃＋ｊ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、６ＩＬｍ
以上とするのが特に望ましく、また１２μｍを超えると
相手材を傷つけ１分＋１ｉの面密度が低下し、耐摩耗性
が劣化するので、１２μｍ以下、より望ましくは６〜１
２μｍとするのがよい。

（３）Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ　　、Ｚｎ。

ＦｅはＡ！：Ｌ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かする。しかし、０．２重
州％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ＣｕＡｌ、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６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．Ｑｉ量％の範囲で添加しても
よい。

（４）Ｔｉ　　、Ｂ、Ｚｒ、Ｖ、Ｇａ、ＲＥＭ（Ｙ、Ｓ
ｃを含む希土類元素の１種以上）は、Ａ１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１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
おける粉末粒界のタラツクが発生し、結果としてに記組
成の完全合金粉末から成形したビレフトを押出素材とし
て使用することにより健全な押出成形体か得られた。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台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６〜１２重ｍ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粒子をより望ましい
大きさである６〜１２重ｍにするために３５０〜５５０
℃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、Ａ父−８〜１
２重量％Ｐｂ−０．４〜１．８重量％５ｎ−１，０〜１
５重量％５ｔ−０．２〜５．０重量％（Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍ
ｇ。

Ｍ　ｎ　、　Ｎ　ｉ　、　Ｚ　ｎ　、　Ｆ　ｅの一種以
上）の合金粉末を３５０〜５５０℃で加熱処理を施して
Ｓｉ粒子を６〜１２μｍに成長させるようにしている。

この工程において、まず、Ｓｉ粒子径を最適な６〜１２
μｍ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　’Ｃを超える温度では一部のＳｔ
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、５ｎ（７）添加ｉｉ’７’　ニラＬ／’　
テＩｆ、５ｎｊｆｐｂに比較するとＡｌマトリックスと
の濡れ性が良く、スウェッティング現象を生しゃすいた
め、Ｐｂの腐食防止の面を考慮しつつ極力添加ｈ１を仰
える意味からＰｂ添加量の５〜１５重程度に限定した方
が好ましく、したがってＳｎ添加量は０．４〜１．８重
量％とした。り方、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−ドをきたし、また、１２重量
％を超えると１−記加熱温度でスウエツティング現象を
生じゃすくなるため、Ｐｂは８〜１２１　％％とした。

さらに、Ｓｉ添加量ならびにＣｕ、（：ｒ。

Ｍｇ　、Ｍｎ　、Ｎ　ｉ　、Ｚｎ　、Ｆｅ’ｉの強度向
［：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：１：％Ｓ
ｉ、０．２〜５．０重１１′Ｌ％（Ｃｕ、Ｃｒ。

Ｍｇ　、Ｍｎ　、　Ｎ　ｉ　、　Ｚｎ　、　Ｆｅｃ７）
１種以上〕とした。

しかし、上記のＡｌ−８〜１２丑ｆ門ト％Ｐｂ−０．４
〜１．８重量％５ｎ−１，０〜１５重量％５ｉ−０．２
〜　５．０　重量％　（Ｃｕ、Ｃｒ。

Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｆｅｃｙ）一種以上）の合金
粉末だけでは、例えはＰｂ、Ｓｎ、Ｉｎ。

Ｓｂ、Ｂｉの１種以上よりなる軟質成分がＡｌマトリン
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ＡＩ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以下どなるようにするためには、
別の合金粉末としてＡＭ−潤滑成分（Ｐｂ、Ｓｎ、ｒｎ
、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
）合金粉末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かある。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
．０４ａ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
マトリンクス中に均−微細１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　’Ｃ以１−
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＋：ｉ体ではＳｎ分散状況が
悪く軸受特性も劣ることとなるため、分散状況の優れた
Ａ　ｌ’　−Ｓ　ｎ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％以以上は
押出加工のための加熱時にスウエッテインク現象を生じ
やすくなってしまうため好ましくない。したがって、Ｓ
ｎ含有量は１０〜２０重量％とすることがとくに好まし
い。

ざらに、上記のＡＭ−Ｉ　０〜２０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Ｃ　ｕ　、　Ｃｒ　、　Ｍ　ｇ　、　Ｍ　ｎ　
。

Ｎｉ、Ｚｎ、Ｆｅｃ７）−−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、Ａｕ
−１０〜２０Ｔｉ！、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・ンティ
ングを起こさない範囲で軸受台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重捕％Ｓｉ合金としてこれに加熱処理を施し、Ｓ
ｉ粒子を前もって６〜１２７ｚｍに成長させたちのを用
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−５ｉ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１１１１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Ａ４７トリンクス中に占めるＳｉ
の断面積比については、ｏ、ｏｉ未１トにであると最終
軸受合金の耐芹耗性か不足し、また０、０８を超えると
添加するＡ立−８〜３０重１１；１％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、０．０
１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
出後の軸受台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
面クランク。

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
ヒレ、１・状に固化成形して押出前、に材として準備す
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ｌノ、および１没備が検１？’
ｔ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−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観全性に影響を！ｊえる。こ
の押出温度は、−・股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等のスウエッテインクが発生
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表に示す陥、１の組成では５００
℃の押出温度が適しているが、陽、３の組成では３８０
℃の押出温度が適している。なお、押出比の北限は、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、この発明にあっで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表に示す陽、】〜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一１８メツ
シュの粒径をもつ合金粉末を得た（第１図のステップ１
０１）。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、このと
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２５
０〜５５０℃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で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１０
６）後の軸受台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、１−記下程の途中において、押出成形体の押出時
の機械的特性についても調べた。この結果を回じ〈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表の陥、１１〜１２に示す各組成になるよう
に各合金を溶製し、エアー７トマイズ法により一１８メ
ツ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
７ニール処理までを行い、続いてアニール処理後の軸受
台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。この結果を回しく第２図に示す。

なお、Ｌ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へた。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−
相の大きい軸受台金（Ｎｏ、１３）と、Ｎｏ、　３と同
じ組成でＳｉ粒の大きい軸受台金（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、１７さ１．２ｍｍの二層
軸受合金板を得た９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℃Ｘ６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、」−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。

第２表　　　軸受１耐疲労性試験条件 ７ＦＳ１表および第２図に示すように、この発明による
軸受合金（１’！ｏ、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か確かめら
れた。

これに対して、Ｐｂ、Ｓｎ等の潤滑成分のＡＭマトリッ
クス中に占める割合が少ない比較の軸受台金（Ｎｏ、　
　１１　；特願昭５９−１３２２４９号の軸受台金に類
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台金（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台金（Ｎｏ、１
３）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
合金粉末をエアー７トマイズ法で一１８メツシュの粒径
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１００
ｍｍ、長さ１００ｍｍのビレット成形体を製作した０次
いで、このビレット成形体を押出温度３５０℃１押出比
８ｏの条件で押出し、幅６０ｍｍＸ厚さ１．６ｍｍの板
状押出成形体を得た０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℃Ｘ６時間のアニール処理を行った。この
時の軸受台全部は圧接前とＷＪ＠鏡による組織変化は大
差がなく、また、電ｒ−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。

（実施例３） この実施例３では、第１表に示した陥、１の組成の合金
粉末をエアー７トマイズ法で−１８メツシユの粒径に製
造し、次いで、Ｌ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２１Ｌｍ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　”Ｃとした。そして、この圧接後に４００℃Ｘ
６時間の７ニール処理を行った。この時の軸受台全部は
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、ｌの組成に結晶粒微細化成分としてＴｉを
０．０１重量％添加した陥、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。この時の軸受台全
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Ａμｍ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１忍ご
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υ：によって
製造したのち、同じ〈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６２ｍｍＸ厚さ０．４ｍ
ｍ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’ＯＸ
６時間の７ニール処理を施した後、粗面化した厚さ２ｍ
ｍ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７ニール処理を行った。この時の軸受金全部は圧接
前とｍ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ａＪＬｍ以内であった。

なお、］二記の各実施例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、ＡＭ
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笠の観点から適宜の工程を選定す
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。

（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表に示す陥、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
一１８メツシュの粒径をもつＡｌアトマイズ合金粉末（
１）、（ＩＩ）をそれぞれ得た。次いで、前記Ａ！；Ｌ
アトマイズ合金粉末ＣＩ）、（ｎ）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１００ｍ
ｍ。

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、前記各ヒレット状押
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の添加星にもよるが通常は、２００〜４００’Ｃ）
で押出を行って、各種の押出成形体を得た。

次に、］二記の各押出成形体（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１
１２）後圧延を行うことにより圧接しく第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ＡＭ板とプレクラッドを行った
（第３図のステップ１１５）。続いて、クラツド板に対
してアニール処理（第３図のステップ１１６）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ｍ＆グラン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）のちの軸受台金から従来既
知の機械前［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。

（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３表に示す陽、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一１８
メツシュの粒径をもつＡｌアトマイズ合金粉末（１）　
、　　（ｆｆ）をそれぞれ得た。次いで、前記Ａｌアト
マイズ合金粉末（１）　　、　（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１１１〜１１２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〈第４図に示す
。

（比較例２） この比較例２では、電気溶解炉にて第３表に示すＩｂ、
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。

第４表　　軸受１耐疲労性試験条件 第３表および第４図に示すように、実施例５による＋Ｉ
ｉ−受合金（１１ｉｏ、２１〜２７）はいずれも第一製
造方法によらない実施例６（ＮＯ，２８〜２９）よりも
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。

これに対して、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台金（Ｎｏ、３１）、押
出比が小さい軸受台金（Ｎｏ。

３２）、Ｓｉ粒の大きい軸受台金（Ｎｏ、３３）はいず
れも性能が悪いことがわかる。

（実施例７） この実施例７では、まず、９５０〜１０００℃の電気溶
解炉にて第５表に示す陽、４１〜４７の各Ａｌ合金（１
）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一１８メツシュの粒径を持っＡ
　ｘ　−ｉ１Ｂ！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表に示す崩、４１〜４７の角Ａ！；
Ｌ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一１８メツシュ
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６〜１２ＪＬ
ｍに成長させた。

次いで、前記各Ａｌアトマイズ合金粉末（１）（ＩＩ）
を同じく第５表に示す割合で混合した後、直径１００ｍ
ｍ、長さ１００　ｍ　ｍ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・ントに成形
し、このビレットを押出面素材とした０次に、前記各ビ
レット伏抑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２００〜４００’０）で押出を行って各種の
押出成形体をｔ！Ｉ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）→圧延による圧接（１１３）
→アニール処理（１１４）→純Ａｌｌとプレクラッド（
１１５）→アニール処理（１１６）神鋼板とクラッド（
１１７）→アニール処理（１１８）→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１゛・Ｙ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。

（実施例８） この実施例８では、まず、９５０〜１０００℃の電気溶
解炉にて第５表に示す陥、４８の各Ａｆ１合金（１）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一１８メツシュの粒径を持っＡｌ
−潤滑（軟質）成分−強化成分系アトマイズ合金粉末（
丁）を得た。

次いで、直径１００ｍｍ、長さ１００ｍｍの円柱状に２
ｔｏｎｆ／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面素材とした。

次に、前記各ビレット伏抑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１１１〜１１
９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３） この比較例３では、電気溶解炉にて第５表に示す陥、５
１〜５３の各組成になるように実施例８と同様に各合金
を溶製し、さらに実施例８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Ｉ・Ｙ酷な軸受１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７による
イ１１１受合金（Ｎｏ、４１〜４７）は、実施例８の第
二製造方法によらないＩＭＩ＋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。

これに対し、この発明のアルミニウム系軸受合金よりポ
１滑成分の大きさが大きい軸受台金（Ｎｏ。

５１）、押出比が小さい軸受台金（Ｎｏ、５２）。

Ｓｉ粒子の大きさが大きい軸受台金（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、Ａｌを主成分とし、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、
Ｓｂ、Ｂｉよりなる群から選ばれた１種以上の金属をＡ
ｌｌ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％、必要に応じ
て微細化成分としてＴｉ、Ｂ、Ｚｒ。

Ｖ　、Ｇａ　、ＲＥＭ（７）１種以上の金属を０．０１
〜３．０重量％含み、均一微細に分１′Ｆ１．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、ＡＱ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６〜１２７ｐ　ｍ　、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台金であり、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、ＡＭ−８〜１２重量％Ｐｂ−０、４
〜１　、８重量％Ｓｎ、−１，０〜１５重量％５ｉ−０
．２〜５．０重量％（Ｃｕ。

Ｃｒ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｆｅの１種以上）の合
金粉末を３５０〜５５０℃で加熱処理を施してＳｉ粒子
を６〜１２μｍに成長させた後、前記合金粉末にＡ見−
１Ｏ〜２０重量％Ｓｎ系あるいはＡＭ−１ｏ　〜２０重
量％５ｎ−１，０〜１５重量％Ｓ　＋−０、２〜５　、
　Ｏｉｌ量％（Ｃｕ。

Ｃｒ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｆｅの１種以上）系簿
のＡ１合金粉末を前記Ａ立県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、前記したこの発明に
よるアルミニウム系軸受合金の第２製造方法は、前記ア
ルミラ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−潤滑成分（Ｐｂ、Ｓｎ、Ｉｎ。

Ｓ　ｂ　、　Ｂ　ｉ　（１）　１種以上）−強化成分（
Ｃｕ。

Ｃｒ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ　、Ｚｎ、Ｆｅの１種以上）ア
トマイズ合金粉末の形で、硬質成分のＳｉについてはＳ
ｉ粒子径が６〜１２μｍであるＡｌ−８〜３０重（Ｍ％
Ｓ【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
成形した後緑ビレットを押出比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７ｊＳｌ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憧れ
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。

【図面の簡単な説明】 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７Ｒすブロック図、第２図
はこの発明の実施例１お１び比較例■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
台金の製造１程を示すブロフク図、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。 特許出願人　　　日産自動車株式会社 同出願人　　　　工ヌデーシー株式会社代理人弁理ト　
　小　　塩　　　豊 第１図 第２図 第３図 第４図

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）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
   ０．０４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、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１２μｍ以下、常温での引張強さが
   １２ｋｇｆ／ｍｍ＾２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。
2. （２）Ａｌマトリックス中に微細化成分としてＴｉ、Ｂ
   、Ｚｒ、Ｖ、Ｇａ、ＲＥＭ（希土類元素）よりなる群か
   ら選ばれた１種以上の金属を全合金に対して０．０１〜
   ３．０重量％含んでい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系軸受合金。
3. （３）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
   ０．０４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、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、Ａ
   ｌ−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１種以上）の
   合金粉末を３５０〜５５０℃で加熱処理を施してＳｉ粒
   子を６〜１２μｍに成長させた後、Ａｌ−潤滑成分（Ｐ
   ｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｓｂ、Ｂｉの１種以上）−硬質成分（
   Ｓｉ）−強化成分（Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｚ
   ｎ、Ｆｅの１種以上）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。
4. （４）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
   ０．０４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、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−潤滑成分（Ｐｂ、Ｓ
   ｎ、Ｉｎ、Ｓｂ、Ｂｉの１種以上）−強化成分（Ｃｕ、
   Ｃｒ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｆｅ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粒子径
   が６〜１２μｍ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。