JPS62218538A - Al−Sn系軸受合金 - Google Patents
Al−Sn系軸受合金Info
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- JPS62218538A JPS62218538A JP61061096A JP6109686A JPS62218538A JP S62218538 A JPS62218538 A JP S62218538A JP 61061096 A JP61061096 A JP 61061096A JP 6109686 A JP6109686 A JP 6109686A JP S62218538 A JPS62218538 A JP S62218538A
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〈発明の目的〉
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、7ト
リツクス中にSi粒子が球状若しくはそれに近い形状に
析出され、しかも、高速・高角荷運転が可能で、なかで
も、高油温下において特に耐疲労性且つ耐焼付性、耐摩
耗性にすぐれるAl−Sn系軸受合金に係る。
リツクス中にSi粒子が球状若しくはそれに近い形状に
析出され、しかも、高速・高角荷運転が可能で、なかで
も、高油温下において特に耐疲労性且つ耐焼付性、耐摩
耗性にすぐれる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
〜酪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、軸受台金の表面にはオーバーレイ
メッキ等によりPb−Sn系等の表面層が形成されてい
るが、この構造の軸受では、潤滑面の高温化により疲労
や焼付現象にみまわれ、上記の苛酷な使用条件に耐えら
れなくなっている。そこで最近は、オーバーレイメッキ
等によって表面層が形成されない軸受が求められている
。しかしながら、この種の軸受でも、上記の苛酷な使用
条件では、必ずしも安定した性能を発揮できないのが現
状である。
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
〜酪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、軸受台金の表面にはオーバーレイ
メッキ等によりPb−Sn系等の表面層が形成されてい
るが、この構造の軸受では、潤滑面の高温化により疲労
や焼付現象にみまわれ、上記の苛酷な使用条件に耐えら
れなくなっている。そこで最近は、オーバーレイメッキ
等によって表面層が形成されない軸受が求められている
。しかしながら、この種の軸受でも、上記の苛酷な使用
条件では、必ずしも安定した性能を発揮できないのが現
状である。
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 H5402、A、l−1(10
%Sn、 0.75%Cu、0.5%Ni、AlBaj
りや、JIS H5402、AJ−2(6%Sn、 2
.5%Cu、 1.0n旧、AlBa/)等のJIS規
格、SAE 780(6%sn、2%Si、1%Cu、
0,5%Ni、0.1%Ti、1Baf)等のSAE
規格に示される通り、その軸受台金部分はSn含有量が
比較的少ない低5n−jtj!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
バーレイメッキ腎が形成されている。
、一般的には、JIS H5402、A、l−1(10
%Sn、 0.75%Cu、0.5%Ni、AlBaj
りや、JIS H5402、AJ−2(6%Sn、 2
.5%Cu、 1.0n旧、AlBa/)等のJIS規
格、SAE 780(6%sn、2%Si、1%Cu、
0,5%Ni、0.1%Ti、1Baf)等のSAE
規格に示される通り、その軸受台金部分はSn含有量が
比較的少ない低5n−jtj!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
バーレイメッキ腎が形成されている。
しかし、これら軸受は、近年の高9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。これに対し、表
面にオーバーレイメッキ岡を形成しない軸受は、SAE
783(20%Sn。
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。これに対し、表
面にオーバーレイメッキ岡を形成しない軸受は、SAE
783(20%Sn。
0.5%Si、 1.0%Ct+、0.1%Ti、AJ
!Ba13に示される通り、Sn含有量が多い高5n−
Al合金から成っている。しかし、このようにSnが2
0%程度の如く多く含まれる合金は、硬度が低く、へ!
7トリツクスが弱くなるため、高負荷に耐えられない。
!Ba13に示される通り、Sn含有量が多い高5n−
Al合金から成っている。しかし、このようにSnが2
0%程度の如く多く含まれる合金は、硬度が低く、へ!
7トリツ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、AJ−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
た軸受台金が、例えば、水野昂−著昭和29年日刊工業
新聞社発行r軸受台金j第139頁に記載され、この軸
受台金は10%Sn、 1,5%Cu、 0.5%Si
を含むとともに3%pbを添加して成るAj! −Sn
−Pb系合金である。
にpbを添加して潤滑性を増進させ、耐焼付性をもたせ
た軸受台金が、例えば、水野昂−著昭和29年日刊工業
新聞社発行r軸受台金j第139頁に記載され、この軸
受台金は10%Sn、 1,5%Cu、 0.5%Si
を含むとともに3%pbを添加して成るAj! −Sn
−Pb系合金である。
更に、口のl −Sn−Pb系合金では、Pbtfj/
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−3b−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Aj! −Sn−P
b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。
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−3b−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Aj! −Sn−P
b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。
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Slを分散析出させたものが特開昭58−6433(
5号によって提案されている。
が行なわれ、その一つとしてAl−Sn系合金中に粗大
なSlを分散析出させたものが特開昭58−6433(
5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。
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、球状若しくは片状の黒鉛を析出
させた黒鉛鋳鉄から成る相手軸の表面には、研摩加工時
に脱落した黒鉛粒子のあとに凹部が残り、この凹部周囲
には硬く加工硬化したパリやエツジ等の凸部が生成して
いる。従って、上記の如きAl−6n系、AJ−Sn−
Pb系等の軸受台金では、C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。これに対し、上記の粗
大なStを分散析出させた軸受台金では、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。
させた黒鉛鋳鉄から成る相手軸の表面には、研摩加工時
に脱落した黒鉛粒子のあとに凹部が残り、この凹部周囲
には硬く加工硬化したパリやエツジ等の凸部が生成して
いる。従って、上記の如きAl−6n系、AJ−Sn−
Pb系等の軸受台金では、C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。これに対し、上記の粗
大なStを分散析出させた軸受台金では、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。
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問題点
本発明は上記欠点の解決を目的とし、具体的には、従来
例のAl−Sn系軸受合金では、潤滑性向上のためにS
nやpb等の含有量を高めたり、更に、へ!マトリック
スの強化を目的としてOr。
例のAl−Sn系軸受合金では、潤滑性向上のためにS
nやpb等の含有量を高めたり、更に、へ!マトリック
スの強化を目的としてOr。
Sb等やMn%N1等の元素を添加していたが、これら
の元素によってへ!マトリックスの一度を増すことはで
きても、逆にA1合金が脆弱となり高負荷運転時には殆
んど高温下(100〜250℃)での耐疲労性を示さな
いということが解った。そこでSiを球状に近い形で合
金中に析出させる口とにより耐焼付性、耐摩耗性の問題
点を解決することを目的とする。
の元素によってへ!マトリックスの一度を増すことはで
きても、逆にA1合金が脆弱となり高負荷運転時には殆
んど高温下(100〜250℃)での耐疲労性を示さな
いということが解った。そこでSiを球状に近い形で合
金中に析出させる口とにより耐焼付性、耐摩耗性の問題
点を解決することを目的とする。
従って、本発明は、最近のエンジンの高出力化に伴ない
、軸受部濁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At
マi・リックス強化元素を添加するのにも拘らず、A1
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−S
n系軸受合金を提供する。
、軸受部濁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At
マi・リックス強化元素を添加するのにも拘らず、A1
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−S
n系軸受合金を提供する。
〈発明の構成〉
問題点を解決するための
手段ならびにその作用
すなわち、本発明は、重量%で1〜20%Sn。
0.1〜5%Pb、1〜10%SiならびにCu、Mg
、Znのうち1種若しくは2種以上を合計で0.3〜3
.0%を含むと共に、Cr、 Mn、 Fe、 Ni、
Co、Ti%V、 Zrのうち1種若しくは2種以上
を合計で0.01〜1.0%含有し、残余が実質的に八
!から成るAl −Sn系軸受合金において、0.01
〜0.1%のSbを添加して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る形状と
して分散、析出させることを特徴とする。
、Znのうち1種若しくは2種以上を合計で0.3〜3
.0%を含むと共に、Cr、 Mn、 Fe、 Ni、
Co、Ti%V、 Zrのうち1種若しくは2種以上
を合計で0.01〜1.0%含有し、残余が実質的に八
!から成るAl −Sn系軸受合金において、0.01
〜0.1%のSbを添加して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る形状と
して分散、析出させることを特徴とする。
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。
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。
に成されたものである。
すなわち、従来例においては、単に^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
で要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14潟状態における耐疲労性を高めるために、単
に^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、軸受台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。
r、 Co、Ni等を添加し、高温強度を高め、高温下
で要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14潟状態における耐疲労性を高めるために、単
に^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、軸受台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
好適な軸受台金を提供するもので、まず、本発明ではS
b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、熱処即
によりCの81結晶の球状化を高め、これにより、Aj
−8%合金の引張強度、伸びならびに衝撃強さを高め
る。
好適な軸受台金を提供するもので、まず、本発明ではS
b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、熱処即
によりCの81結晶の球状化を高め、これにより、Aj
−8%合金の引張強度、伸びならびに衝撃強さを高め
る。
すなわち、一般的に云って、耐疲労強さは材料の引張強
さ、伸び、衝撃強さ、組織的構造等に起因するものであ
って、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。この点について、本発明者等が研究を重ねた
ところ、このようなSbの作用を知見し、これにもとす
いて本発明は成されたものである。また、本発明は、添
加元素として上記の如き高融重元素をAt−8%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口とができる。
さ、伸び、衝撃強さ、組織的構造等に起因するものであ
って、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。この点について、本発明者等が研究を重ねた
ところ、このようなSbの作用を知見し、これにもとす
いて本発明は成されたものである。また、本発明は、添
加元素として上記の如き高融重元素をAt−8%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口とができる。
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。
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
−8%合金のオーバーレイメッキ回を形成したCu−P
I)系軸受合金は高荷重運転下ではこのメッキ圓が摩滅
し焼付きに至るのに対し、Al −Sn−Pb系合金で
あって、Si。
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
−8%合金のオーバーレイメッキ回を形成したCu−P
I)系軸受合金は高荷重運転下ではこのメッキ圓が摩滅
し焼付きに至るのに対し、Al −Sn−Pb系合金で
あって、Si。
Cu等を含む軸受は表面にオーバーレイメッキ■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。
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
レイメッキ回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金合金あって、表面にオーバ
ーレイメツキーがなくしだも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@4、合金w5なら
びに裏金6から成って、口のオーバーレイメッキ@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(、Aj−Sn−pb系合金でSt、Cu等
を含む軸受は合金w5と裏金6とから成って、口の合金
図5の7トリツ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S
i粒子2で支えられ、しかも、Si粒子がL記の如く切
削力を持っている。
的に比較検討した。すなわち、第3図は表面にオーバー
レイメッキ回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金合金あって、表面にオーバ
ーレイメツキーがなくしだも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@4、合金w5なら
びに裏金6から成って、口のオーバーレイメッキ@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(、Aj−Sn−pb系合金でSt、Cu等
を含む軸受は合金w5と裏金6とから成って、口の合金
図5の7トリツ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S
i粒子2で支えられ、しかも、Si粒子がL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、口の差に
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が形成さ
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。
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が形成さ
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
る軸受台金を完成するに至ったのである。
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
る軸受台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CIJ等を含む軸受台金におけるS
i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「eに200℃〜5
00℃程度の高温状態で接触しても、仝〈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口とがわかった。
金であって、SiやCIJ等を含む軸受台金におけるS
i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「eに200℃〜5
00℃程度の高温状態で接触しても、仝〈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口とがわかった。
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。
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は上記の如き性質を持っているのに
も拘らず、結晶上が強く、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
叩を経ても、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5i
−pb合金粒子とともに析出するSi粒子2は板状若し
くは棒状化し、Si粒子2から離れてSn −pb合金
粒子3が存在している。この状態であると、硬いSi粒
子2のエツジによって相手軸が削られできずつけられ易
く、かえって、潤滑性が低下し、焼付きが起こる。
も拘らず、結晶上が強く、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
叩を経ても、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5i
−pb合金粒子とともに析出するSi粒子2は板状若し
くは棒状化し、Si粒子2から離れてSn −pb合金
粒子3が存在している。この状態であると、硬いSi粒
子2のエツジによって相手軸が削られできずつけられ易
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、球状等の如くエツジ
部に丸味をおびさせるような形態に制御する。
に、Si粒子から切削力を除去し、球状等の如くエツジ
部に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台
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8
1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け
られても、相手軸をきずつけることがない。また、Si
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。
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8
1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け
られても、相手軸をきずつけることがない。また、Si
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81粒子の球状化は、Stが析出する共晶点のA1
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。
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、5n−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5n−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。
形態が変化し、第1図に示すようにSiの球状化粒子2
に5n−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。
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
せる口とができる。
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
せる口とができる。
以上の通り、本発明においては、単に従来のように素地
強化元素を添加するだ(プでなく、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。
強化元素を添加するだ(プでなく、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5n−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、口の
ため、油切れを起口しにくい。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、5i−Pb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(、Si粒子2に隣接する5n−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3afSI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4+えて、Si粒子2の潤滑面に
は常に5n−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5n−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5n−pb@にお
おわれ、これがショックアブソーバ−的な働きをする。
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5n−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、口の
ため、油切れを起口しにくい。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、5i−Pb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(、Si粒子2に隣接する5n−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3afSI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4+えて、Si粒子2の潤滑面に
は常に5n−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5n−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5n−pb@にお
おわれ、これがショックアブソーバ−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5n−P
b合金粒子を支持する強靭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。
b合金粒子を支持する強靭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。
(11Sn7〜20%:
Snはpbと共にAlマトリックス中に分散して存在し
、軸受が基本的に必要とする耐焼付性、埋収性、なじみ
性を担う金属である。7%未満ではその耐焼付性の効果
が得られず、20%以上ではSn相が三次元的に連続化
し、強度をそこねる。
、軸受が基本的に必要とする耐焼付性、埋収性、なじみ
性を担う金属である。7%未満ではその耐焼付性の効果
が得られず、20%以上ではSn相が三次元的に連続化
し、強度をそこねる。
(2) Pb O,1〜5%:
pbは上記Snと共存し、Snの持つ耐焼付性、埋収性
、なじみ性の能力をより助士させ、かつ親油性、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%以下では上記効果を発揮できず
、5%以上は実質的にへ!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。
、なじみ性の能力をより助士させ、かつ親油性、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%以下では上記効果を発揮できず
、5%以上は実質的にへ!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%:
Al軸軸受非焼付性、耐荷重性、耐摩耗性を付与する重
要な元素で、1%以下では添加効果は認められず、10
%以上では合金が硬くなり延性がなくなり、かえって耐
荷重性を阻害する。
要な元素で、1%以下では添加効果は認められず、10
%以上では合金が硬くなり延性がなくなり、かえって耐
荷重性を阻害する。
(4) Cu%Mg%Znのうち1種若しくは2N1以
上を合計で0.3〜3%: Cu、1g%ZnはA!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で、その効果を発揮する
。その吊は0.3%以下では添加効果はみられず、又、
3%以、FではAlと化合物をつくり、かえって材料の
延性を阻害する。
上を合計で0.3〜3%: Cu、1g%ZnはA!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で、その効果を発揮する
。その吊は0.3%以下では添加効果はみられず、又、
3%以、FではAlと化合物をつくり、かえって材料の
延性を阻害する。
(5)Or%Mn%Fe%Ni、Co、 Ti%V、
Zrのうち1種若しくは2種以上を合計で0.01〜1
.0%:これらの元素は何れも化合物を作りやすい元素
で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。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%以上では化合物が粗大
化し、かえって合金強度を下げる。
Zrのうち1種若しくは2種以上を合計で0.01〜1
.0%:これらの元素は何れも化合物を作りやすい元素
で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。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%以上では化合物が粗大
化し、かえって合金強度を下げる。
(6) Sb O,01〜0.1%:
Sbは81粒子を球状、だ円状若しくは先端が丸味をお
びる形状として分散析出させる効果を持つ。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粒子の形状に影響を与え
ず、又、0.1%以上加えてもSn相内部に析出し、S
i粒子の改良には役にたたない。
びる形状として分散析出させる効果を持つ。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粒子の形状に影響を与え
ず、又、0.1%以上加えてもSn相内部に析出し、S
i粒子の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20關の板状材として鋳造し、各鋳造
ビレットの上下面を1.Om面面側続いて冷間圧延によ
り2Wの厚さまで圧下した。
続鋳造により厚さ20關の板状材として鋳造し、各鋳造
ビレットの上下面を1.Om面面側続いて冷間圧延によ
り2W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、その優、純Alの薄い板を介して裏金の鉄板
に圧着させて厚み1,50111の軸受を得た。
を除去し、その優、純Alの薄い板を介して裏金の鉄板
に圧着させて厚み1,50111の軸受を得た。
これらの軸受のうちで、供試材−1〜5は従来例の供試
材であり、N1.6〜20は本発明に係るもので、この
中で、II@6〜12はSi球状化の為にSbを添加し
かつマトリックス強加の為にCUを加え、その他にCr
、 Mn、 Fe、 Go、N1をそれぞれ添加し、結
晶粒微細化のためにTiを少」添加したもの、供試材N
・13〜20は、上記添加元素を適切に組合わせ添加し
たものである。
材であり、N1.6〜20は本発明に係るもので、この
中で、II@6〜12はSi球状化の為にSbを添加し
かつマトリックス強加の為にCUを加え、その他にCr
、 Mn、 Fe、 Go、N1をそれぞれ添加し、結
晶粒微細化のためにTiを少」添加したもの、供試材N
・13〜20は、上記添加元素を適切に組合わせ添加し
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2
00℃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 −
3%合金部分のみとし、試験片の形状はJIS z 2
201の5号に示すものとした。
00℃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 −
3%合金部分のみとし、試験片の形状はJIS z 2
201の5号に示すものとした。
これらの結果から、供試材6〜20は従来材に比べ、高
温(200℃)における強度低下が少なく、Cu、 M
g、Zn及びOr%Mn、 Fe、 Go、Ni、 T
i、 V。
温(200℃)における強度低下が少なく、Cu、 M
g、Zn及びOr%Mn、 Fe、 Go、Ni、 T
i、 V。
Zrの添加効果がうかがえる。すなわち、Siの球状化
及びマトリックス強化が相開されて強度や伸びが改善さ
れたものと考えられる。又、伸びも従来例に比べて向上
しており、高温での総合的な機械的性質は向上したと言
える。
及びマトリックス強化が相開されて強度や伸びが改善さ
れたものと考えられる。又、伸びも従来例に比べて向上
しており、高温での総合的な機械的性質は向上したと言
える。
次に、供試材の耐焼付性と耐摩耗性を知るために、静水
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。
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/See
相手材345G、硬さ)IRc−55
面アラサ0.8〜1.O8
使用オイル SAE、 2()W−40油 潟 1
50±5℃ 焼付荷重 100に;t/ag’から10kg# 5t
ep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/C
l2一定で6時間試験し、その後の重量変化をみる口の
結果を第2表に示す。
50±5℃ 焼付荷重 100に;t/ag’から10kg# 5t
ep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/C
l2一定で6時間試験し、その後の重量変化をみる口の
結果を第2表に示す。
これによれば、供試材6〜20の何れも従来材に比べ良
好な耐焼付性、耐摩耗性を示しており、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。
好な耐焼付性、耐摩耗性を示しており、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。
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 600kgf#
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
従来材に比べ長い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一方、従来例Ne2の合金と更
にSbを0.03%添加した場合(供試材It 7 )
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ツチングし、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が全く球状化し
ていないのに反し、本発明ではSt)の添加によりSi
粒子2のエツジ部が球状化していることがわかる。
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
従来材に比べ長い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一方、従来例Ne2の合金と更
にSbを0.03%添加した場合(供試材It 7 )
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ツチングし、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が全く球状化し
ていないのに反し、本発明ではSt)の添加によりSi
粒子2のエツジ部が球状化していることがわかる。
実施例2
本発明に係る軸受台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。
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
&+、20にて比較実験を行なった。
あるSbを含まないNo、5と本発明に係るものである
&+、20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。
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0.84kQ・Ill/ai
2であったが、本発明に係るものは平均値3.20kl
J・Ill/C12であり、明らかに本発明に係る軸受
合金は5b71i加による改善効果が認められた。
2であったが、本発明に係るものは平均値3.20kl
J・Ill/C12であり、明らかに本発明に係る軸受
合金は5b71i加による改善効果が認められた。
〈発明の効果〉
以上詳しく説明した通り、本発明は、重量%で7〜20
%Sn、 0.1〜5%pb、1〜10%Siならびに
CU%MO12nのうち1挿若しくは2種以上を合計で
0.3〜3.0%を含むと共に、Cr、 Mn%Fe、
Ni、 Go、T+%V%lrのうち1種若しくは2
種以上を合計で0.01〜1.0%含有し、残余が実質
的にAlから成るAj?−Sn系軸受合金において、0
.01〜0.1%のSbを添加して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る
形状として分散、析出させて成るもので、この構成によ
る本発明軸受合金は極めて、潤滑性に優れ、かつ、10
0〜250℃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。
%Sn、 0.1〜5%pb、1〜10%Siならびに
CU%MO12nのうち1挿若しくは2種以上を合計で
0.3〜3.0%を含むと共に、Cr、 Mn%Fe、
Ni、 Go、T+%V%lrのうち1種若しくは2
種以上を合計で0.01〜1.0%含有し、残余が実質
的にAlから成るAj?−Sn系軸受合金において、0
.01〜0.1%のSbを添加して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る
形状として分散、析出させて成るもので、この構成によ
る本発明軸受合金は極めて、潤滑性に優れ、かつ、10
0〜250℃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。
第1図は本発明の一つの実施例に係る軸受台金の一部の
拡大断面図、第2図は第1図に示す軸受台金の潤滑機構
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図の軸受台金の一部の拡
大断面図、第6図は従来例に係る軸受台金の組織を示す
説明図、第1図は本発明に係る軸受台金の組織を示す説
明図である。 符号1・・・・・・7トリツクス 2・・・・・・Si
粒子3・・・・・・5n−Pb合金粒子 3a・・・・・・5n−Pb液相 4・・・・・・オーバーレイメッキ層 5・・・・・・軸受台金間 6・・・・・・裏金特許
出願人 工ヌデーシー株式会判 代 理 人 弁理士 松 下 義 勝 弁護士 副 島 文 雄 III図 35n −Pb 台&11−+ @2図
拡大断面図、第2図は第1図に示す軸受台金の潤滑機構
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図の軸受台金の一部の拡
大断面図、第6図は従来例に係る軸受台金の組織を示す
説明図、第1図は本発明に係る軸受台金の組織を示す説
明図である。 符号1・・・・・・7トリツクス 2・・・・・・Si
粒子3・・・・・・5n−Pb合金粒子 3a・・・・・・5n−Pb液相 4・・・・・・オーバーレイメッキ層 5・・・・・・軸受台金間 6・・・・・・裏金特許
出願人 工ヌデーシー株式会判 代 理 人 弁理士 松 下 義 勝 弁護士 副 島 文 雄 III図 35n −Pb 台&11−+ @2図
Claims (1)
- 重量%で7〜20%Sn、0.1〜5%Pb、1〜10
%SiならびにCu、Mg、Znのうち1種若しくは2
種以上を合計で0.3〜3.0%を含むと共に、Cr、
Mn、Fe、Ni、Co、Ti、V、Zrのうち1種若
しくは2種以上を合計で0.01〜1.0%含有し、残
余が実質的にAlから成るAl−Sn系軸受合金におい
て、0.01〜0.1%のSbを添加して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
おびる形状として分散、析出させることを特徴とするA
l−Sn系軸受合金。
Priority Applications (6)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP61061096A JPH0617529B2 (ja) | 1986-03-18 | 1986-03-18 | Al―Sn―Pb―Si系軸受合金 |
GB8621417A GB2182348B (en) | 1985-09-13 | 1986-09-05 | Aluminium alloy and its use in a two-layer bearing material |
AU62602/86A AU605110B2 (en) | 1985-09-13 | 1986-09-11 | Aluminum bearing alloy and two-layer bearing material having bearing layer of aluminum bearing alloy therein |
US06/906,009 US4789607A (en) | 1985-09-13 | 1986-09-11 | Aluminum bearing alloy and two-layer bearing material having bearing layer of aluminum bearing alloy therein |
DE3631029A DE3631029C2 (de) | 1985-09-13 | 1986-09-12 | Zinnhaltige Aluminium-Lagerlegierung und Verwendung derselben für einen Zweischicht-Lagerwerkstoff |
KR1019860007727A KR900007784B1 (ko) | 1985-09-13 | 1986-09-13 | 알루미늄계 베어링합금 및 이를 소재로 한 베어링 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP61061096A JPH0617529B2 (ja) | 1986-03-18 | 1986-03-18 | Al―Sn―Pb―Si系軸受合金 |
Related Child Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP8844789A Division JPH0717980B2 (ja) | 1989-04-07 | 1989-04-07 | Al―Sn系軸受合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS62218538A true JPS62218538A (ja) | 1987-09-25 |
JPH0617529B2 JPH0617529B2 (ja) | 1994-03-09 |
Family
ID=13161208
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP61061096A Expired - Fee Related JPH0617529B2 (ja) | 1985-09-13 | 1986-03-18 | Al―Sn―Pb―Si系軸受合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0617529B2 (ja) |
Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5511182A (en) * | 1978-07-12 | 1980-01-25 | Taiho Kogyo Co Ltd | Composite sliding material |
JPS5635744A (en) * | 1979-08-30 | 1981-04-08 | Taiho Kogyo Co Ltd | Aluminum bearing alloy |
JPS5698443A (en) * | 1980-01-08 | 1981-08-07 | Taiho Kogyo Co Ltd | A -sn type bearing alloy |
JPS5698444A (en) * | 1980-01-08 | 1981-08-07 | Taiho Kogyo Co Ltd | A -sn type bearing alloy |
JPS57164952A (en) * | 1979-08-30 | 1982-10-09 | Taiho Kogyo Co Ltd | Bearing aluminum material |
JPS586955A (ja) * | 1981-07-02 | 1983-01-14 | Daido Metal Kogyo Kk | 耐疲労性と非焼付性のすぐれたアルミニウム軸受合金 |
-
1986
- 1986-03-18 JP JP61061096A patent/JPH0617529B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5511182A (en) * | 1978-07-12 | 1980-01-25 | Taiho Kogyo Co Ltd | Composite sliding material |
JPS5635744A (en) * | 1979-08-30 | 1981-04-08 | Taiho Kogyo Co Ltd | Aluminum bearing alloy |
JPS57164952A (en) * | 1979-08-30 | 1982-10-09 | Taiho Kogyo Co Ltd | Bearing aluminum material |
JPS5698443A (en) * | 1980-01-08 | 1981-08-07 | Taiho Kogyo Co Ltd | A -sn type bearing alloy |
JPS5698444A (en) * | 1980-01-08 | 1981-08-07 | Taiho Kogyo Co Ltd | A -sn type bearing alloy |
JPS586955A (ja) * | 1981-07-02 | 1983-01-14 | Daido Metal Kogyo Kk | 耐疲労性と非焼付性のすぐれたアルミニウム軸受合金 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0617529B2 (ja) | 1994-03-09 |
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