WO2011013526A1 - すべり軸受 - Google Patents

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bearing alloy
bearing
mass
layer
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籠原　幸彦
知之 韮澤
保科　毅
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大同メタル工業株式会社
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    • F16C2204/00—Metallic materials; Alloys
    • F16C2204/20—Alloys based on aluminium

Definitions

  • the present invention relates to a plain bearing provided with a back metal layer, an Al base intermediate layer, and an Al base bearing alloy layer.
  • a plain bearing lined with an Al-based bearing alloy is generally configured as a bimetal by bonding an Al-based bearing alloy layer and a back metal layer through an Al-based intermediate layer. And a plain bearing is manufactured by machining this comprised bimetal.
  • Such a plain bearing has relatively good initial conformability, and has excellent fatigue resistance and wear resistance at a high surface pressure. As a result, plain bearings are used in bearings for high-power engines of automobiles and general industrial machines.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-17363 is known as a plain bearing with improved fatigue resistance.
  • an Al—Sn—Si bearing alloy layer is used as the Al-based bearing alloy layer.
  • Cr and Zr are further added to the Al-based bearing alloy layer.
  • an Al—Cr binary intermetallic compound is precipitated at the Al grain boundary of the Al-based bearing alloy layer.
  • the present invention has been made in view of the above-described circumstances, and an object thereof is to provide a slide bearing having excellent fatigue resistance and conformability under high surface pressure.
  • the present inventor speculated that the reason why the intermetallic compounds of Al—Cr and Al—Zr are detached from the matrix is that the bond between these intermetallic compounds and the matrix is weak. The present inventor speculated that if the bond is strong, the intermetallic compound will not be detached and the bending fatigue strength will be improved. Furthermore, based on this assumption, the present inventor added two or more elements to the Al-based bearing alloy layer to form a multicomponent intermetallic compound of Al and these two or more elements. It was found that the intermetallic compound was firmly bonded to the matrix and difficult to separate. In this case, it was also investigated that the function of firmly bonding to the matrix and preventing plastic deformation needs to be small in particle size and distributed at a certain density or higher.
  • the present inventor has adjusted the hardness of the Al-based bearing alloy layer containing a multi-component intermetallic compound of Al and two or more kinds of metal elements so that the Al-based bearing alloy layer has high fatigue resistance. It was also found that the familiarity was improved.
  • the plain bearing according to claim 1 of the present invention includes a backing metal layer, an Al-based intermediate layer, and an Al-based bearing alloy layer, and the Al-based bearing alloy layer includes at least one kind of Al and two or more other elements.
  • the abundance ratio X1 / X2 of the element X1 and the element X2 is 1 or more and 10 or less
  • the hardness of the Al-based bearing alloy layer is 50 or more in terms of Vickers hardness It is characterized by being 80 or less.
  • the elements X1, X2,..., Xn do not contain Al.
  • the abundance ratio in the present invention is the mass ratio of each element X1, X2,..., Xn in each intermetallic compound.
  • the relationship between the abundance ratios of the elements X1 (1), X2 (1),..., Xn (1) forming the first intermetallic compound is X1 ( 1) ⁇ X2 (1) ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ Xn (1), and the abundance ratio X1 (1) / X2 (1) of the element X1 (1) and the element X2 (1) is 1 or more and 10 or less
  • Xn (2) abundance ratios of elements X1 (2), X2 (2),..., Xn (2) forming the second intermetallic compound are X1 (2) ⁇ X2 (2) ⁇ ...
  • the abundance ratio X1 (2) / X2 (2) of the element X1 (2) and the element X2 (2) is 1 or more and 10 or less. That is, when generating m types of intermetallic compounds (m is a natural number), the abundance ratio of the elements X1 (m), X2 (m),..., Xn (m) forming the mth intermetallic compound The relationship is X1 (m) ⁇ X2 (m) ⁇ ... Xn (m), and the abundance ratio X1 (m) / X2 (m) of the element X1 (m) and the element X2 (m) is 1 or more. 10 or less.
  • the elements X1 (1) and X1 (m) can be the same element or different elements. However, for example, the elements X1 (1) and Xn (1) are different elements. Hereinafter, (m) and the like may be omitted for convenience.
  • the basic form of the plain bearing of the present invention is shown in FIG.
  • the plain bearing 1 of FIG. 1 has a three-layer structure of a back metal layer 2 made of, for example, steel, and an Al base bearing alloy layer 4 provided on the back metal layer 2 through an Al base intermediate layer 3.
  • two or more kinds of elements are added to the Al-based bearing alloy layer, and these elements form Al and a multi-component intermetallic compound, and are dissolved in an Al matrix. Since the constituent elements other than two or more types of Al of the multi-component intermetallic compound are also present in the matrix, the multi-component intermetallic compound can increase the bond strength with the matrix. For this reason, even if a bending stress is repeatedly applied to the slide bearing, the multi-component intermetallic compound is unlikely to be detached from the matrix, the Al-based bearing alloy layer is unlikely to undergo plastic deformation, and the bending fatigue strength of the slide bearing is improved.
  • the elements that form an intermetallic compound by combining with Al are metal elements such as Mn, Cr, Ni, V, Zr, Ti, Mo, Fe, Co, W, and Si, for example.
  • metal elements such as Mn, Cr, Ni, V, Zr, Ti, Mo, Fe, Co, W, and Si
  • Mn and V are selected among these metal elements
  • these elements generate Al—Mn—V multi-component intermetallic compounds, that is, ternary intermetallic compounds, and Mn and V are contained in the matrix.
  • Cr, Si, Fe these elements are Al—Cr (X1 (1)) — Si (X2 (1)) — Fe (X3 (1)) multi-element intermetallic compounds, that is, 4
  • Cr, Si and Fe can be dissolved in the matrix.
  • any of Cr, Si, and Fe may be X1 (1), X2 (1), and X3 (1).
  • Ni, Zr, Ti, or Mo is selected.
  • the abundance ratio X1 / X2 of the element X1 and the element X2 when the relationship of the abundance ratio of the elements forming the intermetallic compound is X1 ⁇ X2 ⁇ .
  • a strong bond strength between the multi-component intermetallic compound and the matrix can be reliably realized.
  • the abundance ratio X1 / X2 is 8 or less.
  • the function of the multi-component intermetallic compound to prevent plastic deformation of the matrix is effective when the multi-component intermetallic compound is a fine one with a size of less than 0.5 ⁇ m and the distribution density is 8 or more per 1 ⁇ m 2. Is done.
  • it if it is a multi-component intermetallic compound within this range, it can be toughened without impairing the elongation of the matrix.
  • the distribution density is preferably 15 to 70 per 1 ⁇ m 2 .
  • the hardness of the Al-based bearing alloy layer can be changed by changing the proportion of the component of the Al-based bearing alloy layer, for example, the component of the multi-component intermetallic compound. And by making the hardness of the Al-based bearing alloy layer 50 or more in terms of Vickers hardness, it is difficult to cause fatigue even under the action of a high load when the Al-based bearing alloy layer is applied to a high-power engine. Can do. Moreover, favorable conformability can be obtained by setting the hardness of the Al-based bearing alloy layer to 80 or less in terms of Vickers hardness. From the viewpoint of fatigue resistance and conformability, the hardness of the Al-base bearing alloy layer is preferably 60 to 70 in terms of Vickers hardness.
  • the plain bearing of the present invention is manufactured through a casting process, a rolling process, a pressure welding process, a heat treatment (annealing) process, and a machining process. That is, in the casting process, an Al base bearing alloy (Al base bearing alloy layer) is melted and cast into a plate shape. The cast plate-like Al-based bearing alloy is rolled in a rolling process, and is pressed into a steel plate (back metal layer) through a thin Al-based alloy plate (Al-based intermediate layer) in a pressure-welding process to form a plate for bearing formation. .
  • the bearing forming plate is annealed, and finally, the bearing forming plate is machined to form a semi-cylindrical or cylindrical bearing.
  • a fine intermetallic compound having a particle size of less than 0.5 ⁇ m can be deposited through rolling of the Al-based bearing alloy after casting and annealing of the plate material for bearing formation.
  • the particle size referred to in this specification is the maximum length per crystal of an intermetallic compound obtained by analysis with an electron microscope.
  • the plain bearing according to claim 2 of the present invention is characterized in that the hardness of the Al-based intermediate layer is 70% or more and 90% or less with respect to the hardness of the Al-based bearing alloy layer.
  • the hardness of the Al-based intermediate layer is more than 70% of the hardness of the Al-based bearing alloy layer, so that it is more stable to the high load received through the Al-based bearing alloy layer.
  • the sliding bearing does not protrude from the end in the width direction, and the fatigue resistance of the entire sliding bearing can be improved.
  • the hardness of the Al-based intermediate layer is set to 90% or less of the hardness of the Al-based bearing alloy layer, the cushion when the load applied to the Al-based bearing alloy layer is changed. And the conformability of the Al-based bearing alloy layer can be improved.
  • the plain bearing according to claim 3 of the present invention includes Fe in the Al-based intermediate layer and the Al-based bearing alloy layer, and the Fe component content in the Al-based intermediate layer is 0.5 mass% or more and 1.5 mass%. It is the following, and it is characterized by exceeding twice the amount of the Fe component contained in the Al-based bearing alloy layer.
  • the heat resistance of the Al base intermediate layer and the Al base bearing alloy layer is improved by including an appropriate amount of Fe in the Al base intermediate layer and the Al base bearing alloy layer. Accordingly, the strength can be maintained even in a high temperature environment during actual use of the slide bearing. Further, when an appropriate amount of Fe is contained in the Al-based intermediate layer and the Al-based bearing alloy layer, the Al-based intermediate layer and the Al-based bearing alloy layer are difficult to work harden. Therefore, the conformability of the Al-based bearing alloy layer is improved, and accumulation of metal fatigue in the Al-based intermediate layer and the Al-based bearing alloy layer can be suppressed.
  • Heat resistance and fatigue resistance can be further improved by making the amount of Fe component contained in the Al-based intermediate layer 0.5% by mass or more.
  • the amount of Fe component contained in the Al-based intermediate layer 1.5% by mass or less, the hardness of the Al-based intermediate layer can be easily reduced to 75 or less in terms of Vickers hardness, and the conformability becomes better.
  • the sliding heat generated by the sliding of the counterpart material and the Al-based bearing alloy layer on the surface of the Al-based bearing alloy layer is transferred from the surface of the Al-based bearing alloy layer toward the back metal layer. Therefore, in a slide bearing in which the hardness of the Al-based intermediate layer is 70% or more and 90% or less with respect to the hardness of the Al-based bearing alloy layer, when the Al-based intermediate layer is in a high temperature state due to sliding heat, particularly Al The strength of the base intermediate layer may be insufficient. Therefore, in the present invention, the amount of Fe contained in the Al-based intermediate layer exceeds twice the amount of Fe contained in the Al-based bearing alloy layer. Thereby, the Al-based intermediate layer is difficult to soften even at a high temperature, and the strength of the Al-based intermediate layer can be maintained.
  • the plain bearing according to claim 4 of the present invention is characterized in that the Al-based bearing alloy layer contains Si particles having a particle size exceeding 0.5 ⁇ m.
  • Si particles having a particle diameter of more than 0.5 ⁇ m in the Al-based bearing alloy layer it can be expected that the Si particles exert a wrapping action on the counterpart shaft. Thereby, the non-seizure property of the slide bearing is improved.
  • Si can also form an intermetallic compound, but in general, it is dissolved in a matrix or crystallized as hard Si particles. Therefore, the strength of the Al-based bearing alloy layer is increased by including Si in the Al-based bearing alloy layer. Thereby, the fatigue resistance of the slide bearing is improved.
  • the Al-based bearing alloy layer has at least one of 3-20 mass% of Sn, 1.5-8 mass% of Si, and Cu, Zn, Mg. , Xn (n is a natural number) that forms an intermetallic compound of Al and a metal element having a total amount of 0.1 to 7% by mass ) And Al containing impurities that are inevitably contained in the remainder, and the element X1 is selected from Mn, Cr, Ni, V, Zr, and Si, and includes Mn, Cr, Ni, V, and Zr.
  • the total amount is 0.01 to 2% by mass
  • the element X2 is selected from elements different from the element X1 among V, Ti, Zr, Mo, Fe, Co, W, Mn, and Si.
  • V, Ti, Zr, Mo, Fe, Co, W, Mn The total amount of is characterized in that from 0.01 to 2 wt%. The said amount is the mass% in an Al base bearing alloy layer.
  • the Al-based bearing alloy layer By including 3 mass% or more of Sn in the Al-based bearing alloy layer, it is possible to improve the conformability, non-seizure property, foreign matter embedding property, etc. as a slide bearing, and the Sn content is 20 mass% or less. By making it, fatigue resistance can be improved.
  • the above-mentioned performance of Si can be sufficiently exerted, and by making the Si content 8% by mass or less, fatigue resistance is achieved. Can be improved. In order to exhibit the effect as said Si particle
  • Cu, Zn, Mg elements are dissolved in the matrix. Thereby, the matrix strength can be increased.
  • the total amount of elements formed by selecting at least one of Cu, Zn, and Mg to be 0.1% by mass, the above-described effect can be sufficiently exerted, and the total amount is 7% by mass or less. By making it, conformability can be made favorable.
  • Element X1 is selected from Mn, Cr, Ni, V, Zr, and Si
  • element X2 is an element different from element X1 in V, Ti, Zr, Mo, Fe, Co, W, Mn, and Si
  • element X1 and element X2 combine with Al to produce one or more ternary (or higher multi-component) intermetallic compounds.
  • the total amount of the element X1 when selecting from among Mn, Cr, Ni, V, and Zr, and the total amount of the element X2 when selecting from among V, Ti, Zr, Mo, Fe, Co, W, and Mn is 0.
  • generation of the intermetallic compound mentioned above can be increased, and fatigue resistance can be made favorable by making it 2 mass% or less.
  • the annealing temperature, annealing time, etc. are adjusted to control the amount of Si forming an intermetallic compound as element X1, the amount of solid solution, and the amount of crystallization as Si particles.
  • the plain bearing of the present invention (Examples 1 to 4) using an Al-based bearing alloy layer and an Al alloy intermediate layer having the composition shown in Table 1, and a conventional plain bearing ( Samples of comparative example products 1 to 4) were manufactured and subjected to fatigue resistance test (bending fatigue test) and conformability test.
  • the production methods of the example products 1 to 4 are as follows. First, for example, an Al-based bearing alloy plate material having the components shown in Table 1 was manufactured by a belt casting apparatus excellent in mass productivity. Thereafter, a thin plate material constituting the Al-based intermediate layer composed of the components shown in Table 1 is pressed against the cast Al-based bearing alloy to produce a multi-layer aluminum alloy plate. A plate for forming a bearing (so-called bimetal) was manufactured by pressing against the steel plate constituting the layer. Then, the bearing forming plate material was annealed at a temperature of more than 350 ° C. and not more than 450 ° C. for 1 to 10 hours in accordance with each composition.
  • Example 1 As shown in Table 1, a small number of intermetallic compounds were present in the Al-based bearing alloy layer thus obtained.
  • Fatigue resistance test (bending fatigue test) Test pieces (Examples 1 to 4 and Comparative Examples 1 to 4) were manufactured by machining the bearing forming plate after the annealing, and a bending fatigue test was performed to check fatigue resistance. This test piece has a total thickness of 1.5 mm and a back metal layer thickness of 1.2 mm, and the total thickness of the Al-based bearing alloy layer and the Al-based intermediate layer is 0.3 mm.
  • the conformability of the slide bearing can be confirmed by applying the load on the shaft to the end of the slide bearing in the circumferential direction.
  • the load was gradually increased to the evaluation load of 30 MPa, and the time from when the evaluation load was reached until the slide bearing was damaged was measured.
  • type X1 / X2 means that when the intermetallic compound is composed of a multi-element including Al, two types of elements (element X1 and X1) having a large abundance ratio other than Al among the multi-element in the intermetallic compound. Element X2) is shown.
  • types X1 / X2 When there are a plurality of types of intermetallic compounds, a plurality of “types X1 / X2” are described.
  • “Ratio X1 / X2” indicates the abundance ratio X1 / X2, and is a value obtained by dividing the element X1 by the element X2 when the element X1 and the element X2 are represented by a mass ratio in the intermetallic compound.
  • Hardness ratio is obtained by calculating the hardness of the Al-based bearing alloy layer and the hardness of the Al-based intermediate layer by Vickers hardness, and calculating the Vickers hardness HV (b) of the Al-based intermediate layer by the Al-based bearing alloy layer. Dividing by Vickers hardness HV (a), the value is expressed in percentage.
  • the example products 1 to 4 are superior in fatigue resistance because they have superior bending fatigue strength over a long period of time compared with the comparative products 1 to 4. it can.
  • the number of intermetallic compounds having an abundance ratio X1 / X2 of 1 to 10 and a particle size of less than 0.5 ⁇ m is 8 per 1 ⁇ m 2.
  • these intermetallic compounds can suppress the movement of dislocations in the matrix, improve the bending fatigue strength, and the hardness of the Al-based bearing alloy layer is 50 or more in terms of Vickers hardness. As a result, it is considered that extremely excellent fatigue resistance could be provided.
  • the amount of Fe component contained in the Al-based intermediate layer is equal to the amount of Fe component contained in the Al-based bearing alloy layer. Since it exceeds twice, even if heat is generated in the Al-based intermediate layer by repeatedly applying reciprocating bending, the Al-based intermediate layer is hardly softened, and it is considered that extremely good fatigue resistance was obtained.
  • the hardness of the Al-based bearing alloy layer is 80 or less in terms of Vickers hardness, it is possible to satisfactorily avoid the local contact between the counterpart material and the sample piece. It is considered that good conformability could be obtained.
  • Inventive products 1 to 4 having the above-described configuration obtained good conformability while having high fatigue resistance.
  • the example products 1, 2, and 4 From comparison between the example products 1, 2, and 4 and the example product 3, the example products 1, 2, and 4 have 90% of the hardness of the Al-based intermediate layer with respect to the hardness of the Al-based bearing alloy layer. Since it was made below, it is considered that very good conformability could be obtained.
  • the present invention can be implemented with appropriate modifications within a range not departing from the gist.

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Abstract

　裏金層と、Ａｌ基中間層と、Ａｌ基軸受合金層とを備えるすべり軸受である。前記Ａｌ基軸受合金層は、Ａｌと他の２種類以上の元素とから成る１種類以上の金属間化合物であって粒径が０．５μｍ未満の金属間化合物を、８個／μｍ2以上含む。前記金属間化合物を形成する前記元素Ｘ１，Ｘ２，・・・，Ｘｎ（ｎは自然数）の存在比の関係は、Ｘ１≧Ｘ２≧・・・≧Ｘｎである。前記元素Ｘ１及び前記元素Ｘ２の存在比率Ｘ１／Ｘ２は、１以上１０以下である。前記Ａｌ基軸受合金層の硬さは、ビッカース硬さで５０以上８０以下である。

Description

すべり軸受
　本発明は、裏金層、Ａｌ基中間層、Ａｌ基軸受合金層を備えるすべり軸受に関する。
　Ａｌ基軸受合金を内張りしたすべり軸受は、一般に、Ａｌ基軸受合金層と裏金層とを、Ａｌ基中間層を介して接着しバイメタルとして構成される。そして、すべり軸受は、この構成されたバイメタルを機械加工することにより製造される。
　このようなすべり軸受は、初期なじみ性が比較的良好であり、高面圧で優れた耐疲労性及び耐摩耗性を有している。これにより、すべり軸受は、自動車や一般産業機械の高出力エンジンの軸受に用いられている。
　ところが近年、更なるエンジンの高性能化によって、より高面圧に耐え得る耐疲労性に優れたすべり軸受が要望されている。
　耐疲労性を向上させたすべり軸受として、例えば特開２０００－１７３６３号公報が公知である。このすべり軸受は、Ａｌ基軸受合金層としてＡｌ－Ｓｎ－Ｓｉ系軸受合金層が用いられる。そして、すべり軸受は、そのＡｌ基軸受合金層に、更にＣｒ，Ｚｒが添加されている。特開２０００－１７３６３号公報の場合、Ａｌ基軸受合金層にＣｒ，Ｚｒを添加することにより、Ａｌ基軸受合金層のＡｌの結晶粒界にＡｌ－Ｃｒの２元系金属間化合物が析出するとともに、Ａｌ結晶粒内の亜粒界にＡｌ－Ｚｒの２元系金属間化合物が析出する。そして、特開２０００－１７３６３号公報は、析出したこれらの金属間化合物が、すべり軸受の耐疲労性の向上に作用することを開示している。
　ところで、最近ではエンジンの軽量化が計られ、コンロッド等のすべり軸受が組み付けられるハウジングは薄肉化が図られている。ハウジングの薄肉化に伴い、ハウジングの剛性は低下し、ハウジング自身は変形し易くなっている。そのため、ハウジングは、すべり軸受が支えるクランクシャフト等の相手軸の動荷重等によって変形し易く、結果としてすべり軸受自体も変形し易くなっている。その結果、すべり軸受は、曲げ応力が繰り返し作用し、疲労が生じ易い。このような曲げ応力が繰り返し作用する環境下で使用する軸受は、高い曲げ疲労強度が必要である。しかしながら、特開２０００－１７３６３号公報の場合、Ａｌ基軸受合金層は、強度および伸びが得られるものの、曲げ応力を繰り返し受けると塑性変形し易く、早期に疲労するという問題がある。
　又、ハウジングの変形によってすべり軸受自身が変形すると、すべり軸受と相手軸との間に局部的な接触を生じることがある。このとき、すべり軸受のなじみ性が低い場合、焼付を招くという問題も生じる。
　本発明は上記した事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、高面圧下で優れた耐疲労性及びなじみ性を有するすべり軸受を提供することにある。
　特開２０００－１７３６３号公報のＡｌ基軸受合金層は、マトリクスの結晶粒界にＡｌ－Ｃｒの金属間化合物が析出し、結晶粒内の亜粒界にＡｌ－Ｚｒの金属間化合物が析出している。結晶粒内の亜粒界に金属間化合物が析出すると、マトリクスが強化され、耐疲労性は向上する。しかし、本発明者の鋭意実験により、Ａｌ基軸受合金層に繰り返し曲げ応力を作用させた場合、Ａｌ－Ｃｒ，Ａｌ－Ｚｒの金属間化合物がマトリクスから離脱し、金属間化合物の存在による塑性変形の阻止を図れず、疲労に至ることがわかった。
　本発明者は、Ａｌ－Ｃｒ，Ａｌ－Ｚｒの金属間化合物がマトリクスから離脱する原因が、これらの金属間化合物とマトリクスとの結合が弱いからであると推測した。そして、本発明者は、結合が強固であるならば、金属間化合物が離脱することはなく、曲げ疲労強度が向上するであろうと推測した。さらに、本発明者は、この推測に基づいて、Ａｌ基軸受合金層に２種類以上の元素を添加してＡｌとそれら２種類以上の元素との多元系金属間化合物を形成すると、その多元系金属間化合物がマトリクスと強固に結合し、離脱し難いことを究明した。この場合、マトリクスと強固に結合して塑性変形を阻止する機能は、粒径が小さく、且つ、ある密度以上で分布している必要があることも併せて究明した。
　更に、本発明者は、Ａｌと２種類以上の金属元素との多元系金属間化合物を含むＡｌ基軸受合金層の硬さを調整することにより、Ａｌ基軸受合金層が高い耐疲労性を有しながらなじみ性が良好になることも究明した。
　本発明の請求項１のすべり軸受は、裏金層、Ａｌ基中間層及びＡｌ基軸受合金層を備え、Ａｌ基軸受合金層に、Ａｌと他の２種類以上の元素とから成る１種類以上の金属間化合物であって粒径が０．５μｍ未満の金属間化合物を８個／μｍ2以上含み、金属間化合物を形成する元素Ｘ１，Ｘ２，・・・，Ｘｎ（ｎは自然数）の存在比の関係がＸ１≧Ｘ２≧・・・≧Ｘｎであって、元素Ｘ１及び元素Ｘ２の存在比率Ｘ１／Ｘ２が１以上１０以下であり、Ａｌ基軸受合金層の硬さがビッカース硬さで５０以上８０以下であることを特徴としている。
　元素Ｘ１，Ｘ２，・・・，Ｘｎには、Ａｌは含まれない。尚、本発明における存在比とは、各金属間化合物中における各元素Ｘ１，Ｘ２，・・・，Ｘｎの質量比である。又、金属間化合物を例えば２種類生成する場合は、第１の金属間化合物を形成する元素Ｘ１（１），Ｘ２（１），・・・，Ｘｎ（１）の存在比の関係がＸ１（１）≧Ｘ２（１）≧・・・≧Ｘｎ（１）であって、元素Ｘ１（１）及び元素Ｘ２（１）の存在比率Ｘ１（１）／Ｘ２（１）が１以上１０以下であり、第２の金属間化合物を形成する元素Ｘ１（２），Ｘ２（２），・・・，Ｘｎ（２）の存在比の関係がＸ１（２）≧Ｘ２（２）≧・・・≧Ｘｎ（２）であって、元素Ｘ１（２）及び元素Ｘ２（２）の存在比率Ｘ１（２）／Ｘ２（２）が１以上１０以下である。即ち、金属間化合物をｍ（ｍは自然数）種類生成する場合は、第ｍの金属間化合物を形成する元素Ｘ１（ｍ），Ｘ２（ｍ），・・・，Ｘｎ（ｍ）の存在比の関係がＸ１（ｍ）≧Ｘ２（ｍ）≧・・・≧Ｘｎ（ｍ）であって、元素Ｘ１（ｍ）及び元素Ｘ２（ｍ）の存在比率Ｘ１（ｍ）／Ｘ２（ｍ）が１以上１０以下である。元素の選択により、例えば元素Ｘ１（１）とＸ１（ｍ）とを同じ元素とすることも異なる元素とすることもできる。しかし、例えば元素Ｘ１（１）とＸｎ（１）とは異なる元素である。以下、（ｍ）等を便宜上省略する場合がある。
　本発明のすべり軸受の基本形態を、図１に示す。図１のすべり軸受１は、例えば鋼から成る裏金層２と、裏金層２上にＡｌ基中間層３を介して接着されて設けられたＡｌ基軸受合金層４との３層構造である。
　本発明では、Ａｌ基軸受合金層に２種類以上の元素を添加して、これらの元素でＡｌと多元系金属間化合物を構成させるほか、Ａｌのマトリクス中に固溶させる。上記多元系金属間化合物の２種類以上のＡｌ以外の構成元素をマトリクス中にも存在させているため、多元系金属間化合物はマトリクスとの結合強度を高めることができる。このため、すべり軸受に繰り返し曲げ応力が作用しても、多元系金属間化合物はマトリクスから離脱し難く、Ａｌ基軸受合金層は塑性変形を生じ難く、すべり軸受の曲げ疲労強度は向上する。
　Ａｌと結合して金属間化合物を構成する元素は、例えばＭｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｗ，Ｓｉの金属元素である。例えば、この金属元素の中でＭｎ，Ｖを選択した場合、これらの元素はＡｌ－Ｍｎ－Ｖの多元系金属間化合物、即ち３元系金属間化合物を生成するほか、Ｍｎ及びＶがマトリクス中に固溶することができる。又、Ｃｒ，Ｓｉ，Ｆｅを選択した場合、これらの元素はＡｌ－Ｃｒ（Ｘ１（１））－Ｓｉ（Ｘ２（１））－Ｆｅ（Ｘ３（１））の多元系金属間化合物、即ち４元系金属間化合物を生成するほか、Ｃｒ，Ｓｉ及びＦｅがマトリクス中に固溶することができる。Ａｌ－Ｃｒ（Ｘ１（２））－Ｓｉ（Ｘ２（２））やＡｌ－Ｃｒ（Ｘ１（３））－Ｆｅ（Ｘ２（３））やＡｌ－Ｓｉ（Ｘ１（４））－Ｆｅ（Ｘ２（４））の３元系金属間化合物を生成することもできる。Ｃｒ，Ｓｉ，Ｆｅの質量比が同じ場合、Ｃｒ，Ｓｉ，ＦｅのどれをＸ１（１），Ｘ２（１），Ｘ３（１）にしても良い。Ｎｉ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏを選択した場合等も同様である。
　そして、金属間化合物を形成する元素の存在比の関係がＸ１≧Ｘ２≧・・・≧Ｘｎであるときの元素Ｘ１及び元素Ｘ２の存在比率Ｘ１／Ｘ２を１以上１０以下に制御することよって、多元系金属間化合物とマトリクスの強固な結合強度を確実に実現させることができる。好ましくは、存在比率Ｘ１／Ｘ２は８以下である。多元系金属間化合物がマトリクスの塑性変形を阻止する機能は、多元系金属間化合物が０．５μｍ未満の微細なもので、その分布密度が１μｍ2当たり８個以上の場合に、効果的に発揮される。又、この範囲内の多元系金属間化合物であれば、マトリクスの伸びを損なわずに強靭化できる。分布密度は、１μｍ2当たり１５～７０個が好ましい。
　更に、Ａｌ基軸受合金層の成分、例えば多元系金属間化合物の成分の割合を変更することにより、Ａｌ基軸受合金層の硬さを変えることができる。そして、Ａｌ基軸受合金層の硬さを、ビッカース硬さで５０以上にすることにより、Ａｌ基軸受合金層が高出力エンジンに適用された場合における高荷重の作用下でも疲労を生じ難くすることができる。又、Ａｌ基軸受合金層の硬さを、ビッカース硬さで８０以下にすることにより、良好ななじみ性を得ることができる。耐疲労性及びなじみ性の面からＡｌ基軸受合金層の硬さは、ビッカース硬さで６０～７０が好ましい。
　よって、上述の構成からなるすべり軸受なので、高面圧下で優れた耐疲労性及びなじみ性を同時に実現させることができる。
　本発明のすべり軸受は、鋳造工程、圧延工程、圧接工程、熱処理（焼鈍）工程、機械加工工程を経て製造される。即ち、鋳造工程では、Ａｌ基軸受合金（Ａｌ基軸受合金層）を溶融して板状に鋳造する。鋳造された板状のＡｌ基軸受合金は、圧延工程で圧延し、圧接工程で鋼板（裏金層）に薄いＡｌ基合金板（Ａｌ基中間層）を介して圧接して軸受形成用板材にする。その後、軸受形成用板材を焼鈍し、最後に、軸受形成用板材を機械加工して半円筒状又は円筒状の軸受に形成する。この製造工程において、鋳造後のＡｌ基軸受合金の圧延から軸受形成用板材の焼鈍のプロセスを経て粒径が０．５μｍ未満の微細な金属間化合物を析出させることができる。
　尚、この明細書でいう粒径とは、電子顕微鏡で解析して得られた金属間化合物の結晶１個当たりの最大長さのことである。
　本発明の請求項２のすべり軸受は、Ａｌ基中間層の硬さがＡｌ基軸受合金層の硬さに対して７０％以上９０％以下であることを特徴としている。
　上述の特徴を有しながらＡｌ基中間層の硬さを、Ａｌ基軸受合金層の硬さに対して７０％以上にすることにより、Ａｌ基軸受合金層を介して受ける高荷重にもより安定して耐えることができ、又、すべり軸受の幅方向の端部からはみ出ることも無くなり、すべり軸受全体の耐疲労性を向上させることができる。又、Ａｌ基中間層の硬さを、Ａｌ基軸受合金層の硬さに対して９０％以下にすることにより、Ａｌ基中間層を、Ａｌ基軸受合金層に加わる荷重が変化した時のクッションとして機能させることができ、Ａｌ基軸受合金層のなじみ性をより良好にすることができる。
　本発明の請求項３のすべり軸受は、Ａｌ基中間層及びＡｌ基軸受合金層にＦｅを含み、Ａｌ基中間層に含まれるＦｅの成分量が、０．５質量％以上１．５質量％以下であり、且つ、Ａｌ基軸受合金層に含まれるＦｅの成分量の２倍を超えていることを特徴としている。
　Ａｌ基中間層及びＡｌ基軸受合金層にＦｅを適切量含ませることにより、Ａｌ基中間層及びＡｌ基軸受合金層の耐熱性が向上する。従って、すべり軸受の実使用時の高温環境下においても強度を維持することができる。又、Ａｌ基中間層及びＡｌ基軸受合金層にＦｅを適切量含ませると、Ａｌ基中間層及びＡｌ基軸受合金層は加工硬化し難くなる。そのため、Ａｌ基軸受合金層のなじみ性が向上し、Ａｌ基中間層及びＡｌ基軸受合金層への金属疲労の蓄積を抑制させることができる。
　Ａｌ基中間層に含まれるＦｅの成分量を０．５質量％以上にすることにより、耐熱性及び耐疲労性をより向上させることができる。Ａｌ基中間層に含まれるＦｅの成分量を１．５質量％以下にすることにより、Ａｌ基中間層の硬さをビッカース硬さで７５以下にし易くなり、なじみ性はより良好になる。
　ここで、Ａｌ基軸受合金層の表面において相手材とＡｌ基軸受合金層との摺動で発生する摺動熱は、Ａｌ基軸受合金層の表面から裏金層方向へ伝熱する。そのため、Ａｌ基中間層の硬さがＡｌ基軸受合金層の硬さに対して７０％以上９０％以下にしたすべり軸受においては、摺動熱でＡｌ基中間層が高温状態になると、特にＡｌ基中間層の強度が不足することがある。そのため、本発明では、Ａｌ基中間層に含まれるＦｅの成分量をＡｌ基軸受合金層に含まれるＦｅの成分量の２倍を超えるようにしている。これにより、Ａｌ基中間層は高温でも軟化し難くなり、Ａｌ基中間層の強度を維持することができる。
　本発明の請求項４のすべり軸受は、Ａｌ基軸受合金層に、粒径が０．５μｍを超えているＳｉ粒子を含むことを特徴としている。
　Ａｌ基軸受合金層に、粒径が０．５μｍを超えているＳｉ粒子を含ませることにより、Ｓｉ粒子が相手軸に対してラッピング作用を発揮することを期待できる。これにより、すべり軸受の非焼付性が良好になる。又、Ｓｉは、金属間化合物を形成することもできるが、一般に、マトリクスに固溶し、或いは、硬いＳｉ粒子として晶出する。従って、Ａｌ基軸受合金層にＳｉを含ませることにより、Ａｌ基軸受合金層の強度は高くなる。これにより、すべり軸受の耐疲労性は向上する。
　本発明の請求項５のすべり軸受は、Ａｌ基軸受合金層が、３～２０質量％のＳｎと、１．５～８質量％のＳｉと、Ｃｕ，Ｚｎ，Ｍｇの内から少なくとも１種類以上を選択して成る金属元素であって、その総量が０．１～７質量％である金属元素と、Ａｌとの金属間化合物を形成する元素Ｘ１，Ｘ２，・・・，Ｘｎ（ｎは自然数）と、残りが不可避的に含まれる不純物を含むＡｌとから成り、元素Ｘ１はＭｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｚｒ，Ｓｉの内から選択して成り、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｚｒの内から選択する場合はその総量が０．０１～２質量％であり、元素Ｘ２はＶ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｗ，Ｍｎ，Ｓｉの内の元素Ｘ１と異なる元素から選択して成り、Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｗ，Ｍｎの内から選択する場合はその総量が０．０１～２質量％であることを特徴としている。上記量は、Ａｌ基軸受合金層における質量％である。
　Ａｌ基軸受合金層にＳｎを３質量％以上含ませることにより、すべり軸受としてのなじみ性、非焼付性、異物埋収性等を良好にすることができ、Ｓｎの含有量を２０質量％以下にすることにより、耐疲労性を良好にすることができる。
　Ａｌ基軸受合金層にＳｉを１．５質量％以上含ませることにより、上記のＳｉの性能を十分に発揮することができ、Ｓｉの含有量を８質量％以下にすることにより、耐疲労性を良好にすることができる。上記のＳｉ粒子としての効果をより効率的に発揮させるには、２質量％超えが好ましい。
　Ｃｕ，Ｚｎ，Ｍｇの元素は、マトリクスに固溶する。これにより、マトリクス強度を高めることができる。又、Ｃｕ，Ｚｎ，Ｍｇの内から少なくとも１種類以上を選択して成る元素の総量を０．１質量％にすることにより、上記作用を十分に発揮させることができ、総量を７質量％以下にすることにより、なじみ性を良好にすることができる。
　元素Ｘ１がＭｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｚｒ，Ｓｉの内から選択して成り、元素Ｘ２がＶ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｗ，Ｍｎ，Ｓｉの内の元素Ｘ１と異なる元素から選択して成る場合、元素Ｘ１及び元素Ｘ２は、Ａｌと結合して、３元系（又はそれ以上の多元系）の金属間化合物を１種類以上生成する。Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｚｒの内から選択する場合の元素Ｘ１及びＶ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｗ，Ｍｎの内から選択する場合の元素Ｘ２のそれぞれの総量を０．０１質量％以上にすることにより、上述した金属間化合物の生成を多くすることができ、２質量％以下にすることにより、耐疲労性を良好にすることができる。焼鈍温度や焼鈍時間等を調整して、Ｓｉが元素Ｘ１等として金属間化合物を形成する量と固溶する量とＳｉ粒子として晶出する量とを制御する。
すべり軸受の断面図 なじみ性試験に用いられる試験機への半割軸受の取付け状態を示す図
　本発明の効果を確認するために、表１に示す組成のＡｌ基軸受合金層及びＡｌ合金中間層を用いた本発明のすべり軸受（実施例品１～４）、並びに従来構成のすべり軸受（比較例品１～４）の試料片を製作し、耐疲労性試験（曲げ疲労試験）及びなじみ性試験を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　実施例品１～４の製造方法は次の通りである。まず、例えば量産性に優れたベルト鋳造装置によって表１に示す成分から成るＡｌ基軸受合金の板材を製造した。その後、この鋳造されたＡｌ基軸受合金に、表１に示す成分から成るＡｌ基中間層を構成する薄い板材を圧接して複層アルミニウム合金板を製造し、この複層アルミニウム合金板を、裏金層を構成する鋼板に圧接して軸受形成用板材（いわゆるバイメタル）を製造した。そして、軸受形成用板材に３５０度を超え４５０度以下の温度にて１～１０時間加熱する焼鈍をそれぞれの組成に合わせて行った。
　上記軸受形成用板材の焼鈍により、Ａｌ基軸受合金層のマトリクス中に金属間化合物が析出する。そして、析出した金属間化合物の大きさを電子顕微鏡による組織写真から解析したところ、粒径が０．５μｍ未満の大きさのものが、１μｍ2当たり、表１に示す個数存在していた。
　一方、比較例品１～４の製造方法は、上記実施例品１～４の製造方法と相違し、軸受形成用板材の焼鈍温度を従来から行われているような３００℃以上３５０℃以下で行うものである。
　このようにして得られたＡｌ基軸受合金層での金属間化合物の存在は、表１に示すように少個数であった。
　このような実施例品１～４、比較例品１～４に対して行った耐疲労性試験（曲げ疲労試験）及びなじみ性試験は次のようなものである。
（１）耐疲労性試験（曲げ疲労試験）
　焼鈍を行った後の軸受形成用板材を機械加工して試験片（実施例品１～４、比較例品１～４）を製作し、耐疲労性を見るための曲げ疲労試験を実施した。この試験片は、総厚１．５ｍｍ、裏金層の厚さ１．２ｍｍであり、Ａｌ基軸受合金層の厚さとＡｌ基中間層との合計の厚さは０．３ｍｍである。試験条件は、Ａｌ基軸受合金層の表面の歪みが一定となるようにして、往復曲げをＡｌ基軸受合金層の表面にクラックが発生するまで繰り返した。この耐疲労性試験（曲げ疲労試験）における試料片のＡｌ基軸受合金層の表面にクラックが発生するまでの往復曲げの繰り返し回数の結果を表１に示す。
（２）なじみ性試験
　なじみ性を確認するために、焼鈍を行った後の軸受形成用板材を機械加工してすべり軸受を製造して得た実施例品１～４及び比較例品１～４に対してなじみ性試験を行った。なじみ性試験は、半割軸受状にした２個の試料片となるすべり軸受を、図２に示すように、径方向にΔＬ、本試験では３０μｍずらして合わせ、回転荷重試験機に取付け、この状態で、表２に示す試験条件でなじみ性試験を行った。本試験は、回転荷重試験機によって、軸の遠心力により軸受内周面に回転荷重を付加することによって行う。
　このように、すべり軸受をずらして組付けることにより、軸の荷重をすべり軸受の周方向の端部辺りに加えることによって、すべり軸受のなじみ性を確認することができる。この試験では、なじみ性が良好であれば、局部当たりによる影響を良好に回避することができ、長期にわたって焼付や疲労による損傷を防ぐとされている。尚、荷重は、評価荷重である３０ＭＰａまで徐々に上げていき、評価荷重になった状態からすべり軸受に損傷が発生するまでの時間を測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１において、「種類Ｘ１／Ｘ２」は、金属間化合物がＡｌを含む多元素から成る場合、その金属間化合物におけるこの多元素のうちＡｌ以外の存在比が大きい２種類の元素（元素Ｘ１及び元素Ｘ２）を示している。複数種類の金属間化合物が存在する場合は、複数の「種類Ｘ１／Ｘ２」が記載されている。
　「比率Ｘ１／Ｘ２」は、存在比率Ｘ１／Ｘ２を示すものであり、元素Ｘ１及び元素Ｘ２を金属間化合物中における質量比で表した場合において元素Ｘ１を元素Ｘ２で除した値である。
　「硬さ比」は、Ａｌ基軸受合金層の硬さ及びＡｌ基中間層の硬さをビッカース硬さで求め、Ａｌ基中間層のビッカース硬さＨＶ（ｂ）を、Ａｌ基軸受合金層のビッカース硬さＨＶ（ａ）で除し、その値を百分率で表したものである。
　次に、上記試験の結果について解析する。
　耐疲労性試験の結果を考察するに、実施例品１～４は、比較例品１～４に比べて、長期にわたって優れた曲げ疲労強度を有することにより耐疲労性に優れていることが理解できる。
　実施例品１～４と、比較例品１～４との比較から、存在比率Ｘ１／Ｘ２が１以上１０以下であって粒径が０．５μｍ未満の金属間化合物の数が１μｍ2当たり８個以上存在すると、これらの金属間化合物がマトリクス中の転位の移動を抑制し、曲げ疲労強度を向上させることができ、かつ、Ａｌ基軸受合金層の硬さをビッカース硬さで５０以上にした結果、極めて優れた耐疲労性を持たせることができたと考えられる。
　実施例品１～３と、実施例品４との比較から、実施例品１～３は、Ａｌ基中間層に含まれるＦｅの成分量がＡｌ基軸受合金層に含まれるＦｅの成分量の２倍を超えているので、往復の曲げが繰り返し加えられることによりＡｌ基中間層に熱が生じても、Ａｌ基中間層は軟化し難く、極めて良好な耐疲労性が得られたと考えられる。
　なじみ性試験の結果を考察すると、実施例品１～４は、Ａｌ基軸受合金層の硬さがビッカース硬さで８０以下であるため、相手材と試料片との局部当たりを良好に回避でき、良好ななじみ性を得ることができたと考えられる。上述の構成からなる実施例品１～４は、高い耐疲労性を有しながら良好ななじみ性を得ていた。
　実施例品１，２，４と、実施例品３との比較から、実施例品１，２，４は、Ａｌ基中間層の硬さをＡｌ基軸受合金層の硬さに対して９０％以下にしたので、極めて良好ななじみ性を得ることができたと考えられる。
　本発明は、要旨を逸脱しない範囲内で適宜変更して実施し得る。

Claims (5)

  1. 　裏金層と、Ａｌ基中間層と、Ａｌ基軸受合金層とを備えるすべり軸受において、
    　前記Ａｌ基軸受合金層に、Ａｌと他の２種類以上の元素とから成る１種類以上の金属間化合物であって粒径が０．５μｍ未満の金属間化合物を、８個／μｍ2以上含み、
    　前記金属間化合物を形成する前記元素Ｘ１，Ｘ２，・・・，Ｘｎ（ｎは自然数）の存在比の関係がＸ１≧Ｘ２≧・・・≧Ｘｎであって、前記元素Ｘ１及び前記元素Ｘ２の存在比率Ｘ１／Ｘ２は、１以上１０以下であり、
    　前記Ａｌ基軸受合金層の硬さは、ビッカース硬さで５０以上８０以下であることを特徴とするすべり軸受。
  2. 　前記Ａｌ基中間層の硬さは、前記Ａｌ基軸受合金層の硬さに対して７０％以上９０％以下であることを特徴とする請求の範囲第１項記載のすべり軸受。
  3. 　前記Ａｌ基中間層及び前記Ａｌ基軸受合金層は、Ｆｅを含み、
    　前記Ａｌ基中間層に含まれるＦｅの成分量は、０．５質量％以上１．５質量％以下であり、且つ、前記Ａｌ基軸受合金層に含まれるＦｅの成分量の２倍を超えていることを特徴とする請求の範囲第１項又は第２項記載のすべり軸受。
  4. 　前記Ａｌ基軸受合金層は、粒径が０．５μｍを超えているＳｉ粒子を含むことを特徴とする請求の範囲第１項から第３項のいずれか一項記載のすべり軸受。
  5. 　前記Ａｌ基軸受合金層は、
    　３～２０質量％のＳｎと、
    　１．５～８質量％のＳｉと、
    　Ｃｕ，Ｚｎ，Ｍｇの内から少なくとも１種類以上を選択して成る金属元素であって、その総量が０．１～７質量％である金属元素と、
    　Ａｌとの金属間化合物を形成する元素Ｘ１，Ｘ２，・・・，Ｘｎ（ｎは自然数）と、
    　残りが不可避的に含まれる不純物を含むＡｌとから成り、
    　前記元素Ｘ１は、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｚｒ，Ｓｉの内から選択して成り、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｚｒの内から選択する場合はその総量が０．０１～２質量％であり、
    　前記元素Ｘ２は、Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｗ，Ｍｎ，Ｓｉの内の前記元素Ｘ１と異なる元素から選択して成り、Ｖ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｗ，Ｍｎの内から選択する場合はその総量が０．０１～２質量％であることを特徴とする請求の範囲第１項から第４項のいずれか一項記載のすべり軸受。
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