WO2015141572A1 - すべり軸受 - Google Patents

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WO2015141572A1
WO2015141572A1 PCT/JP2015/057429 JP2015057429W WO2015141572A1 WO 2015141572 A1 WO2015141572 A1 WO 2015141572A1 JP 2015057429 W JP2015057429 W JP 2015057429W WO 2015141572 A1 WO2015141572 A1 WO 2015141572A1
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WO
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lining
intermediate layer
solid solution
less
intermetallic compound
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PCT/JP2015/057429
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English (en)
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Inventor
桂己 山本
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大豊工業株式会社
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    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
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    • F16C33/02—Parts of sliding-contact bearings
    • F16C33/04—Brasses; Bushes; Linings
    • F16C33/06—Sliding surface mainly made of metal
    • F16C33/12—Structural composition; Use of special materials or surface treatments, e.g. for rust-proofing
    • F16C33/121—Use of special materials
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C2204/00—Metallic materials; Alloys
    • F16C2204/20—Alloys based on aluminium
    • F16C2204/22—Alloys based on aluminium with tin as the next major constituent

Definitions

  • the present invention relates to a plain bearing.
  • Patent Document 1 describes a plain bearing including a back metal, an Al-based intermediate layer, and an Al-based bearing alloy layer.
  • the fatigue strength of a sliding bearing is improved by precipitating an intermetallic compound in an Al-based bearing alloy layer.
  • Patent Document 1 describes that a hard Al-based intermediate layer is formed, but if the thickness of the Al-based intermediate layer is 10 to 20 ⁇ m, the conformability can be improved by the cushioning property of the Al-based intermediate layer. (See Patent Document 1, Table 2, Paragraph 0043).
  • Cited Document 1 the component that forms an intermetallic compound in the Al-based bearing alloy layer is included in the Al-based intermediate layer in the same degree (50 to 150%) as the Al-based bearing alloy layer (Patent Document 1, Claim). Item 6)), an intermetallic compound is also formed in the Al-based intermediate layer.
  • This intermetallic compound forms a hard phase with low affinity with the matrix and low toughness. Therefore, in both the Al-based bearing alloy layer and the Al-based intermediate layer, there is a problem that cracks due to fatigue tend to be formed starting from the intermetallic compound and its interface.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and an object thereof is to provide a plain bearing capable of suppressing cracks due to fatigue.
  • the plain bearing of the present invention includes a lining, a back metal, and an intermediate layer.
  • the lining is Sn of 3 wt% or more and 12.5 wt% or less, Si of 1 wt% or more and 8 wt% or less, Cr of 0.05 wt% or more and 3 wt% or less, 0.05 wt% or more and 0.3 wt% It contains the following Zr, 0.01 wt% or more and 0.5 wt% or less of Ti, 3 wt% or less of Cu or Mg, and 0 wt% or more and 9 wt% or less of Bi, with the balance being Al and inevitable impurities
  • 10 wt% or more and 90 wt% or less of Cr forms an intermetallic compound with Al, and the remainder of Cr forms a solid solution with Al.
  • the intermediate layer contains 0.01 wt% of a solid solution component selected from at least one of Zn, Cu, Mg, Li, Mn, V, Zr, Fe, Mo, Co, Ni, Hf, Sc, Ti, and W.
  • a solid solution component selected from at least one of Zn, Cu, Mg, Li, Mn, V, Zr, Fe, Mo, Co, Ni, Hf, Sc, Ti, and W.
  • the intermediate layer it is possible to prevent a crack generated in the lining from propagating through the intermediate layer. Further, by suppressing the Vickers hardness of the intermediate layer to 80 or less, it is possible to ensure the ductility and toughness of the intermediate layer, and thus it is possible to prevent the cracks generated in the lining from propagating through the intermediate layer. Furthermore, since the thickness of the intermediate layer is 20 ⁇ m or more, cracks generated in the lining can be prevented from propagating to the interface between the intermediate layer and the back metal, and fatigue resistance can be improved.
  • the lining contains 3 wt% or more of Sn, lubricity can be ensured and seizure resistance can be improved.
  • the lining contains 1 wt% or more of Si, the hardness of the lining can be increased by the Si particles and the intermetallic compound particles containing Si, and fatigue resistance can be improved.
  • the lining contains 9 wt% or less of Bi, Bi having low adhesion with iron can be precipitated as the second phase, and seizure resistance can be improved.
  • Bi is not necessarily contained, and the content of Bi may be 0 wt%.
  • the lining contains 0.05 wt% or more and 3 wt% or less of Cr, 0.05 wt% or more and 0.3 wt% or less of Zr, and 3 wt% or less (greater than 0 wt%) of Cu,
  • the lining can be solid solution strengthened, and the lining can be precipitation strengthened by an intermetallic compound containing these.
  • the lining can be solid solution strengthened by containing Mg of 3 wt% or less (greater than 0 wt%).
  • the lining contains 0.01 wt% or more and 0.5 wt% or less of Ti
  • the intermetallic compound Al 3 Ti
  • Al ( ⁇ phase) can be refined.
  • the plain bearing of the present invention includes a lining, a back metal, and an intermediate layer.
  • the lining is made of Sn of 3 wt% or more and 7 wt% or less, Si of 1 wt% or more and 8 wt% or less, Cr of 0.05 wt% or more and 3 wt% or less, 0.05 wt% or more and 0.3 wt% or less.
  • Zr 0.01 wt% or more and 0.5 wt% or less of Ti, 3 wt% or less of Cu or Mg, and 0 wt% or more and 9 wt% or less of Bi, with the balance being Al and inevitable impurities
  • 10 wt% or more and 90 wt% or less of Zr forms an intermetallic compound with Al
  • the remainder of Zr forms a solid solution with Al.
  • the hardness of the lining can be increased and the fatigue resistance can be improved.
  • the remainder of Zr that did not form the intermetallic compound forms a solid solution with Al, whereby the matrix can be strengthened and the fatigue resistance can be improved.
  • the lining contains 3 wt% or more of Sn, lubricity can be ensured and seizure resistance can be improved. Further, by making Sn contained in the lining 7 wt% or less, fatigue resistance at high temperatures can be ensured.
  • the lining contains 1 wt% or more of Si, the hardness of the lining can be increased by the Si particles and the intermetallic compound particles containing Si, and fatigue resistance can be improved.
  • the lining contains 9 wt% or less of Bi, Bi having low adhesion with iron can be precipitated as the second phase, and seizure resistance can be improved.
  • Bi is not necessarily contained, and the content of Bi may be 0 wt%.
  • the lining contains 0.05 wt% or more and 3 wt% or less of Cr, 0.05 wt% or more and 0.3 wt% or less of Zr, and 3 wt% or less (greater than 0 wt%) of Cu,
  • the lining can be solid solution strengthened, and the lining can be precipitation strengthened by an intermetallic compound containing these.
  • the lining can be solid solution strengthened by containing Mg of 3 wt% or less (greater than 0 wt%).
  • the intermetallic compound (Al 3 Ti) is finely dispersed and precipitated at the initial stage of solidification, thereby becoming the core of Al precipitation.
  • Al ( ⁇ phase) can be refined.
  • (2A) is a schematic diagram illustrating a fatigue test
  • (2B) is a schematic diagram illustrating a seizure test.
  • FIG. 1 is a perspective view of a plain bearing 1 according to an embodiment of the present invention.
  • the plain bearing 1 includes a back metal 10, an intermediate layer 11, and a lining 12.
  • the plain bearing 1 is a half-divided metal member obtained by dividing a cylinder into two equal parts in the diameter direction, and has a semicircular cross section.
  • the two sliding bearings 1 are attached to a connecting rod of an automobile engine in a state where they are combined in a cylindrical shape.
  • a crankshaft as a counterpart shaft 2 (dot hatching) is supported by a cylindrical hollow portion formed by combining two plain bearings 1.
  • the outer diameter of the counterpart shaft 2 is formed slightly smaller than the inner diameter of the slide bearing 1.
  • Lubricating oil (engine oil) is supplied to a gap formed between the outer peripheral surface of the counterpart shaft 2 and the inner peripheral surface of the slide bearing 1.
  • the mating shaft 2 rotates around a rotating shaft that coincides with the center of curvature of the plain bearing 1. At that time, the outer peripheral surface of the mating shaft 2 slides on the inner peripheral surface of the slide bearing 1.
  • the plain bearing 1 has a structure in which a back metal 10, an intermediate layer 11, and a lining 12 are laminated in order from the center of curvature. Therefore, the back metal 10 constitutes the outermost layer of the slide bearing 1, and the lining 12 constitutes the innermost layer of the slide bearing 1.
  • the back metal 10, the intermediate layer 11, and the lining 12 each have a constant thickness in the circumferential direction.
  • the back metal 10 has a thickness of 1.3 mm
  • the intermediate layer 11 has a thickness of 50 ⁇ m
  • the lining 12 has a thickness of 0.35 mm.
  • the radius of the surface of the lining 12 on the curvature center side is 45 mm.
  • the shape of the slide bearing 1 may be determined according to the shape of the connecting rod and the mating shaft 2, and the width of the slide bearing 1 may be any value between 10 and 300 mm.
  • the outer diameter may be any value between 25 and 1000 mm, and the entire thickness of the slide bearing 1 may be any value between 1 and 20 mm.
  • the thickness of the lining 12 may be any value between 0.05 and 10 mm, and the thickness of the intermediate layer 11 may be any value between 0.02 and 2 mm.
  • the inside means the center of curvature of the slide bearing 1
  • the outside means the side opposite to the center of curvature of the slide bearing 1.
  • the inner surface of the lining 12 constitutes the sliding surface of the counterpart shaft 2.
  • the back metal 10 is made of low carbon steel containing 0.15 wt% C, 0.06 wt% Mn, and the balance of Fe and inevitable impurities.
  • the back metal 10 should just be formed with the material which can support the load from the other party shaft 2 via the lining 12, and does not necessarily need to be formed with steel.
  • the intermediate layer 11 is a layer formed between the back metal 10 and the lining 12. That is, the intermediate layer 11 is a layer laminated on the inner side of the back metal 10 and on the outer side of the lining 12.
  • the intermediate layer 11 is made of an aluminum alloy. Specifically, the intermediate layer 11 contains 0.05 wt% Cu, 0.05 wt% Zr, 0.02 wt% Ti, 0.1 wt% Cr, and the remainder is inevitable with Al. It consists of impurities.
  • the mass of the elements constituting each layer of the slide bearing 1 was measured with an ICP emission spectroscopic analyzer (ICPS-8100 manufactured by Shimadzu Corporation).
  • the Vickers hardness (hardness) of the intermediate layer 11 was measured, the Vickers hardness at room temperature (20 ° C.) was 30. A sample of the intermediate layer 11 before being bonded to the lining 12 and the back metal 10 was prepared, and the Vickers hardness of the sample was measured.
  • the Vickers hardness is the size of the indentation formed at the measurement point on the test piece with a load of 50 to 400 g using a micro Vickers hardness meter (MVK-EII manufactured by Akashi Seisakusho) (average value of the lengths of two diagonal lines) was measured as the Vickers hardness of the measurement point.
  • the average value of Vickers hardness measured at 3 to 7 measurement points on the test piece was adopted as the Vickers hardness of the intermediate layer 11.
  • the intermediate layer 11 when an arbitrary cross section of the intermediate layer 11 is observed, there is no intermetallic compound formed by components (Cu, Zr, Ti, Cr) other than Al contained in the intermediate layer 11 and Al. It was confirmed. That is, it was confirmed that the total amount of components other than Al (hereinafter referred to as “containing components”) contained in the intermediate layer 11 forms a solid solution in the Al matrix.
  • containing components the total amount of components other than Al
  • the amount of the contained component was analyzed as follows. Using an electron beam microanalyzer (EPMA) (JXA8100, manufactured by JEOL Ltd.), the amount of components contained on the matrix of the intermediate layer 11 (other than the precipitate) is measured by point analysis by wavelength dispersion X-ray spectroscopy. The average value was measured as the solid solution amount of the component. Furthermore, the amount of the contained component in the entire field of view of 4 or more at a magnification of 500 times or more was measured as the total amount of the contained component. Furthermore, the percentage obtained by subtracting the solid solution amount from the total amount of the component is divided by the total amount of the component, and the percentage is measured as the solid solution ratio that is the proportion of the component that forms the intermetallic compound with Al. did.
  • EPMA electron beam microanalyzer
  • the acceleration voltage of the electron beam of the electron microanalyzer at the time of analysis was 10 kV.
  • the lining 12 is a layer laminated inside the intermediate layer 11. 1.3 wt% Cu, 0.5 wt% Cr, 0.2 wt% Zr, 4.5 wt% Sn, 1.5 wt% Si, 2 wt% Bi, 0.01 wt% And the balance is made of Al and inevitable impurities. 85 wt% of Cr (17 wt% of the entire lining 12) forms an intermetallic compound with Al, and the remainder of Cr forms a solid solution with Al. That is, by analyzing the lining 12 with an electron beam microanalyzer, the solid solution ratio of Cr as a component contained in the lining 12 was measured, and the solid solution ratio of the Cr was 85 wt%.
  • the fatigue resistance value of the sliding bearing 1 was measured and found to be 105 MPa.
  • the fatigue resistance value is an upper limit value of the surface pressure at which fatigue failure does not occur when a fatigue test is performed by a reciprocating load tester described later.
  • the fact that fatigue fracture has occurred means that cracks generated in the lining 12 in the fatigue test penetrate the intermediate layer 11 and propagate to the back metal 10, whereby the Al alloy layer composed of the intermediate layer 11 and the lining 12 becomes the back metal 10. It means to lift from.
  • FIG. 2A is a schematic diagram of a fatigue test performed by a reciprocating load tester.
  • a connecting rod R having columnar through holes formed at both ends in the length direction was prepared, and a mating shaft 2 (dot hatching) was supported by the through hole at one end.
  • it attached to the inner peripheral surface of the through-hole of the connecting rod R which bears the other party shaft 2 in the state which combined the two slide bearings 1 (diagonal hatching) in the cylindrical form.
  • the mating shaft 2 was supported on both outer sides of the connecting rod R in the axial direction of the mating shaft 2, and the mating shaft 2 was rotated so that the number of revolutions per unit time was 3000 rpm.
  • the end of the connecting rod R opposite to the mating shaft 2 is connected to a moving body F that reciprocates in the length direction of the connecting rod R, and the reciprocating load of the moving body F is changed every time a fatigue test is performed. . Further, the moving body F was reciprocated so that the number of reciprocations of the moving body F per unit time was 3000 times / minute. Further, engine oil (CF-4 10W-30) was supplied between the connecting rod R and the counterpart shaft 2. Further, the temperature of the engine oil was adjusted so that the temperature of the plain bearing 1 during the test was 180 ° C.
  • the mating shaft 2 was carbon steel (S55C) subjected to induction hardening.
  • the seizure resistance value of the sliding bearing 1 was 105 MPa.
  • the seizure resistance value is an upper limit value of the surface pressure at which seizure did not occur when a seizure test was performed using a static load tester described later.
  • FIG. 2B is a schematic diagram of a seizure test performed by a static load tester.
  • a slide bearing 1 (oblique hatching) bearing a cylindrical mating shaft 2 (dot hatching) is prepared, and the sliding bearing 1 is supported by a pair of holding bodies S from the outside in the radial direction of the mating shaft 2.
  • the counterpart shaft 2 was rotated so that the number of rotations per unit time was 1300 to 8000 rotations / minute.
  • a static load is applied to bring the pair of holding bodies S closer to the central axis of the counterpart shaft 2, and the magnitude of the static load is set to 5 MPa. Increased gradually.
  • a seizure test was performed in an oil bath so that at least the entire slide bearing 1 was immersed in the engine oil O (SN 0W-20).
  • the static load tester is stopped and immediately before the static load tester is stopped.
  • the surface pressure (static load per unit contact area) applied to the pair of holding bodies S was measured as a seizure resistance value.
  • the predetermined temperature is a temperature obtained by adding an allowable increase temperature to the target temperature.
  • the target temperature is 20-40 ° C. (room temperature).
  • the temperature of the engine oil O in the oil bath was adjusted so that the temperature of the slide bearing 1 became the target temperature.
  • the allowable rise temperature is the temperature of the slide bearing 1 that can rise in a normal friction state in which seizure does not occur, and seizure occurs when the rise temperature from the target temperature exceeds the allowable rise temperature. Can be considered.
  • the upper limit static load at which seizure did not occur in the seizure test was specified, and the surface pressure obtained by dividing the static load by the contact area between the counterpart shaft 2 and the slide bearing 1 was measured as the seizure resistance value.
  • the fatigue resistance value of the slide bearing 1 is 105 MPa, and it was found that the slide bearing 1 has good fatigue resistance.
  • the seizure resistance value of the slide bearing 1 is 105 MPa, and it was found that the slide bearing 1 has good seizure resistance.
  • the lining 12 it is considered that 85 wt% of Cr forms a hard intermetallic compound with Al, thereby increasing the hardness of the lining 12 and improving the fatigue resistance.
  • the remainder of the Cr that did not form the intermetallic compound formed a solid solution with Al, whereby the matrix of the lining 12 could be strengthened and the fatigue resistance could be improved. It is done.
  • the intermediate layer 11 it is considered that components other than Al (Cu, Zr, Ti, Cr) can form a solid solution with Al, thereby strengthening the matrix and improving fatigue resistance. Furthermore, in the intermediate layer 11, since the total amount of components other than Al forms a solid solution with Al, an intermetallic compound between the component other than Al and Al is not formed, and the intermetallic compound and its interface are fatigued. It is thought that it was possible to prevent cracks from starting and passing. That is, it is considered that cracks generated in the lining 12 could be prevented from propagating through the intermediate layer 11.
  • the ductility and toughness of the intermediate layer 11 can be secured by suppressing the Vickers hardness of the intermediate layer 11 to 80 or less, the cracks generated in the lining 12 can be prevented from propagating through the intermediate layer 11. It is thought. Furthermore, since the thickness of the intermediate layer 11 is 50 ⁇ m, it is considered that cracks generated in the lining 12 can be prevented from propagating to the interface between the intermediate layer 11 and the back metal 10 and the fatigue resistance can be improved. . Since cracks generated in the lining 12 can be prevented from propagating to the interface between the intermediate layer 11 and the back metal 10, it is considered that the Al alloy layer composed of the intermediate layer 11 and the lining 12 can be prevented from floating from the back metal 10. . Therefore, it is possible to prevent the frictional heat from being concentrated at the portion where the Al alloy layer is lifted from the back metal 10, and it is considered that good seizure resistance was obtained as a result.
  • the sliding bearing 1 includes a. Forming a lining plate, b. Forming an interlayer, c. Crimping, d. Cutting, e. It is manufactured by performing each process of machining in order. Hereinafter, each step will be described.
  • the molten material of the lining 12 was poured into the mold, and the molten material of the lining 12 was pulled out from the opening of the mold in the casting direction, thereby forming a lining plate that was the original shape of the lining 12.
  • the lining plate was annealed while being rolled.
  • this annealing step low temperature annealing at 305 ° C. to 400 ° C. and high temperature annealing at 400 ° C. to 475 ° C. were performed so that the temperature difference between them was 10 ° C. or more.
  • the annealing time for low-temperature annealing and high-temperature annealing was 40 to 180 minutes, respectively, and the solid solution ratio of the components forming the intermetallic compound with Al in Cr was adjusted by adjusting the annealing time for low-temperature annealing and high-temperature annealing. .
  • the annealing time may be increased, and in order to decrease the solid solution ratio of the component forming the intermetallic compound, the annealing time should be decreased. do it.
  • the solid solution ratio of Cr may be increased by performing annealing at a high temperature annealing temperature (400 to 460 ° C.) for a length of 60 minutes to 140 minutes.
  • the solid solution ratio of Cr may be reduced by performing annealing at a high temperature annealing temperature for 40 minutes or more and less than 60 minutes.
  • each Al alloy containing 0.05 wt% Cu, 0.05 wt% Zr, 0.02 wt% Ti, and 0.1 wt% Cr can be formed.
  • Component materials Sn ingot, master alloy composed of other components and Al (Al—Cu (Cu: 30 wt%), Al—Cr (Cr: 1 wt%), Al—Zr (Zr: 1 wt%), Al -Ti (Ti: 5 wt%)) Weighed and prepared Next, the materials of each component were heated to 850 ° C. by a high-frequency induction furnace and held for 15 minutes.
  • the molten material of the intermediate layer 11 was poured into the mold, and the molten material of the intermediate layer 11 was drawn out from the opening of the mold in the casting direction, thereby forming an intermediate layer plate that was the original shape of the intermediate layer 11.
  • the intermediate layer plate may be formed by extrusion molding, and the thickness of the intermediate layer plate is adjusted by rolling after forming the intermediate layer plate.
  • Crimping Next, rolling was performed in a state where the lining plate and the intermediate layer plate were overlapped in the thickness direction, thereby forming an Al crimped plate in which the lining plate and the intermediate layer plate were pressure bonded. Then, a predetermined heat treatment was performed on the Al crimping plate to complete the crimping of the Al crimping plate. Furthermore, a low carbon steel plate as an original shape of the back metal 12 was prepared, and the Al crimp plate and the low carbon steel plate were crimped by rolling in a state where the low carbon steel plate and the Al crimp plate were overlapped in the thickness direction. A rolled plate of the slide bearing 1 was formed.
  • the press-fit of the rolling plate of the sliding bearing 1 was completed by performing predetermined heat processing with respect to the rolling plate of the sliding bearing 1.
  • cold rolling may be performed or hot rolling may be performed.
  • amount of reduction (rolling rate) of the thickness of each plate in crimping the lining plate, intermediate layer plate, and low-carbon steel plate before crimping so that the target thickness is obtained after crimping the rolled plate of the slide bearing 1 You should adjust the thickness.
  • the predetermined size is a size that allows the slide bearing 1 to be formed by performing machining described later, and is a size that is determined by the shape of the connecting rod to which the slide bearing 1 is attached.
  • the half-shaped slide bearing 1 was formed by pressing the rolled plate of the slide bearing 1 after cutting. Furthermore, the plain bearing 1 was completed by finishing the shape and surface state by cutting.
  • Table 1 shows the measurement results of the mechanical properties (fatigue resistance value and seizure resistance value) of each test piece of the slide bearing 1 (Examples 1 to 4 and Comparative Examples 1 to 3 of the present invention).
  • the embodiment has the same configuration as that of the fourth embodiment.
  • Each test piece was manufactured by the same method as the manufacturing method of the slide bearing 1 described above.
  • Each mechanical characteristic was measured by the same method as in the above-described embodiment.
  • the Cr intermetallic compound has a uniform particle size, and the amount of Cr intermetallic compound deposited can be easily analyzed. Therefore, by paying attention to the solid solution ratio of Cr in the lining 12, management (conditioning) of the heat treatment time for realizing desired fatigue resistance is facilitated.
  • Examples 1 to 4 by setting the Vickers hardness of the intermediate layer 11 to 25 to 75 and the thickness to 25 to 50 ⁇ m, propagation of cracks can be prevented by the intermediate layer 11, and fatigue resistance and seizure resistance can be prevented. It was possible to improve the performance. It is considered that the intermediate layer 11 has an appropriate thickness, ductility, and toughness and can be plastically deformed, thereby preventing cracks from propagating to the back metal 10. In addition, since the intermediate layer 11 does not contain a hard intermetallic compound, it is possible to prevent the intermetallic compound from becoming a starting point of the peeling between the intermediate layer 11 and the back metal 10, and the fatigue failure that the intermediate layer 11 is lifted from the back metal 10 can be prevented. I was able to prevent it.
  • Comparative Example 2 since the Vickers hardness of the intermediate layer 11 is too large and the intermediate layer 11 is too thin, the intermediate layer 11 cannot prevent crack propagation due to plastic deformation, and has good fatigue resistance and resistance. It is thought that the seizure property could not be demonstrated.
  • Comparative Example 1 although the Vickers hardness of the intermediate layer 11 is moderate, since the intermediate layer 11 is too thin, the intermediate layer 11 cannot prevent crack propagation due to plastic deformation, and has good fatigue resistance. It is thought that seizure resistance could not be demonstrated. Further, in Comparative Example 1, although the thickness of the intermediate layer 11 is moderate, since the Vickers hardness is too small, the strength of the intermediate layer 11 is insufficient, and seizure occurs at the portion where the intermediate layer 11 is broken. It is thought that it became easy.
  • Second embodiment (B1) Configuration of plain bearing:
  • the slide bearing 101 according to the second embodiment of the present invention also has the same appearance as that of the slide bearing 1 according to the first embodiment shown in FIG. 1, and the back metal 110 and the intermediate layer 111 are the same as the slide bearing 1 according to the first embodiment.
  • the configuration of the back metal 110 of the slide bearing 101 is the same as that of the back metal 10 of the slide bearing 1 of the first embodiment.
  • the intermediate layer 111 contains 3 wt% Cu, 0.15 wt% Zr, 0.02 wt% Ti, 0.08 wt% Cr, and the balance is made of Al and inevitable impurities.
  • the Vickers hardness (hardness) of the intermediate layer 111 was measured by the same measurement method as in the first embodiment, the Vickers hardness at room temperature (20 ° C.) was 70.
  • the intermediate layer 111 When an arbitrary cross section of the intermediate layer 111 is analyzed by the same analysis method as in the first embodiment, it is formed of components (Cu, Zr, Ti, Cr) other than Al contained in the intermediate layer 111 and Al. It was confirmed that no intermetallic compound was present. That is, it was confirmed that the total amount of components other than Al contained in the intermediate layer 111 formed a solid solution in the Al matrix.
  • the lining 112 contains 1.2 wt% Cu, 0.15 wt% Cr, 0.2 wt% Zr, 6 wt% Sn, 5 wt% Si, and 0.03 wt% Ti.
  • the balance consists of Al and inevitable impurities.
  • 80 wt% of Zr (16 wt% of the entire lining 112) forms an intermetallic compound with Al, and the remainder of Zr forms a solid solution with Al. That is, by analyzing the lining 112 with an electron beam microanalyzer, the solid solution ratio of Zr as a component contained in the lining 112 was measured, and the solid solution ratio of Zr was 80 wt%.
  • the fatigue resistance value of the slide bearing 101 was measured by the same measurement method as in the first embodiment, and it was 110 MPa.
  • the seizure resistance value of the slide bearing 101 was measured by the same measurement method as in the first embodiment, and it was 95 MPa.
  • the plain bearing 101 of this embodiment is also a. Forming a lining plate, b. Forming an interlayer, c. Crimping, d. Cutting, e. It is manufactured by performing each process of machining in order. Hereinafter, each step will be described. Of the above processes, c. Crimping, d. Cutting, e. Machining is the same as in the above embodiment.
  • a molten material of the lining 112 is formed, and then bubbles of Ar gas are dispersed and ejected for 20 seconds or more so that the flow rate becomes 2 L / min by a porous bubbling pipe or a lance pipe. ,water Elementary gas and inclusions were removed, and the mixture was allowed to stand for 5 minutes or longer.
  • the molten material of the lining 112 was poured into the mold, and the molten material of the lining 112 was pulled out from the opening of the mold in the casting direction, thereby forming a lining plate that was the original shape of the lining 112.
  • the lining plate was annealed while being rolled.
  • this annealing step low temperature annealing at 305 ° C. to 400 ° C. and high temperature annealing at 400 ° C. to 475 ° C. were performed so that the temperature difference between them was 10 ° C. or more.
  • the annealing time for low-temperature annealing and high-temperature annealing was 40 to 180 minutes, respectively, and by adjusting the annealing time for low-temperature annealing and high-temperature annealing, the ratio of components that form intermetallic compounds with Al in Zr was adjusted.
  • the annealing time may be lengthened.
  • the annealing time may be shortened.
  • the solid solution ratio of Zr may be increased by performing annealing at a high temperature annealing temperature (440 to 475 ° C.) for a length of 80 minutes to 160 minutes.
  • the solid solution ratio of Zr may be reduced by performing annealing at a high annealing temperature for a length of 40 minutes or more and less than 80 minutes.
  • the molten material of the intermediate layer 111 was poured into the mold, and the molten material of the intermediate layer 111 was drawn out from the opening of the mold in the casting direction, thereby forming an intermediate layer plate that was the original shape of the intermediate layer 111.
  • the intermediate layer plate may be formed by extrusion molding, and the thickness of the intermediate layer plate is adjusted by rolling after the formation of the intermediate layer plate.
  • Table 2 shows the results of measuring the mechanical properties (fatigue resistance value and seizure resistance value) of each test piece of the slide bearing 101 (Examples 11 to 14 and Comparative Examples 11 to 13 of the present invention).
  • the second embodiment has the same configuration as that of the fourteenth embodiment.
  • Each test piece was manufactured by the same method as the manufacturing method of the slide bearing 101 described above.
  • Each mechanical characteristic was measured by the same method as in the above-described embodiment.
  • Zr in the Al alloy is a component that can easily adjust the balance between the amount of precipitation of the intermetallic compound and the amount of forming the solid solution by the heat treatment time and the like. Moreover, when not containing much Sn (7 wt% or less) which precipitates easily in a grain boundary, the destruction in a matrix grain becomes dominant rather than the destruction of the grain boundary resulting from Sn.
  • the fatigue resistance of the lining 112 can be effectively improved by adjusting the amount of Zr that forms a solid solution in the lining 112. Therefore, by paying attention to the solid solution ratio of Zr in the lining 112, the management (conditioning) of the heat treatment time for realizing the desired fatigue resistance is facilitated.
  • Examples 11 to 14 by setting the Vickers hardness of the intermediate layer 111 to 30 to 70 and the thickness to 35 to 40 ⁇ m, propagation of cracks can be prevented by the intermediate layer 111, and fatigue resistance and seizure resistance can be prevented. It was possible to improve the performance. It is considered that the intermediate layer 111 has an appropriate thickness, ductility, and toughness and can be plastically deformed, thereby preventing the crack from propagating to the back metal 110. In addition, since the intermediate layer 111 does not contain a hard intermetallic compound, it is possible to prevent the intermetallic compound from being a starting point of separation between the intermediate layer 111 and the back metal 110, and to prevent fatigue fracture where the intermediate layer 111 is lifted from the back metal 110. I was able to prevent it.
  • Comparative Example 13 since the Vickers hardness of the intermediate layer 111 is too large and the intermediate layer 111 is too thin, the intermediate layer 111 cannot prevent the propagation of cracks due to plastic deformation, and has good fatigue resistance and resistance. It is thought that the seizure property could not be demonstrated. In Comparative Example 11, it is considered that the Vickers hardness and thickness of the intermediate layer 111 were too small, so that good fatigue resistance and seizure resistance could not be exhibited. In Comparative Examples 11 and 13, it is considered that good fatigue resistance and seizure resistance could not be exhibited because the amount of the metal compound as the hard phase in the lining 112 was too large. Furthermore, it is considered that Comparative Example 12 was unable to exhibit good fatigue resistance and seizure resistance because the amount of the metal compound as a hard phase in the lining 112 was insufficient.
  • the sliding shaft 1101 of this invention was used for the connecting rod, the use of the sliding bearing 1101 is not limited to a connecting rod.
  • the sliding shaft 1 of the present invention may be applied to a thrust bearing.
  • the plain bearing 1 may have an overlay formed on the linings 12 and 112, and the overlay may be a metal layer or a resin layer.
  • the total amount of the solid solution strengthening component is dissolved in the matrix of the lining 12,112, and 0.3 wt% or more and 5.0 wt% or less of Mg may be contained as the solid solution strengthening component.
  • the fatigue resistance can be improved by solid solution strengthening by setting Mg to 0.3 wt% or more in the linings 12 and 112, and the total amount of Mg by setting Mg to 5.0 wt% or less in the linings 12 and 112. Can be dissolved in the matrix.
  • 0.3 wt% or more and 5.0 wt% or less of Ag may be included as a solid solution strengthening component.
  • both Cu and Ag may be contained in the lining 12,112, and the total amount of Cu and Ag is dissolved in the matrix by making the total of Cu and Ag not more than 6.0 wt%. Can do. Since Cu and Ag do not form an intermetallic compound even if they are simultaneously contained in Al, both can be dissolved in the linings 12 and 112.
  • the content of the solid solution component in the intermediate layers 11 and 111 may be an amount equal to or less than the solid solution limit in which the total amount of the solid solution components can form a solid solution in the matrix, and the Vickers hardness of the intermediate layers 11 and 111 is appropriate. Thus, the content of the solid solution component may be adjusted within the range of the solid solution limit or less.
  • the thickness of the intermediate layers 11 and 111 may be 20 ⁇ m or more, and the thickness of the intermediate layers 11 and 111 is increased as the ratio of forming an intermetallic compound in Cr or Zr contained in the linings 12 and 112 is increased. May be.
  • At least one solid solution component selected from Zn, Cu, Mg, Li, Mn, V, Zr, Fe, Mo, Co, Ni, Hf, Sc, Ti, and W is selected.
  • the total amount of the solid solution forms a solid solution, components other than the solid solution component do not necessarily need to form the solid solution in the intermediate layers 11 and 111.

Abstract

本発明は、疲労によるクラックを抑制できるすべり軸受を提供する。本発明のすべり軸受は、３～１２．５ｗｔ％のＳｎと、１～８ｗｔ％のＳｉと、０．０５～３ｗｔ％のＣｒと、０．０５～０．３ｗｔ％のＺｒと、０．０１～０．５ｗｔ％のＴｉと、３ｗｔ％以下のＣｕまたはＭｇと、０～９ｗｔ％のＢｉと、を含有し、残部がＡｌと不可避不純物とからなるとともに、Ｃｒのうちの１０～９０ｗｔ％がＡｌと金属間化合物を形成し、Ｃｒのうちの残部がＡｌと固溶体を形成しているライニングと、裏金と、Ｚｎ，Ｃｕ，Ｍｇ，Ｌｉ，Ｍｎ，Ｖ，Ｚｒ，Ｆｅ，Ｍｏ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｈｆ，Ｓｃ，Ｔｉ，Ｗのなかから少なくとも１種類選択された固溶成分を０．０１ｗｔ％以上含有し、前記固溶成分の全量がＡｌと固溶体を形成しているＡｌ合金によって、厚さが２０μｍ以上であり、ビッカース硬さが３０～８０となるように前記裏金と前記ライニングとの間に形成された中間層と、を備えるものである。

Description

すべり軸受
　本発明は、すべり軸受に関する。
　特許文献１において、裏金とＡｌ基中間層とＡｌ基軸受合金層とを備えたすべり軸受が記載されている。特許文献１において、Ａｌ基軸受合金層において金属間化合物を析出させることにより、すべり軸受の疲労強度を向上させている。特許文献１において、硬いＡｌ基中間層が形成されるが、当該Ａｌ基中間層の厚さが１０～２０μｍであれば、Ａｌ基中間層のクッション性によって、なじみ性を良好にできることが記載されている（特許文献１、表２，段落００４３、参照）。
特開２０１０－２４２８５４号公報
　引用文献１においては、Ａｌ基軸受合金層において金属間化合物を形成する成分が、Ａｌ基中間層においてもＡｌ基軸受合金層と同程度（５０～１５０％）含まれるため（特許文献１、請求項６、参照。）、Ａｌ基中間層においても金属間化合物が形成される。この金属間化合物は、マトリクスとの親和性が悪いとともに、靱性が低い硬質相を構成する。そのため、Ａｌ基軸受合金層とＡｌ基中間層との双方において、金属間化合物やその界面を起点として疲労によるクラックが形成されやすくなるという問題があった。
　本発明は、前記課題にかんがみてなされたもので、疲労によるクラックを抑制できるすべり軸受を提供することを目的とする。
　前記の目的を達成するため、本発明のすべり軸受は、ライニングと裏金と中間層とを備える。ライニングは、３ｗｔ％以上かつ１２．５ｗｔ％以下のＳｎと、１ｗｔ％以上かつ８ｗｔ％以下のＳｉと、０．０５ｗｔ％以上かつ３ｗｔ％以下のＣｒと、０．０５ｗｔ％以上かつ０．３ｗｔ％以下のＺｒと、０．０１ｗｔ％以上かつ０．５ｗｔ％以下のＴｉと、３ｗｔ％以下のＣｕまたはＭｇと、０ｗｔ％以上かつ９ｗｔ％以下のＢｉと、を含有し、残部がＡｌと不可避不純物とからなるとともに、Ｃｒのうちの１０ｗｔ％以上かつ９０ｗｔ％以下がＡｌと金属間化合物を形成し、Ｃｒのうちの残部がＡｌと固溶体を形成している。Ｃｒのうち１０ｗｔ％以上かつ９０ｗｔ％以下がＡｌと硬質の金属間化合物を形成することにより、ライニングの硬度を大きくすることができ、耐疲労性を向上させることができる。さらに、Ｃｒのうち金属間化合物を形成しなかった残部がＡｌと固溶体を形成することにより、マトリクスを強化することができ、耐疲労性を向上させることができる。
　中間層は、Ｚｎ，Ｃｕ，Ｍｇ，Ｌｉ，Ｍｎ，Ｖ，Ｚｒ，Ｆｅ，Ｍｏ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｈｆ，Ｓｃ，Ｔｉ，Ｗのなかから少なくとも１種類選択された固溶成分を０．０１ｗｔ％以上含有し、固溶成分の全量がＡｌと固溶体を形成しているＡｌ合金によって、厚さが２０μｍ以上であり、ビッカース硬さが３０以上かつ８０以下となるように裏金とライニングとの間に形成されている。固溶成分がＡｌと固溶体を形成することにより、マトリクスを強化することができ、耐疲労性を向上させることができる。さらに、固溶成分の全量がＡｌと固溶体を形成するため、固溶成分とＡｌとの金属間化合物が形成されることはなく、金属間化合物やその界面が疲労時にクラックの起点や通過点となることを防止できる。すなわち、ライニングにおいて発生したクラックが中間層を伝播することを防止できる。また、中間層のビッカース硬さを８０以下に抑制することにより、中間層の延性や靱性を確保することができるため、ライニングにおいて発生したクラックが中間層を伝播することを防止できる。さらに、中間層の厚さが２０μｍ以上であるため、ライニングにおいて発生したクラックが中間層と裏金との界面まで伝播することを防止でき、耐疲労性を向上させることができる。
　ライニングが３ｗｔ％以上のＳｎを含有することにより、潤滑性を確保することができ、耐焼付性を向上させることができる。ライニングが１ｗｔ％以上のＳｉを含有することにより、Ｓｉの粒子およびＳｉを含む金属間化合物の粒子によってライニングの硬度を大きくし、耐疲労性を向上させることができる。ライニングが９ｗｔ％以下のＢｉを含有することにより、鉄との凝着性が低いＢｉを第２相として析出させることができ、耐焼付性を向上させることができる。ただし、Ｂｉは必ずしも含有されなくてもよく、Ｂｉの含有量は０ｗｔ％であってもよい。さらに、ライニングが０．０５ｗｔ％以上かつ３ｗｔ％以下のＣｒと、０．０５ｗｔ％以上かつ０．３ｗｔ％以下のＺｒと、３ｗｔ％以下（０ｗｔ％よりも大きい）のＣｕを含有することにより、ライニングを固溶強化できるとともに、これらを含む金属間化合物によりライニングを析出強化できる。また、ライニングが３ｗｔ％以下（０ｗｔ％よりも大きい）のＭｇを含有することにより、ライニングを固溶強化できる。さらに、ライニングが０．０１ｗｔ％以上かつ０．５ｗｔ％以下のＴｉを含有することにより、金属間化合物（Ａｌ３Ｔｉ）を凝固初期に微細に分散して析出させることでＡｌの析出の核となりＡｌ（α相）を微細化できる。
　本発明のすべり軸受は、ライニングと裏金と中間層とを備える。ライニングは、３ｗｔ％以上かつ７ｗｔ％以下のＳｎと、１ｗｔ％以上かつ８ｗｔ％以下のＳｉと、０．０５ｗｔ％以上かつ３ｗｔ％以下のＣｒと、０．０５ｗｔ％以上かつ０．３ｗｔ％以下のＺｒと、０．０１ｗｔ％以上かつ０．５ｗｔ％以下のＴｉと、３ｗｔ％以下のＣｕまたはＭｇと、０ｗｔ％以上かつ９ｗｔ％以下のＢｉと、を含有し、残部がＡｌと不可避不純物とからなるとともに、Ｚｒのうちの１０ｗｔ％以上かつ９０ｗｔ％以下がＡｌと金属間化合物を形成し、Ｚｒのうちの残部がＡｌと固溶体を形成している。Ｚｒのうち１０ｗｔ％以上かつ９０ｗｔ％以下がＡｌと硬質の金属間化合物を形成することにより、ライニングの硬度を大きくすることができ、耐疲労性を向上させることができる。さらに、Ｚｒのうち金属間化合物を形成しなかった残部がＡｌと固溶体を形成することにより、マトリクスを強化することができ、耐疲労性を向上させることができる。
　ライニングが３ｗｔ％以上のＳｎを含有することにより、潤滑性を確保することができ、耐焼付性を向上させることができる。また、ライニングが含有するＳｎを７ｗｔ％以下とすることにより、高温での耐疲労性を確保することができる。ライニングが１ｗｔ％以上のＳｉを含有することにより、Ｓｉの粒子およびＳｉを含む金属間化合物の粒子によってライニングの硬度を大きくし、耐疲労性を向上させることができる。ライニングが９ｗｔ％以下のＢｉを含有することにより、鉄との凝着性が低いＢｉを第２相として析出させることができ、耐焼付性を向上させることができる。ただし、Ｂｉは必ずしも含有されなくてもよく、Ｂｉの含有量は０ｗｔ％であってもよい。さらに、ライニングが０．０５ｗｔ％以上かつ３ｗｔ％以下のＣｒと、０．０５ｗｔ％以上かつ０．３ｗｔ％以下のＺｒと、３ｗｔ％以下（０ｗｔ％よりも大きい）のＣｕを含有することにより、ライニングを固溶強化できるとともに、これらを含む金属間化合物によりライニングを析出強化できる。また、ライニングが３ｗｔ％以下（０ｗｔ％よりも大きい）のＭｇを含有することにより、ライニングを固溶強化できる。さらに、ライニングが０．０１ｗｔ％以上かつ０．５ｗｔ％以下のＴｉを含有することにより、金属間化合物（Ａｌ３Ｔｉ）を凝固初期に微細に分散して析出させることでＡｌの析出の核となりＡｌ（α相）を微細化できる。
コンロッド用のすべり軸受の斜視図である。 （２Ａ）は疲労試験を説明する模式図、（２Ｂ）は焼付試験を説明する模式図である。
　ここでは、下記の順序に従って本発明の実施の形態について説明する。
Ａ．第１実施形態：
（Ａ１）すべり軸受の構成：
（Ａ２）すべり軸受の製造方法：
（Ａ３）実験結果：
Ｂ．第２実施形態：
（Ｂ１）すべり軸受の構成：
（Ｂ２）すべり軸受の製造方法：
（Ｂ３）実験結果：
Ｃ．他の実施形態：
　Ａ．第１実施形態：
　（Ａ１）すべり軸受の構成：
　図１は、本発明の一実施形態にかかるすべり軸受１の斜視図である。すべり軸受１は、裏金１０と中間層１１とライニング１２とを含む。すべり軸受１は、円筒を直径方向に２等分した半割形状の金属部材であり、断面が半円弧状となっている。２個のすべり軸受１が円筒状になるように組み合わせられた状態で、自動車のエンジンのコンロッドに取り付けられる。２個のすべり軸受１を組み合わせることによって形成される円柱状の中空部分にて、相手軸２（ドットハッチング）としてのクランクシャフトを軸受けする。相手軸２の外径はすべり軸受１の内径よりもわずかに小さく形成されている。相手軸２の外周面と、すべり軸受１の内周面との間に形成される隙間に潤滑油（エンジンオイル）が供給される。相手軸２は、すべり軸受１の曲率中心と一致する回転軸を中心に回転する。その際に、すべり軸受１の内周面上を相手軸２の外周面が摺動する。
　すべり軸受１は、曲率中心から遠い順に、裏金１０と中間層１１とライニング１２とが順に積層された構造を有する。従って、裏金１０がすべり軸受１の最外層を構成し、ライニング１２がすべり軸受１の最内層を構成する。裏金１０と中間層１１とライニング１２とは、それぞれ円周方向において一定の厚さを有している。裏金１０の厚さは１．３ｍｍであり、中間層１１の厚さは５０μｍであり、ライニング１２の厚さは０．３５ｍｍである。ライニング１２の曲率中心側の表面の半径（すべり軸受１の内径）は４５ｍｍである。なお、コンロッドや相手軸２の形状に応じてすべり軸受１の形状を決定すればよく、すべり軸受１の幅は１０～３００ｍｍの間のいずれかの値であってもよいし、すべり軸受１の外径は２５～１０００ｍｍの間のいずれかの値であってもよいし、すべり軸受１全体の厚さは１～２０ｍｍの間のいずれかの値であってもよい。また、ライニング１２の厚さは０．０５～１０ｍｍの間のいずれかの値であってもよいし、中間層１１の厚さは０．０２～２ｍｍの間のいずれかの値であってもよい。以下、内側とはすべり軸受１の曲率中心側を意味し、外側とはすべり軸受１の曲率中心と反対側を意味することとする。ライニング１２の内側の表面は、相手軸２の摺動面を構成する。
　裏金１０は、Ｃを０．１５ｗｔ％含有し、Ｍｎを０．０６ｗｔ％含有し、残部がＦｅと不可避不純物とからなる低炭素鋼で形成されている。なお、裏金１０は、ライニング１２を介して相手軸２からの荷重を支持できる材料で形成されればよく、必ずしも鋼で形成されなくてもよい。
　中間層１１は、裏金１０とライニング１２との間に形成された層である。つまり、中間層１１は、裏金１０の内側、かつ、ライニング１２の外側に積層された層である。中間層１１は、アルミニウム合金によって形成されている。具体的に、中間層１１は、Ｃｕを０．０５ｗｔ％含有し、Ｚｒを０．０５ｗｔ％含有し、Ｔｉを０．０２ｗｔ％含有し、Ｃｒを０．１ｗｔ％含有し、残部がＡｌと不可避不純物とからなる。なお、すべり軸受１の各層を構成する元素の質量は、ＩＣＰ発光分光分析装置（島津製作所製　ＩＣＰＳ－８１００）によって計測した。
　中間層１１のビッカース硬さ（硬度）を計測したところ、室温（２０℃）におけるビッカース硬さは３０であった。ライニング１２および裏金１０と接合する前の中間層１１の試料を作成し、当該試料のビッカース硬さを計測した。ビッカース硬さは、マイクロビッカース硬さ計（明石製作所製　ＭＶＫ－ＥII）によって、５０～４００ｇの荷重で試験片上の測定点に形成した圧痕の大きさ（２個の対角線の長さの平均値）を測定点のビッカース硬さとして計測した。試験片上における３～７点の測定点にて測定したビッカース硬さの平均値を中間層１１のビッカース硬さとして採用した。
　また、中間層１１の任意の断面を観察したところ、中間層１１に含有されているＡｌ以外の成分（Ｃｕ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｃｒ）とＡｌとで形成された金属間化合物が存在していないことが確認された。すなわち、中間層１１に含有されているＡｌ以外の成分（以下、含有成分）の全量が、Ａｌのマトリクス中において固溶体を形成していることが確認された。
　含有成分の量は以下のようにして解析した。電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）（日本電子製　ＪＸＡ８１００）を用いて、波長分散型Ｘ線分光法により中間層１１のマトリクス上（析出物以外）の含有成分の量を点分析で１０点以上計測し、その平均値を含有成分の固溶量として計測した。さらに５００倍以上の倍率で４視野以上の視野全体における含有成分の量を含有成分の総量として計測した。さらに、含有成分の総量から固溶量を引いた値を、含有成分の総量で除算した百分率を、含有成分のうちＡｌと金属間化合物を形成している成分の割合である固溶割合として計測した。そして、固溶割合が、実質的に１００％（例えば９８％以上）である場合に、含有成分の全量が、Ａｌのマトリクス中において固溶体を形成していると見なした。なお、分析時の電子線マイクロアナライザの電子線の加速電圧は１０ｋＶとした。
　ライニング１２は、中間層１１の内側に積層された層である。１．３ｗｔ％のＣｕと、０．５ｗｔ％のＣｒと、０．２ｗｔ％のＺｒと、４．５ｗｔ％のＳｎと、１．５ｗｔ％のＳｉと、２ｗｔ％のＢｉと、０．０１ｗｔ％のＴｉとを含有し、残部がＡｌと不可避不純物とからなる。Ｃｒのうちの８５ｗｔ％（ライニング１２全体のうちの１７ｗｔ％）がＡｌと金属間化合物を形成し、Ｃｒのうちの残部がＡｌと固溶体を形成している。すなわち、ライニング１２を電子線マイクロアナライザによって解析することにより、ライニング１２の含有成分としてのＣｒの固溶割合を計測したところ、当該Ｃｒの固溶割合は８５ｗｔ％であった。
　すべり軸受１の耐疲労性能値を計測したところ、１０５ＭＰａであった。耐疲労性能値とは、後述する往復動荷重試験機によって疲労試験を行った場合に疲労破壊が生じなかった面圧の上限値である。また、疲労破壊が生じたとは、疲労試験においてライニング１２にて生じたクラックが中間層１１を貫通し、裏金１０まで伝播することにより、中間層１１とライニング１２とからなるＡｌ合金層が裏金１０から浮き上がることを意味する。
　図２Ａは、往復動荷重試験機によって行った疲労試験の模式図である。図２Ａに示すように、長さ方向の両端に円柱状の貫通穴が形成されたコンロッドＲを用意し、一端の貫通穴にて相手軸２（ドットハッチング）を軸受けさせた。なお、相手軸２を軸受けするコンロッドＲの貫通穴の内周面に、２個のすべり軸受１（斜めハッチング）を円筒形に組み合わせた状態で取り付けた。相手軸２の軸方向におけるコンロッドＲの両外側において相手軸２を軸受けし、単位時間あたりの回転数が３０００回転／分となるように相手軸２を回転させた。相手軸２とは反対側のコンロッドＲの端部を、コンロッドＲの長さ方向に往復移動する移動体Ｆに連結し、当該移動体Ｆの往復荷重を、疲労試験を行うごとに変化させた。また、単位時間あたりの移動体Ｆの往復回数が３０００回／分となるように移動体Ｆを往復させた。また、コンロッドＲと相手軸２との間に、エンジンオイル（ＣＦ－４　１０Ｗ－３０）を給油した。また、試験時のすべり軸受１の温度が１８０℃となるようにエンジンオイルの温度を調整した。なお、相手軸２は、高周波焼入れを行った炭素鋼（Ｓ５５Ｃ）とした。そして、相手軸２の回転数（移動体Ｆの往復回数）が１０7回となるまで、すべり軸受１の疲労試験を継続した。疲労試験後において摺動面に亀裂が生じなかった上限の移動体Ｆの往復荷重を特定し、当該往復荷重を相手軸２とすべり軸受１との接触面積で除算した面圧を耐疲労性能値として計測した。
　また、すべり軸受１の耐焼付性能値を計測したところ、１０５ＭＰａであった。耐焼付性能値とは、後述する静荷重試験機によって焼付試験を行った場合に焼付きが生じなかった面圧の上限値である。
　図２Ｂは、静荷重試験機によって行った焼付試験の模式図である。図２Ｂに示すように、円柱状の相手軸２（ドットハッチング）を軸受けしたすべり軸受１（斜めハッチング）を用意し、すべり軸受１を相手軸２の径方向の外側から一対の保持体Ｓによって支持した。単位時間あたりの回転数が１３００～８０００回転／分となるように相手軸２を回転させた。また、相手軸２の中心軸と垂直に交差する軸上において、一対の保持体Ｓを互いに相手軸２の中心軸に向けて接近させる静荷重を作用させ、当該静荷重の大きさを５ＭＰａずつ漸増させた。また、少なくともすべり軸受１の全体がエンジンオイルＯ（ＳＮ　０Ｗ－２０）中に浸漬するようにオイル浴中で焼付試験を行った。相手軸２を回転に要するトルクが所定値以上となった場合と、すべり軸受１の温度が所定温度以上となった場合とにおいて、静荷重試験機を停止させるとともに、静荷重試験機の停止直前に一対の保持体Ｓに作用させていた面圧（単位接触面積あたりの静荷重）を耐焼付性能値として計測した。
所定温度とは、目標温度に許容上昇温度を加算した温度である。目標温度は２０～４０℃（室温）である。すべり軸受１の温度が目標温度となるようにオイル浴のエンジンオイルＯの温度を調整した。許容上昇温度とは、焼付きが生じていない正常な摩擦状態で上昇し得るすべり軸受１の温度であり、目標温度からの上昇温度が許容上昇温度以上となった場合に、焼付きが生じたと見なすことができる。焼付試験において焼付きが生じなかった上限の静荷重を特定し、当該静荷重を相手軸２とすべり軸受１との接触面積で除算した面圧を耐焼付性能値として計測した。
　以上説明したように、すべり軸受１の耐疲労性能値は１０５ＭＰａであり、良好な耐疲労性を有することが分かった。また、すべり軸受１の耐焼付性能値は１０５ＭＰａであり、良好な耐焼付性を有することが分かった。ライニング１２において、Ｃｒのうち８５ｗｔ％がＡｌと硬質の金属間化合物を形成することにより、ライニング１２の硬度を大きくすることができ、耐疲労性を向上させることができたと考えられる。さらに、ライニング１２において、Ｃｒのうち金属間化合物を形成しなかった残部がＡｌと固溶体を形成することにより、ライニング１２のマトリクスを強化することができ、耐疲労性を向上させることができたと考えられる。
　中間層１１において、Ａｌ以外の成分（Ｃｕ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｃｒ）がＡｌと固溶体を形成することにより、マトリクスを強化することができ、耐疲労性を向上させることができたと考えられる。さらに、中間層１１において、Ａｌ以外の成分の全量がＡｌと固溶体を形成するため、Ａｌ以外の成分とＡｌとの金属間化合物が形成されることはなく、金属間化合物やその界面が疲労時にクラックの起点や通過点となることを防止できたと考えられる。すなわち、ライニング１２において発生したクラックが中間層１１を伝播することを防止できたと考えられる。また、中間層１１のビッカース硬さを８０以下に抑制することにより、中間層１１の延性や靱性を確保することができるため、ライニング１２において発生したクラックが中間層１１を伝播することを防止できたと考えられる。さらに、中間層１１の厚さが５０μｍであるため、ライニング１２において発生したクラックが中間層１１と裏金１０との界面まで伝播することを防止でき、耐疲労性を向上させることができたと考えられる。ライニング１２において発生したクラックが中間層１１と裏金１０との界面まで伝播することを防止できるため、中間層１１とライニング１２とからなるＡｌ合金層が裏金１０から浮き上がることを防止できとた考えられる。従って、Ａｌ合金層が裏金１０から浮き上がった部分にて摩擦熱が集中して発生することも防止でき、結果として良好な耐焼付性が得られたと考えられる。
　（Ａ２）すべり軸受の製造方法：
　本実施形態においてすべり軸受１は、ａ．ライニング板の形成、ｂ．中間層板の形成、ｃ．圧着、ｄ．切断、ｅ．機械加工の各工程を順に行うことにより製造される。以下、各工程について説明する。
　ａ．ライニング板の形成
　まず、１．３ｗｔ％のＣｕと、０．５ｗｔ％のＣｒと、０．２ｗｔ％のＺｒと、４．５ｗｔ％のＳｎと、１．５ｗｔ％のＳｉと、２ｗｔ％のＢｉと、０．０１ｗｔ％のＴｉとを含有するＡｌ合金が形成できるように、各成分の材料（Ｓｎインゴットと、Ｂｉインゴットと、他の含有成分とＡｌからなる母合金（Ａｌ－Ｃｕ（Ｃｕ：３０ｗｔ％）、Ａｌ－Ｃｒ（Ｃｒ：１ｗｔ％）、Ａｌ－Ｚｒ（Ｚｒ：１ｗｔ％）、Ａｌ－Ｔｉ（Ｔｉ：５ｗｔ％））を計量して用意した。次に、各成分の材料を、高周波誘導炉によって８５０℃まで加熱して、１５分保持した。これにより、ライニング１２の溶融材料が形成されることとなる。その後、多孔質バブリングパイプやランスパイプによって流量が２Ｌ／ｍｉｎとなるように、２０秒以上Ａｒガスの気泡を分散噴出させて、水素ガスや介在物の除去を行い、５分以上静置した。
　次に、ライニング１２の溶融材料を鋳型に注入し、当該鋳型の開口からライニング１２の溶融材料を鋳造方向に引き抜くことにより、ライニング１２の原形となるライニング板を形成した。
　さらに、ライニング板に対して、圧延を行いながら焼鈍を行った。この焼鈍工程では、３０５℃～４００℃の低温焼鈍と、４００℃～４７５℃の高温焼鈍とを、互いの温度差が１０℃以上となるように行った。低温焼鈍と高温焼鈍の焼鈍時間はそれぞれ４０～１８０分として、低温焼鈍と高温焼鈍の焼鈍時間を調整することにより、ＣｒのうちのＡｌと金属間化合物を形成する成分の固溶割合を調整した。ＣｒのうちのＡｌと金属間化合物を形成する成分の固溶割合を大きくするには焼鈍時間を長くすればよく、金属間化合物を形成する成分の固溶割合を小さくするには焼鈍時間を短くすればよい。例えば、高温焼鈍温度（４００～４６０℃）にて６０分以上１４０分以下の長さで焼鈍を行うことにより、Ｃｒの固溶割合を大きくしてもよい。高温焼鈍温度にて４０分以上６０分未満の長さで焼鈍を行うことにより、Ｃｒの固溶割合を小さくしてもよい。
　ｂ．中間層板の形成
　まず、０．０５ｗｔ％のＣｕと、０．０５ｗｔ％のＺｒと、０．０２ｗｔ％のＴｉと、０．１ｗｔ％のＣｒとを含有するＡｌ合金が形成できるように、各成分の材料（Ｓｎインゴットと、他の含有成分とＡｌからなる母合金（Ａｌ－Ｃｕ（Ｃｕ：３０ｗｔ％）、Ａｌ－Ｃｒ（Ｃｒ：１ｗｔ％）、Ａｌ－Ｚｒ（Ｚｒ：１ｗｔ％）、Ａｌ－Ｔｉ（Ｔｉ：５ｗｔ％））を計量して用意する。次に、各成分の材料を、高周波誘導炉によって８５０℃まで加熱して、１５分保持した。これにより、中間層１１の溶融材料が形成されることとなる。その後、多孔質バブリングパイプやランスパイプによって流量が２Ｌ／ｍｉｎとなるように、２０秒以上Ａｒガスの気泡を分散噴出させて、水素ガスや介在物の除去を行い、５分以上静置した。次に、中間層１１の溶融材料を鋳型に注入し、当該鋳型の開口から中間層１１の溶融材料を鋳造方向に引き抜くことにより、中間層１１の原形となる中間層板を形成した。なお、中間層板は、押出成形によって形成されてもよい。また、中間層板の形成後に圧延を行うことによって、中間層板の厚さを調整した。
　ｃ．圧着
　次に、ライニング板と中間層板とを厚さ方向に重ね合わせた状態で圧延を行うことにより、ライニング板と中間層板とが圧着されたＡｌ圧着板を形成した。そして、Ａｌ圧着板に対して所定の熱処理を行うことにより、Ａｌ圧着板の圧着を完了させた。
　さらに、裏金１２の原形となる低炭素鋼板を用意し、低炭素鋼板とＡｌ圧着板と厚さ方向に重ね合わせた状態で圧延を行うことにより、Ａｌ圧着板と低炭素鋼板とが圧着されたすべり軸受１の圧延板を形成した。そして、すべり軸受１の圧延板に対して所定の熱処理を行うことにより、すべり軸受１の圧延板の圧着を完了させた。
　ライニング板と中間層板と低炭素鋼板との圧着においては、冷間圧延を行ってもよいし、熱間圧延を行ってもよい。また、圧着における各板の厚さの減少量（圧延率）を考慮し、すべり軸受１の圧延板の圧着後に狙いの厚さとなるように、圧着前のライニング板と中間層板と低炭素鋼板の厚さを調整しておけばよい。
　ｄ．切断
　次に、すべり軸受１の圧延板を所定の大きさごとに切断した。所定の大きさとは、後述する機械加工を行うことにより、すべり軸受１が形成できる大きさであり、すべり軸受１が取り付けられるコンロッドの形状によって定まる大きさである。
　ｅ．機械加工
　最後に、切断後のすべり軸受１の圧延板に対してプレス加工を行うことにより、半割形状のすべり軸受１を形成した。さらに、切削加工によって形状や表面状態を仕上げることにより、すべり軸受１を完成させた。
　（Ａ３）実験結果：
　表１は、すべり軸受１の各試験片（本発明の実施例１～４，比較例１～３）の機械特性（耐疲労性能値、耐焼付性能値）を測定した結果を示す。前記実施形態は、実施例４と同一の構成を有する。各試験片は、上述したすべり軸受１の製造方法と同様の手法によって製造した。各機械特性は上述した実施形態と同様の手法によって計測した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示すように、実施例１～４のライニング１２において、Ｃｒのうち４５～８５ｗｔ％が金属間化合物を形成し、残部が固溶体を形成することにより、実施例１～４のライニング１２の硬度を向上させ、良好な耐疲労性を得ることができた。ここで、Ａｌ合金中におけるＣｒは、熱処理に応じて金属間化合物が析出しやすい元素であり、金属間化合物の析出量だけではなく、粒子の大きさも熱処理の時間等によって調整しやすい。特に、ＡｌとＣｒの金属間化合物は粒界に析出しやすいため、同じく粒界に析出しやすいＳｎ（１２．５ｗｔ％以下）を多く含む場合にＳｎによって耐疲労性が低下することを効果的に抑制できる。さらに、Ｃｒの金属間化合物は、一つ一つの粒子の大きさが揃っており、Ｃｒの金属間化合物の析出量を容易に解析できる。従って、ライニング１２におけるＣｒの固溶割合に注目することにより、所望の耐疲労性を実現するための熱処理時間の管理（条件出し）が容易となる。
　また、実施例１～４において、中間層１１のビッカース硬さを２５～７５とし、厚さを２５～５０μｍとすることにより、中間層１１によってクラックの伝播を防止でき、耐疲労性および耐焼付性を向上させることができた。中間層１１が適度な厚さと延性と靱性を備えて塑性変形が可能となることにより、クラックが裏金１０まで伝播することを防止できたものと考えられる。また、中間層１１に硬質の金属間化合物が含まれないため、金属間化合物が中間層１１と裏金１０との剥離の起点となることも防止でき、裏金１０から中間層１１が浮き上がる疲労破壊を防止できた。
　比較例２は、中間層１１のビッカース硬さが大き過ぎるとともに、中間層１１が薄すぎるため、中間層１１が塑性変形によってクラックの伝播を防止することができず、良好な耐疲労性と耐焼付性が発揮できなかったと考えられる。比較例１は、中間層１１のビッカース硬さが適度であるものの、中間層１１が薄すぎるため、中間層１１が塑性変形によってクラックの伝播を防止することができず、良好な耐疲労性と耐焼付性が発揮できなかったものと考えられる。さらに、比較例１は、中間層１１の厚さが適度であるものの、ビッカース硬さが小さすぎるため、中間層１１の強度が不足し、中間層１１が破壊した部分にて焼付きが発生しやすくなったものと考えられる。
　Ｂ．第２実施形態：
　（Ｂ１）すべり軸受の構成：
　本発明の第２実施形態のすべり軸受１０１も、図１に示す第１実施形態のすべり軸受１と同様の外観を有し、第１実施形態のすべり軸受１と同様に裏金１１０と中間層１１１とライニング１１２とを含む。すべり軸受１０１の裏金１１０の構成は、第１実施形態のすべり軸受１の裏金１０と同様である。
　中間層１１１は、Ｃｕを３ｗｔ％含有し、Ｚｒを０．１５ｗｔ％含有し、Ｔｉを０．０２ｗｔ％含有し、Ｃｒを０．０８ｗｔ％含有し、残部がＡｌと不可避不純物とからなる。第１実施形態と同様の測定方法によって、中間層１１１のビッカース硬さ（硬度）を計測したところ、室温（２０℃）におけるビッカース硬さは７０であった。
　第１実施形態と同様の解析手法によって、中間層１１１の任意の断面を解析したところ、中間層１１１に含有されているＡｌ以外の成分（Ｃｕ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｃｒ）とＡｌとで形成された金属間化合物が存在していないことが確認された。すなわち、中間層１１１に含有されているＡｌ以外の成分の全量が、Ａｌのマトリクス中において固溶体を形成していることが確認された。
　ライニング１１２は、１．２ｗｔ％のＣｕと、０．１５ｗｔ％のＣｒと、０．２ｗｔ％のＺｒと、６ｗｔ％のＳｎと、５ｗｔ％のＳｉと、０．０３ｗｔ％のＴｉとを含有し、残部がＡｌと不可避不純物とからなる。Ｚｒのうちの８０ｗｔ％（ライニング１１２全体のうちの１６ｗｔ％）がＡｌと金属間化合物を形成し、Ｚｒのうちの残部がＡｌと固溶体を形成している。すなわち、ライニング１１２を電子線マイクロアナライザによって解析することにより、ライニング１１２の含有成分としてのＺｒの固溶割合を計測したところ、当該Ｚｒの固溶割合は８０ｗｔ％であった。
　第１実施形態と同様の計測手法によって、すべり軸受１０１の耐疲労性能値を計測したところ、１１０ＭＰａであった。第１実施形態と同様の計測手法によって、すべり軸受１０１の耐焼付性能値を計測したところ、９５ＭＰａであった。
　（Ｂ２）すべり軸受の製造方法：
　本実施形態のすべり軸受１０１も、ａ．ライニング板の形成、ｂ．中間層板の形成、ｃ．圧着、ｄ．切断、ｅ．機械加工の各工程を順に行うことにより製造される。以下、各工程について説明する。以上の工程のうち、ｃ．圧着、ｄ．切断、ｅ．機械加工は前記実施形態と同様である。
　ａ．ライニング板の形成
　まず、１．２ｗｔ％のＣｕと、０．１５ｗｔ％のＣｒと、０．２ｗｔ％のＺｒと、６ｗｔ％のＳｎと、５ｗｔ％のＳｉと、０．０３ｗｔ％のＴｉとを含有するＡｌ合金が形成できるように、各成分の材料（Ｓｎインゴットと、他の含有成分とＡｌからなる母合金（Ａｌ－Ｃｕ（Ｃｕ：３０ｗｔ％）、Ａｌ－Ｃｒ（Ｃｒ：１ｗｔ％）、Ａｌ－Ｚｒ（Ｚｒ：１ｗｔ％）、Ａｌ－Ｔｉ（Ｔｉ：５ｗｔ％））を計量して用意した。次に、各成分の材料を、高周波誘導炉によって８５０℃まで加熱して、１５分保持した。これにより、ライニング１１２の溶融材料が形成されることとなる。その後、多孔質バブリングパイプやランスパイプによって流量が２Ｌ／ｍｉｎとなるように、２０秒以上Ａｒガスの気泡を分散噴出させて、水素ガスや介在物の除去を行い、５分以上静置した。
　次に、ライニング１１２の溶融材料を鋳型に注入し、当該鋳型の開口からライニング１１２の溶融材料を鋳造方向に引き抜くことにより、ライニング１１２の原形となるライニング板を形成した。
　さらに、ライニング板に対して、圧延を行いながら焼鈍を行った。この焼鈍工程では、３０５℃～４００℃の低温焼鈍と、４００℃～４７５℃の高温焼鈍とを、互いの温度差が１０℃以上となるように行った。低温焼鈍と高温焼鈍の焼鈍時間はそれぞれ４０～１８０分として、低温焼鈍と高温焼鈍の焼鈍時間を調整することにより、ＺｒのうちのＡｌと金属間化合物を形成する成分の割合を調整した。ＺｒのうちのＡｌと金属間化合物を形成する成分の割合を大きくするには焼鈍時間を長くすればよく、金属間化合物を形成する成分の割合を小さくするには焼鈍時間を短くすればよい。例えば、高温焼鈍温度（４４０～４７５℃）にて８０分以上１６０分以下の長さで焼鈍を行うことにより、Ｚｒの固溶割合を大きくしてもよい。高温焼鈍温度にて４０分以上８０分未満の長さで焼鈍を行うことにより、Ｚｒの固溶割合を小さくしてもよい。
　ｂ．中間層板の形成
　まず、３ｗｔ％のＣｕと、０．１５ｗｔ％のＺｒと、０．０２ｗｔ％のＴｉと、０．０８ｗｔ％のＣｒとを含有するＡｌ合金が形成できるように、各成分の材料（Ｓｎインゴットと、他の含有成分とＡｌからなる母合金（Ａｌ－Ｃｕ（Ｃｕ：３０ｗｔ％）、Ａｌ－Ｃｒ（Ｃｒ：１ｗｔ％）、Ａｌ－Ｚｒ（Ｚｒ：１ｗｔ％）、Ａｌ－Ｔｉ（Ｔｉ：５ｗｔ％））を計量して用意する。次に、各成分の材料を、高周波誘導炉によって８５０℃まで加熱して、１５分保持した。これにより、中間層１１１の溶融材料が形成されることとなる。その後、多孔質バブリングパイプやランスパイプによって流量が２Ｌ／ｍｉｎとなるように、２０秒以上Ａｒガスの気泡を分散噴出させて、水素ガスや介在物の除去を行い、５分以上静置した。次に、中間層１１１の溶融材料を鋳型に注入し、当該鋳型の開口から中間層１１１の溶融材料を鋳造方向に引き抜くことにより、中間層１１１の原形となる中間層板を形成した。なお、中間層板は、押出成形によって形成されてもよい。また、中間層板の形成後に圧延を行うことによって、中間層板の厚さを調整した。
　（Ｂ３）実験結果：
　表２は、すべり軸受１０１の各試験片（本発明の実施例１１～１４，比較例１１～１３）の機械特性（耐疲労性能値、耐焼付性能値）を測定した結果を示す。第２実施形態は、実施例１４と同一の構成を有する。各試験片は、上述したすべり軸受１０１の製造方法と同様の手法によって製造した。各機械特性は上述した実施形態と同様の手法によって計測した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示すように、実施例１１～１４のライニング１１２において、Ｚｒのうち４５～８５ｗｔ％が金属間化合物を形成し、残部が固溶体を形成することにより、実施例１１～１４のライニング１１２の硬度を向上させ、良好な耐疲労性を得ることができた。ここで、Ａｌ合金中におけるＺｒは、金属間化合物の析出量と固溶体を形成する量とのバランスを熱処理の時間等によって調整しやすい成分である。また、粒界に析出しやすいＳｎ（７ｗｔ％以下）を多く含まない場合、Ｓｎに起因する粒界の破壊よりも、マトリクス粒内の破壊が支配的となる。従って、Ｚｒのうちライニング１１２にて固溶体を形成する量を調整することにより、効果的にライニング１１２の耐疲労性を向上させることができる。従って、ライニング１１２におけるＺｒの固溶割合に注目することにより、所望の耐疲労性を実現するための熱処理時間の管理（条件出し）が容易となる。
　また、実施例１１～１４において、中間層１１１のビッカース硬さを３０～７０とし、厚さを３５～４０μｍとすることにより、中間層１１１によってクラックの伝播を防止でき、耐疲労性および耐焼付性を向上させることができた。中間層１１１が適度な厚さと延性と靱性を備えて塑性変形が可能となることにより、クラックが裏金１１０まで伝播することを防止できたものと考えられる。また、中間層１１１に硬質の金属間化合物が含まれないため、金属間化合物が中間層１１１と裏金１１０との剥離の起点となることも防止でき、裏金１１０から中間層１１１が浮き上がる疲労破壊を防止できた。
　比較例１３は、中間層１１１のビッカース硬さが大き過ぎるとともに、中間層１１１が薄すぎるため、中間層１１１が塑性変形によってクラックの伝播を防止することができず、良好な耐疲労性と耐焼付性が発揮できなかったと考えられる。比較例１１は、中間層１１１のビッカース硬さと厚さとが小さ過ぎるため、良好な耐疲労性と耐焼付性が発揮できなかったものと考えられる。比較例１１，１３は、ライニング１１２において硬質相としての金属化合物の量が大きすぎたために、良好な耐疲労性と耐焼付性が発揮できなかったものと考えられる。さらに、比較例１２は、ライニング１１２において硬質相としての金属化合物の量が不足したために、良好な耐疲労性と耐焼付性が発揮できなかったものと考えられる。
　Ｃ．他の実施形態：
　前記実施形態においては、本発明のすべり軸１，１０１をコンロッドに使用したが、すべり軸受１，１０１の用途はコンロッドに限定されない。例えば、本発明のすべり軸１をスラスト軸受に適用してもよい。また、すべり軸受１は、ライニング１２，１１２上にオーバーレイが形成されてもよく、当該オーバーレイは金属層であってもよいし樹脂層であってもよい。
　本発明においては、固溶強化成分の全量がライニング１２，１１２のマトリクスに固溶すればよく、０．３ｗｔ％以上かつ５．０ｗｔ％以下のＭｇを固溶強化成分として含有してもよい。ライニング１２，１１２においてＭｇを０．３ｗｔ％以上とすることにより固溶強化によって耐疲労性を良好にすることができ、ライニング１２，１１２においてＭｇを５．０ｗｔ％以下とすることによりＭｇの全量をマトリクスに固溶させることができる。同様に、０．３ｗｔ％以上かつ５．０ｗｔ％以下のＡｇを固溶強化成分として含有してもよい。さらに、０．３ｗｔ％以上かつ２．０ｗｔ％以下のＣｕを固溶強化成分として含有してもよい。また、ＣｕおよびＡｇを双方ともライニング１２，１１２に含有させてもよく、ＣｕおよびＡｇの合計を６．０ｗｔ％以下となるようにすることにより、ＣｕおよびＡｇの全量をマトリクスに固溶させることができる。ＣｕとＡｇとは、Ａｌ中に同時に含まれても金属間化合物を形成しないため、双方ともライニング１２，１１２において固溶することができる。
　中間層１１，１１１における固溶成分の含有量は、固溶成分の全量がマトリクスにて固溶体を形成できる固溶限以下の量であればよく、中間層１１，１１１のビッカース硬さが適度となるように固溶成分の含有量を固溶限以下の範囲内で調整すればよい。中間層１１，１１１の厚さは２０μｍ以上であればよく、ライニング１２，１１２が含有するＣｒまたはＺｒのうち金属間化合物を形成する割合が大きくなるほど、中間層１１，１１１の厚さを大きくしてもよい。また、中間層１１，１１１において、Ｚｎ，Ｃｕ，Ｍｇ，Ｌｉ，Ｍｎ，Ｖ，Ｚｒ，Ｆｅ，Ｍｏ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｈｆ，Ｓｃ，Ｔｉ，Ｗのなかから少なくとも１種類選択された固溶成分の全量が固溶体を形成すればよく、固溶成分以外の成分は必ずしも中間層１１，１１１にて固溶体を形成しなくてもよい。
　１，１０１…すべり軸受、２…相手軸、１０，１１０…裏金、１１，１１１…中間層、１２，１１２…ライニング、Ｆ…移動体、Ｒ…コンロッド、Ｓ…保持体。

Claims (2)

  1. 　３ｗｔ％以上かつ１２．５ｗｔ％以下のＳｎと、１ｗｔ％以上かつ８ｗｔ％以下のＳｉと、０．０５ｗｔ％以上かつ３ｗｔ％以下のＣｒと、０．０５ｗｔ％以上かつ０．３ｗｔ％以下のＺｒと、０．０１ｗｔ％以上かつ０．５ｗｔ％以下のＴｉと、３ｗｔ％以下のＣｕまたはＭｇと、０ｗｔ％以上かつ９ｗｔ％以下のＢｉと、を含有し、残部がＡｌと不可避不純物とからなるとともに、Ｃｒのうちの１０ｗｔ％以上かつ９０ｗｔ％以下がＡｌと金属間化合物を形成し、Ｃｒのうちの残部がＡｌと固溶体を形成しているライニングと、
    　裏金と、
    　Ｚｎ，Ｃｕ，Ｍｇ，Ｌｉ，Ｍｎ，Ｖ，Ｚｒ，Ｆｅ，Ｍｏ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｈｆ，Ｓｃ，Ｔｉ，Ｗのなかから少なくとも１種類選択された固溶成分を０．０１ｗｔ％以上含有し、前記固溶成分の全量がＡｌと固溶体を形成しているＡｌ合金によって、厚さが２０μｍ以上であり、ビッカース硬さが３０以上かつ８０以下となるように前記裏金と前記ライニングとの間に形成された中間層と、
    を備えることを特徴とするすべり軸受。
  2. 　３ｗｔ％以上かつ７ｗｔ％以下のＳｎと、１ｗｔ％以上かつ８ｗｔ％以下のＳｉと、０．０５ｗｔ％以上かつ３ｗｔ％以下のＣｒと、０．０５ｗｔ％以上かつ０．３ｗｔ％以下のＺｒと、０．０１ｗｔ％以上かつ０．５ｗｔ％以下のＴｉと、３ｗｔ％以下のＣｕまたはＭｇと、０ｗｔ％以上かつ９ｗｔ％以下のＢｉと、を含有し、残部がＡｌと不可避不純物とからなるとともに、Ｚｒのうちの１０ｗｔ％以上かつ９０ｗｔ％以下がＡｌと金属間化合物を形成し、Ｚｒのうちの残部がＡｌと固溶体を形成しているライニングと、
    　裏金と、
    　Ｚｎ，Ｃｕ，Ｍｇ，Ｌｉ，Ｍｎ，Ｖ，Ｚｒ，Ｆｅ，Ｍｏ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｈｆ，Ｓｃ，Ｔｉ，Ｗのなかから少なくとも１種類選択された固溶成分を０．０１ｗｔ％以上含有し、前記固溶成分の全量がＡｌと固溶体を形成しているＡｌ合金によって、厚さが２０μｍ以上であり、ビッカース硬さが３０以上かつ８０以下となるように前記裏金と前記ライニングとの間に形成された中間層と、
    を備えることを特徴とするすべり軸受。
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