JPH01301832A - Ａｌ―Ｓｎ―Ｐｂ系軸受合金 - Google Patents

Abstract

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

Description

【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明はＡｌ　−Ｓｎ−Ｐｂ系軸受合金に係り、詳しく
は、マトリックス中に、球状、だ円状若しくは先端が丸
味をおびた形状のＳｉ粒子が分散、析出され、しかも、
高速・高負荷運転時にすぐれ、なかでも、高温領域にお
いて耐疲労性、耐焼付性ならびに耐摩耗性を有するＡｔ
　−Ｓｎ−Ｐｂ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
苛酷化の一途をたどっている。従来例の多元系やＡｌ系
軸受のほとんどは軸受台金部分の表面にオーバーレイメ
ツキ等によりＰｂ−Ｓｎ系等の表面層を形成したもので
ある。しかし、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（なっている。

そこで最近は、オーバーレイメツ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ツキ層を有する軸受は
、−膜内には、ＪＩＳ　１１５４０２、Ａｌ−１（１０
％Ｓｎ、　０，７５％Ｃｕ、　０．５％Ｎ１、ＡｌＢａ
１ｌや、ＪＩＳ　　Ｈ５４０２、Ａｌ−２（６％Ｓｎ、
２．５％Ｃｕ、１．０％Ｎ１、Ａ／Ｂａ１）等のＪＩＳ
規格、ＳＡＥ　７８０（６％Ｓｎ、２％Ｓｉ、１％Ｃｕ
、　０．５％Ｎ１．０．１％■１、Ａｊ！Ｂａ１）等（
７）ＳＡＥｆｉ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Ｓｎ−Ａ１合金から成って
いるが、これら軸受合金部分の表面には更にｐｂ−ｓｂ
系合金のオーバーレイメツキによって表面層が形成され
、この表面層が軸受面を構成している。しかし、これら
軸受は、近年の高負荷、高温の使用条件下では表面のオ
ーバーレイメツキによる表面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
オーバーレイメツキによって表面層を形成しない軸受は
、ＳＡＥ　７８３（２０％Ｓｎ、　０，５％Ｓ１．１，
０％Ｃｕ、０．１％■１、Ａｊ！Ｂａ１）に示される通
り、その軸受台金部分がＳｎ含有量の多い高Ｓｎ−Ａ１
合金から成っている。しかし、このようにＳｎが２０％
程度の如く多（含まれる合金は、硬度が低（、Ａｌマト
リッ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、Ａｌ　−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ｉ−著昭Ｉａ２９年日刊
工業新聞焼発行ｒ軸受台金〕第１３９頁に記載され、こ
の軸受台金は１０％Ｓｎ、　１，５％Ｃｕ、０．５％Ｓ
ｉを含むとともに３％ｐｂを添加して成るＡｌ　−Ｓｎ
−Ｐｂ系合金である。

更に、Ａｌ　−Ｓｎ−Ｐｂ系合金中のｐｂはＡｌ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を添カロしたＡｌ　−Ｓｎ−Ｐｂ−Ｓｂ系合金
が特公昭５２−１２１３１号に記載され、この上に、Ａ
Ｘマトリックス強化のためにｃｒを添加したＡｌ−Ｓｎ
　−Ｐｂ　−Ｓｂ　−Ｃｒ系合金が特公昭５８−１８９
８５号に記載されている。しかし、これらのＡｌ　−Ｓ
ｎ−ｐｂ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、通常の運粘下に
比べると、高負荷運転下の軸と軸受との潤滑へ構は根本
的に相違するからである。

このところから、高負荷運転下の潤滑機構と通常運転下
のそれとの相違点について基本的な検討が行なわれ、こ
の検討結果の一つとしてＡｌ−Ｓｎ系合金中に粗大なＳ
ｌを分散析出させた軸受が特開昭５８−６４３３６号に
よって提案されている。

この軸受は硬いＳ１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。

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、研磨加工時
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Ａｔ−Ｓｎ系、Ａｌ　−Ｓｎ
−Ｐｂ系等の軸受台金では、こ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Ｓｉ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。

発明が解決しようとする課題 本発明は上記欠点の解決を目的とするが、具体的には、
Ａｔ　−Ｓｎ−Ｐｂ系軸受合金において、潤滑向上のた
めにＳｎｆｌＩＰｂ等の含有量を高め、Ａｔマトリック
スの強化のためにＣｒ、　Ｓｂ％Ｍｎ。

Ｎ１等の元素を添加し、これらの元素によってＡｌマト
リックスの硬度を増加させるが、逆に、これら手段によ
ってかえってＡ１合金が脆弱になり、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
ないことになる。このところを本発明においては、Ａｌ
マトリックス中に、だ円状、球状若しくは先端が丸味を
おびた形状のＳｉ粒子を析出させることにより解決し、
このようにして耐焼付性、耐摩耗性を向上させる。

課題を解決するための 手段ならびにその作用 すなわら、本発明に係る軸受台金は、型間％で、３〜３
５％Ｓｎ、　０．１〜１１％ｓ１ならヒニ０．１〜１０
％ｐｂを含むほか、０．１〜４％Ｃｕを含有し、残余が
実質的にＡｌから成るＡｔ−Ｓｎ系軸受合金において、
　ｏ、ｏｉ〜０．３％のＳｒを含有して、Ａｌマトリッ
クス中に、球状、だ円状若しくは先端が丸味をおびた形
状のＳｉ粒子を分散、析出させることをＷ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。

まず、本発明は高温状態におけるｉｌｉ’ｌ疲労性を高
めるために成されたものである。

すなわち、従来例においては、単に高融点元素であるｃ
ｒ、　ｃｏ、　Ｎ＊等を添加し、高温強度を高め、高温
下で硬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
−Ｐｂ系合金の高温状態における耐疲労性を高めるため
には、串に高融点元素を添加して−さを増加させること
によっては達成できず、かえって、合金が脆弱になって
引張強度、伸びならびに衝撃値が低下する。

この点について、本発明では、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ために、Ｓｒを必須成
分として添加し、このＳｒを鋳造時点で８１に作用させ
てＳｉ結晶粒子の球状化若しくはＳｉｔ！ｉ晶粒子の一
部の球状化、つまり、Ｓｉ結晶粒子の先端の丸味化を計
り、史に、通常の条件の熱処理によりこのＳ１結晶粒子
の球状化若しくは丸味化を高め、これにより、Ａｌ　−
Ｓｎ　−ｐｂ金合金引張強度、伸びならびに衝撃強さを
高める。

すなわら、−膜内に云って、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
ているが、本発明ではｓｒによって鋳造時に８１結晶粒
子の球状化をはかり、この球状化をｓｒによって熱処理
時に更に高めるのである。

なお、本発明は、Ｓｒ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、添加元素として上記の如
く高融点元素をＡｌ　−Ｓｎ−Ｐｂ系合金に添加しても
、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
裏付けることができる。

次に、以上の如＜Ａ／マトリックス中に、球状若しくは
先端が丸味をおびた形状の３１粒子を析出させると、高
温、高負荷条件に適合し表面性能が著しく高められた軸
受面が得られる。

−膜内に、焼付現象はそれに達する過程が複雑で多（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
−８ｎ合金のオーバーレイメツキにより表面層を具える
Ｃｕ　−Ｐｂ系合金の軸受は高荷重運転下ではこのメツ
キの表面層がＩＩ！滅し焼付きに至る。これに対し、ｓ
ｌ、Ｃｕを含むＡｌ　−Ｓｎ−Ｐｂ系合金から成って、
表面にオーバーレイメツキによる表面層が形成されてい
ない軸受においては焼付きに至らない。

このところを本発明者等は看目し、両軸受を構造的に比
較検８寸した。すなわち、第３図は表面にオーバーレイ
メツキによる表面層（以下、単にオーバーレイメツキ園
という。）を有する軸受の−・部の拡大断面図であり、
第４図はへｌ−Ｓｎ−Ｐｂ台金であって、表面にオーバ
ーレイメツキ層がな（、しかも、Ｓｌ、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（
、この軸受は表面のオーバーレイメツキＩＩ４、合金層
５ならびに裏金６から成って、このオーバーレイメツキ
冒４の全表面によって軸ｒｔＩ重が支持される。これに
対し、第４図に示す如＜、Ａｌ−Ｓｎ　−Ｐｂ系合金で
Ｓｉ、Ｃｕ等を含む軸受は合金層５と裏金６とから成っ
て、この合金層５のマトリックス中に棒状や片状の８１
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Ｓｉ粒子２支
えられ、しかも、Ｓｉ粒子が上記の如く切削力を待って
いる。

要するに、両者の差は面接触と点接触であり、この差に
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ｙＪ屑が保持され、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ｒＡ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Ａ　Ｉ　−Ｓｎ　−１’
ｂ系合金であって、ＳｉやＣＵ等を含む軸受台金におけ
るＳｌ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、Ｓｌはｍ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Ｆｅに２００℃〜５
００℃程度の高温状態で接触しても、全く拡散若しくは
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ことがわかった。

第２に相手材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
冨み、急激な変ｖＪ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、結晶性が強＜、Ａｔとの共晶析出形態でも、
板状若しくは棒状を呈し、その後の圧延や熱処理を経て
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鋳造時から行なわない場合
は、第５図に示す如（、合金−でマトリックス１中に５
ｉ−Ｐｂ合金粒子とともに析出する８１粒子２は根状若
しくは棒状化する一方、これら８１粒子２かう離れてＳ
ロールｂ合金粒子３が存在することになる。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
れてきずつけられ易く、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、８１粒子から切削力を除去する上から、球状化の如
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Ｓ
ｉ粒子２は球状化し、この球状８１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、Ｓｌ
が球状化しでいるため、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
、耐摩耗性にも潰れる。

このＳｉ粒子の球状化は、Ｓｒの添加によって３１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、更に、その後の熱処理において、その条
件が通常条件であってもＳｒによって球状化が高められ
る。

更に、ｓｒの添加によってＳｎ−Ｐｂ合愈粒子３の析出
形態が変化し、第１図に示すようにＳｔの球状化粒子２
にＳｎ−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構造的に解決するほか、
Ａｔは熱に対して感受性が強＜、１５０℃をすぎると、
１Ｉｖｌｏ以下まで軟化して強度が失なわれるため、マ
トリックスの高温での強化をはかる必要があり、このと
ころから、Ｃｕを添加する。

すなわら、ｅｌｌはＡｌと固溶してＡｌｌマトリックス
企硬化させる。Ｃｕが０．１〜４％の範囲であると、一
部が固溶し残部が析出し、そのバランスによってＡｌマ
トリックスが強化される強度が向上する。

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のでなく、強化元素のＣＵとともに
Ｓｒを添加し、硬さのみでなく、引張強度、伸びを従来
より向上ざゼ、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、そのは構とともに各
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３１粒子２の先端
部であり、しかも、８１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、８１粒子２の上面にＳｎ−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′
ａ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、８１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面と親和性ｆｆあり、
このため、油切れを起こしにくい。また、相手軸とＳｉ
粒子とのＦＪ［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Ａ／
の合金と相手軸との焼付きが起こりに（くなる。又、こ
の時にも第２図に示す如く、８１粒子２に隣接するＳｎ
　−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３ａｆｆＳｉ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・Ｓ・えて、３１粒子
２の潤滑面には常にＳｎ　−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、
３１粒子２が球状化し、これにＳｎ−１）ｂ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
Ｓｎ−１ｌｂ園におおわれ、これがショックアブソーバ
−的な働きをする。

なお、上記の通りの各元素の限定理由を示すと、次の通
りである。

まず、強靭なＡｌマトリックスを形成する元素のうちで
ＣＵの範囲を０．１〜４％とするのは、４％を越える添
加であると、析出間が多くなって、かえってもろ（なる
からである。

更に、Ｓｎも３〜３５％、ｐｂも０．１〜１０％の範囲
で適切な潤滑面が形成できる。また、Ｓｉは耐焼付性、
耐摩耗性の向上に有効で０．１〜１１％まで添加するこ
とで十分この潤滑構造を維持できる。

また、ＳｒはＳｉの形状を球状に制御し、更に、Ｓｒ＋
−Ｐｂ粒子をＳ１粒子近傍に析出させるもので、きわめ
て有効な元素である。しかし、Ｓ「が０．０１％未満で
あると、このような添加効果がなく、０．３％超の添加
は、鋳造時に巣を発生しやすくなりかえって問題をおこ
す。

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図に示す組成のＡｌ　−Ｓｎ系軸受合金を連
続鋳造により厚さ２０ｍの板状材として鋳造し、各鋳造
ビレットの上下面をｉ、ｏｍｍ面削し続いて冷間圧延に
より２ＩＩＩＩ１１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、その俄、純Ａ／の薄い板を介して裏金の鉄板
に圧着させて厚み１．５０１１１１の軸受を得た。

これらの軸受のうちで、供試材ＮＬ１〜５はＳ「を含ま
ない従来例の供試材であり、Ｎｉ６〜１０は本発明に係
るもので、この中で、供試材＆、６〜１０はＣｕを添加
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ＡＸ−８
ｎ合金部分のみとし、Ｋ鱗片の形状はＪＩＳ　ｚ　２２
０１の５号に示すものとした。

ごれらの結果から、供試材Ｎｔ６〜１０は従来材に比べ
、高温（２００℃）における強度低下が少な（、Ｃｕ添
加効果がうかがえる。すなわら、Ｓｉの球状化及びマト
リックス強化が相刺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ｔｉ械的性質は向上したと言える。

次に、供試材のｌｌ１４焼付性と耐摩耗性を知るために
、鈴木式摩原厚耗試Ｍｌ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　　４叱／ｓｅｃ 相手材　３４５Ｇ、硬さＨ，Ｃ＝５５ 而アラサ０．８〜１、Ｏ３ 使用オイル　　ＳＡＥ、２０１−４０ 油　　　　温　　　１５０±５℃ 焼付荷１　１００ｋｇ／ＣＩ２から１０ｋｑ／［）’　
５ｔｅｐで焼付きに至るまで１５分毎に血圧を上げ てゆき、焼付きをおこした血圧を 焼付ｖＪ重とする。

１１ｉ４摩耗性　一方、耐摩耗性をみるために１００ｋ
ｇ７／［１ｌ１２一定で６時間試験し、その後の重機変
化をみる。

この結果を第２表に示す。

これによれば、供試材Ｎｏ、　６〜１０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、Ｓｒ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。すなわら、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、＠
経内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。

面　　　　　圧　　　６００ｋｇｒ／ｃｙ’回　　転　
　数　　　４００Ｏｒ、　ｌ）、　ＤＩ相手材料　ＦＣ
ロア０、アラサ０．８〜１．５Ｓ使用オイル　　ＳＡＥ
　２０１−４０ 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
白金はすぐれた耐疲労性一方、従来例に・２の合金と史
にＳｒを０．０３％添加した場合（供試材ｋ　８１にお
けるＳｉの形態の変化をそれぞれの試料を用いて３１粒
の形状がわかるように深くエツチングし、電子顕微鏡に
より調べたところ、供試材Ｎｓ、　８のものはｓｒの添
加によりＳｉが球状化しているのがわかった。

実施例２゜ 本発明に係る軸受台金が高融点金属等をＡｔ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、Ｓｒの添加作用により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Ｓｒを含まないＨ・５と本発明に係るものである供
試材＆８にて比較実験を行なった。

実験は月Ｓ　ｚ　２２４２、シャルピー衝撃試験方法に
て３号試験片１ｎ＝５）を作成して行なった。

実験の結果従来材は平均［１０，８４ｋｇ　−ｍｌ’で
あったが、本発明に係るものは平均［３，００ｋｇ　・
ｌ／ＣＩ２であり、明らかに本発明に係る軸受台金はＳ
ｒ添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、３〜３
５９’、Ｓｎ、０．１〜１１％Ｓ１ならびに０．１〜１
０％Ｐｌ）、０．０１〜０，３％ｓｒを含むとともにＣ
ｕｂ、　１〜４％を含有し、残余が実質的にＡｌから成
って、しかも、このマトリックス中に８１粒子を、球状
、だ円状若しくは先＠が丸味をおびた形状に析出させて
成るものである。

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、１００〜２５０℃の高ン門における礪械的性質が
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台金である。

【図面の簡単な説明】

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′ＩＲ
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
の拡大断面図である。 符号１・・・・・・マトリックス　２・・・・・・３１
粒子３・・・・・・Ｓｎ−１’ｌ＋合金粒子３ａ・・・
・・・Ｓｎ−Ｐｂ液相 ４・・・・・・オーバーレイメツキ目 ５・・・・・・軸受合金ｌＩ６・・・・・・裏金特許出
願人　工ヌデーシー株式会社 代　理　人　弁理士　松　下　義　勝 弁護士　　副　　島　　文　　雄 第１図 ３Ｓｎ−Ｐｂ付軒 第２図

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １）重量％で、３〜３５％Ｓｎ、０．１〜１１％Ｓｉな
   らびに０．１〜１０％Ｐｂを含むほか、０．１〜４％Ｃ
   ｕを含有し、残余が実質的にＡｌから成るＡｌ−Ｓｎ系
   軸受合金において、０．０１〜０．３％のＳｒを添加し
   て、Ａｌマトリックス中に、球状、だ円状若しくは先端
   が丸味をおびた形状のＳｉ粒子を分散、析出させること
   を特徴とするＡｌ−Ｓｎ−Ｐｂ系軸受合金。