JPH0277544A - 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Ａｊ！−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；Ｂ領域に
おいて１Ｉ１４疲労性、耐焼付性ならびに耐摩耗性を有
するＡｌ　−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ＡＪ系
軸軸受ほとんどは、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
件に耐えられなくなっている。 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。 すなわら、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　Ｈ５４０２、ＡＪ−１（１０％
Ｓｎ、　０，７５％ｃｕ、ｏ、ｓ％Ｎ１、Ａ／Ｂａ／＋
や、ＪＩＳ　）Ｉ　　５４０２、ＡＪ−２（６％Ｓｎ、
２．５％Ｃｕ、　　１．０％Ｎｉ、Ａｊ！Ｂａｊ！１等
の月Ｓ規格、ＳＡＥ　７８０（６％Ｓｎ、２％Ｓｉ．１
％Ｃｕ、　０．５％Ｎ１．０．１％Ｔｉ、Ａｊ！Ｂａ／
１等のＳＡＥ規格に示される通り、その軸受台金部分は
Ｓｎ含有」が比較的少ない低５ｎ−Ａ／合金がら成って
いるが、これら軸受合金部分の表面には更にｐｔ）−Ｓ
ｎ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１がＨ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１を形成しない軸受
は、ＳＡＥ　７ｇ３＋２０％５Ｏ１０，５％Ｓｉ．１．
０％Ｃｕ。 ０．１％丁１、ＡｌＢａ／ｌに示される通り、その軸受
台金部分がＳｎ含有当の多い高５ｎ−Ａ１合金から成っ
ている。しかし、このように８０が２０％程度の如く多
（含まれる合金は、硬度が低（、Ａｊ！マトリックスが
弱（なるため、高負荷に耐えられない。 また、Ｓｎ含有吊の多少に拘らず、Ａｌ−Ｓｎ系合金中
にｌｌｂを添加して潤滑性を増進させ、耐焼付性をもた
せた軸受台金が、例えば、水野昂−著昭和２９年日刊工
ｌＪ、ＦＴ間社発行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％
Ｓｉを含むとともに３％ｌｌｂを添加して成るＡｌ−Ｓ
ｎ−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を添加したＡＩ　−８ｎ−Ｉ’ｂ−３ｂ系合金が
特公昭５２−１２１３１号に記載され、この上に、Ａｌ
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５８−１８９８
５号に記載されている。しかし、これらのＡｌ−３０−
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、通常の運転下に比べ
ると、高負荷運転下の軸と軸受とのｒＩＩ屑機構は根本
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ｎ＊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−８ｎ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、研摩加工時
に脱落した黒鉛粒子のあとに凹部が残り、この凹部周囲
には硬く加工硬化したパリやエツジ等の凸部が生成して
いる。従って、上記の如きＡＩ＝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Ｓｌ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、
Ａｌ　−Ｓｎ−Ｐｂ系軸受合金において、潤滑性向上の
ためにＳｎやｐｂ等の含有量を高め、Ａｌマトリックス
の強化のために■１を添加し、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Ａ
１合金が脆弱になり、高負荷運転時にはほとんど高温下
（１００〜２５０℃）での耐疲労性を示さない口とにな
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
８１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 すなわち、本発明に係る軸受台金は、重機％で、３〜３
５％Ｓｎ、０．１〜１１％Ｓｉならびに０．１〜１０％
Ｐｂを含むほか、１％！ｆＡ４％以下のＴｉ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を含有して、ＡＩ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３１粒子を分散、析出させることを特徴とす
る。 そこで、これら手段たる構成ならびにその作用について
更に詳しく説明すると、次の通りである。 まず、本発明は高温状態における耐疲労性を高めるため
に成されたものである。 すなわら、従来例においては、単に高融点元素であるＣ
ｒ、　Ｇｏ、Ｎｉ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、ＡＩ　−Ｓｎ−
Ｐｂ系合金の高温状態における耐疲労性な高めるために
は、単に高融点元素を添加して硬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
始強度、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Ｓｉに作用させ
てＳｉ結晶粒子の球状化若しくはＳ１結晶粒子の一部の
球状化、つまり、Ｓ１結晶粒子の先端の丸味化を計り、
更に、通常の条件の熱処理によりこのＳｉ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合金の引張強度ならびに衝撃強さな高める。 すなわち、−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ｌｆｌ造等造園起因もので
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Ｓｉ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
き高融点元＃ｆＡｌ　−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（Ａｊ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Ｓｉ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１１１
することは困難であると云われている。しかし、表面に
Ｐｂ　−Ｓｎ合金のオーバーレイメツキによる表面層を
具えるＣυ−ｐｂ系合金の軸受は高荷重運転下ではこの
メツキの表面層が摩滅し焼付きに至る。これに対し、Ｓ
ｌを含むＡ／−Ｓｎ−Ｐｂ系台金から成って、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着目し、両軸受を構造的に比
較検品１した。すなわち、Ｗ、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
層という。）を有する軸受の一部の拡大断面図であり、
第４図はＡｌ−Ｓｎ−Ｐｂ合金であって、表面にオーバ
ーレイメツキ層がなく、しかも、３１等を含む軸受の一
部の拡大断面図である。第３図から明らかな如く。 この軸受は表面のオーバーレイメツキ層４、合金５５な
らびに裏金６から成って、このオーバーレイメツキ層４
の全表面によって軸荷重が支持される。これに対し、第
４図に示す如＜、Ａ／−Ｓｎ　−Ｐｂ系合金で３１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Ｈ
５のマトリックス中に棒状や片状のＳｉ粒子２が析出し
ている。従って、この軸受では相手軸の荷重は硬い８１
粒子２支えられ、しかも、８１粒子が上記の如く切削力
を持っている。 要するに、両者の差は面接触と点接触であり、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Ｉ！Ｊ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がらな
いため、十分な潤滑が保持され、摩擦面の温度上昇はお
さえられる。 更に進んで、本発明者等は、第４図に示す如き点接触に
よる軸荷重の支持が高荷重下の潤滑にきわめて有効であ
るという基本的見地に立って、その効果を最大限に生か
すための組成ならびに構造について研究し、本発明に係
る軸受台金を完成するに至ったのである。 興体的に示すと、本発明者等は、１−Ｓｎ−Ｐｂ系合金
であって、Ｓｉ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は融点１ｆ高い
安定物質であり、がっ、非金属的性質が強く、相手軸の
主成分のＦｅに２００℃〜５００℃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Ｓｌがきわめて好適であることと
がわかった。 第２に、相手材を油膜を介し点支持する場合、８１粒子
はそのピンカース硬さが５９９にも達するほど硬く、し
かも、３１粒子は化合物でないためもろさがなく、弾性
に冨み、急激な変動ｖＪＭに耐えられることがわがった
。 しかしながら、Ｓｌ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（、ＡＺ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な経て
も、その形状はわずか変化する程度である。このため、
３１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図に示す如く、合金層で７トリンクス１中に５
ｔ−Ｐｂ合金粒子とともに析出するＳｉ粒子２は板状若
しくは棒状化する一方、これら３１粒子２から離れてＳ
ｎ　−Ｐｂ合金粒子３が存在する口とになる。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
られできずつけられ易く、かえって、潤滑性が低下し、
焼付きが起こる。 この点から、本発明において潤滑性の飛躍的向上のため
に、Ｓｉ粒子から切削力を除去する上から、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。 すなわら、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Ｓｉ粒子２によって点接
触の理想に近づ（ブ、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、Ｓ
ｉが球状化しているため、マトリックス中の切欠効果が
な（、強度的にも安定したマトリックスを得ることがで
き、耐摩耗性にも優れる。 この３１粒子の球状化は、Ｓｒの添加によってｓｌ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５ｎ−Ｐｂ合金粒子３の析出
形態が変化し、第１図に示すように８１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図参照ン
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、
ｉは熱に対して感受性が強（、１５０℃をすぎると、Ｈ
ｖ　１０以下まで軟化して強度が失なわれるため、マト
リックスの高温で強化をはかる必要があり、このところ
からＴｉを添加する。 丁１は析出硬化型のマトリックス強化元素であって、■
１を１％超４％以下好ましくは１％超２％以下添加する
ことによって高温での強度を向上させる。 以上の通り、本発明においては、車に従来のように累地
強化元累を添加するだけでなく、これら強化元素ととも
にＳｒを添加し、硬さのみでなく、引張強度を従来より
向上させ、耐疲労性を高め、高荷重運転下での軸受性能
の向上をはかるものであるが、その機構とともに各成分
組成について説明すると、次の通りである。 第１図に示す構成の軸受では、軸荷重をささえる潤滑面
はマトリックス１の表面から突出するＳｉ粒子２の先端
部であり、しかも、Ｓｉ粒子と相手軸との間に油膜が介
在し、流体潤滑が保たれている。しかし、急激な変動荷
重を受け、この′ａ膜が破れ、局部的に境界潤滑に達し
、この時に、Ｓｉ粒子２の上面に５ｎ−Ｐｂ合金のフィ
ルムが介在すれば、焼付きを防止でき、しかも、正常に
油膜が再生されて流体潤滑の状態にすみやかに復帰する
ことができる。このときにも、第１図に示す構造である
と、Ｓｉ粒子２の近傍にＳ［１−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があり、こ
のため、油切れを起こしにくい。また、相手軸とｓ＋粗
粒子のＦＪ［で、Ｓｉ粒子が高温になっても、Ｓｉ　−
Ｐｂの融解熱で熱吸収され、近傍のマトリックスのＡｌ
の合金と相手軸との焼付きが起こりにくくなる。又、こ
の時にも第２図に示す如（、Ｓｉ粒子２に隣接する５ｎ
−Ｐｂ合金粒子３の少なくとも一部が液相化しており、
この液［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７５・えて、Ｓｉ粒子２
の潤滑面には常に５ｎ−Ｐｂの液相３ａが介在するため
、オーバーヒートを未然に防止できる。要するに、Ｓｉ
粒子２が球状化し、これに５ｎ−Ｐｂ合金粒子３が隣接
する構造は、境界ｒｊに＊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Ｓ
ｉ粒子２が相手軸に適切になじみ、かつ、冑わらかい５
Ｏ−１１１１層におおわれ、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。 Ｔ＋の添加量を１％超４％以下にするのは、この範囲で
あると、軸受に耐疲労性を付与できるが、４％超添加で
は化合物が粗大化してしまい、かえって、その靭性を劣
化させてしまうからである。 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、Ｓｔは耐焼付性、
耐摩耗性の向上に有効で０．１〜１１％好ましくは０．
１〜１１％未満まで添加することで十分この潤滑構造を
維持でさる。 また、ＳｒはＳｉの形状を球状に制御し、更に、５ｎ−
ｐｂ粉粒子３１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、Ｓｒ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
、鋳造時に栄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Ａ／−Ｓｎ系軸受合金を運Ｆ
Ａ鋳造により厚さ２０ｍｍの板状材として鋳造し、各！
７Ｐ造ビレットの上下面を１．０圓面削し続いて冷間圧
延により２Ｍ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、その債、＠ＡＸの薄い板を介して裏金の鉄板
に圧着ざぜて厚み１．５０ｍｍの軸受を得た。 これらの軸受のうちで、供試材＆、１〜５はＳｒを含ま
ない従来域の供試材であり、Ｎｉ６〜８は本発明に係る
もので、結晶粒微細化のためにＴｉを少量添加したもの
である。 これらの各供試材は、軸受として使用される常温及び２
００℃の機械的性質を見るために、引張強度、伸びなら
びに硬さの試験を行ない、これを第２表に示した。なお
、各供試材は裏当金を機械加工により削除してＡｌ−８
Ｏ合金部分のみとし、試験片の形状はＪＩＳ　Ｚ　２２
０１の５号に示すものとした。 これらの結果から、供試材＆６〜８は従来材に比べ、高
温（２００℃）における強度低下が少な（、Ｔ１の添加
効果がうかがえる。すなわら、Ｓｔの球状化及びマトリ
ックス強化が相開されて強度や伸びが改善されたものと
考えられる。高温での礪械的性質は向上したと言える。 次に、供試材の耐焼付性と耐摩耗性を知るために、鈴木
式摩擦摩耗試験機を用いて試験し、その試験条件は次の
通りであった。 マサツ速度　　４ｍ／ＳｅＣ 相手材　３４５Ｇ、硬さ■ＩＩＩＧ−５５而アラサ０．
８〜１、Ｏ８ 使用オイル　　ＳＡＥ、　２０ｗ−４０；

【１】　　　
　　ンＭ　　　　１５０　±５℃焼付荷重　１００ｋｇ
、／［ｍ’から１０ｋｇ／ｃＩ２ｓｔｅｐで焼付きに至
るまで１５分毎に血圧を上げ てゆき、焼付きをおこした面圧を 焼付ｖ１重とする 耐摩耗性　一方、耐摩耗性をみるために１００ｋｑ’１
ｍ’一定で６時間試験し、その後の重由変化をみる この結果を第２表に示す。 これによれば、供試材６〜１８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■１の
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、最
終的なベアリングの疲労テストを行なったところ、第２
表に示す結果を得た。これは実際のエンジンの条件とほ
ぼ同じようにベアリングをコンロッドに固定し、軸に偏
心荷重をかけて、以下の条件で耐久テストを行ない、焼
付きや破損を起さず、その性能を′Ｎ持した時間の長さ
で評価するテストである。 血　　　　　圧　　　６００ｋｇｆｌ’回　　転　　数
　　　４００Ｏｒ、ｐ、Ｉｌｌ相手材材　ＦＣＤ　７０
、アラサ０．８〜１．５Ｓ使用オイル　　ＳＡＥ　２０
ｖ−４０ 油　　　　　温　　　１５０℃±５℃ なお、このテスト時間の上限は３００時間とし、Ｎ＝５
の平均値を第２表に示した。この結果、何れも比較例の
従来材に比べ長い耐久時間を示しており、本発明に係る
合金はすぐれた耐疲労性一方、従来例＆、２の合金と史
に５ｒ３０．０３％添加した場合（（Ｊｔ試材Ｈａ　８
１におけるＳｌの形態の変化なそれぞれの試料を用いて
８１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＆、８のものはＳｒの
添加によりＳｌが球状化しているのがわがった。 実施例２゜ 本発明に係る軸受台金が高融点金属等をＡ１７１〜リツ
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ｖｆ１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な実験
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Ｎ・５と本発明に係るものである供
試材Ｎｉ８にて比較実験を行なった。 実験はＪＩＳ　Ｚ　２２４２、シャルピー衝撃試験方法
にて３号意験片（ｎ＝５１を作成して行なった。 実験の結果従来材は平均値０．８４にす・Ｉｌｌ／ｉで
あったが、本発明に係るものは平均値２，９５ｋｑ・１
ｍ／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。 く発明の効果〉 以上詳しく説明した通り、本発明は、重機％で３〜３５
％Ｓｎ、０．１〜１１％Ｓｉならびに０．１〜１０％Ｐ
ｂ、０．０１〜０．３％Ｓｒを含むとともに１％超４％
以下のＴｉ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３１粒子を、球状、だ円
状若しくは先端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橿めて潤滑性に潰れ、
かつ、１００〜２５０℃の高温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滑機構
の説明図、第３図ならびに第４図は従来例の軸受の一部
の各拡大断面図、第５図は第４図の軸受台金の一部の拡
大断面図である。 ６号１・・・・・・マトリックス　２・・・・・・Ｓｉ
粒子３・・・・・・５ｎ−１’ｂ合金粒子 ３ａ・・・・・・Ｓｒ＋−Ｐｂ液相 ４・・・・・・オーバーレイメツキ内 ５・・・・・・軸受合金１６・・・・・・涙金ＶＪ訂出
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　　静１　　島　　文　　雄 第１図 ３　Ｓｒｌ−ｐｂ−ｍｔ＋ 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、１％超４％以下
   のＴｉを含有し、残余が実質的にＡｌから成るＡｌ−Ｓ
   ｎ系軸受合金において、０．０１〜０．３％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
   ことを特徴とするＡｌ−Ｓｎ−Ｐｂ系軸受合金。