JPH0277548A

JPH0277548A - Ａｌ―Ｓｎ―Ｐｂ系軸受合金

Info

Publication number: JPH0277548A
Application number: JP15991089A
Authority: JP
Inventors: Masahito Fujita; 正仁藤田; Akira Ogawara; 大河原　章; Takeshi Sakai; 坂井　武志; Toshihisa Ogaki; 大垣　俊久; Takeshi Osaki; 剛大崎
Original assignee: NDC Co Ltd; Nippon Dia Clevite Co Ltd
Current assignee: NDC Co Ltd; Nippon Dia Clevite Co Ltd
Priority date: 1989-06-21
Filing date: 1989-06-21
Publication date: 1990-03-16

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　−３Ｆ＋−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、しがも
、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ｌ
−Ｓｎ−Ｐｂ系軸受合金に係る。

従　　来　　の　　技　　術最近の自ｖＪ重用エンジンは、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。

すなわち、表面にオーバーレイメツキ居を有する軸受は
、−膜内には、ＪＩＳ　Ｈ５４０２、ＡＪ−１（１０％
Ｓｎ、０．７５％Ｃｕ、０．５％Ｎｉ、ＡｌＢａ１）や
、ＪＩＳ　１１５４０２、ＡＪ−２（６％Ｓｎ、　２．
５％Ｃｕ、１．０％Ｎ１、Ａｊ！Ｂａ１１等の月Ｓ規格
、ＳＡＥ　７８０（６％Ｓｎ、　２％Ｓ１．１％Ｃｕ、
０，５％Ｎｉ、　Ｑ、１％Ｔｉ％ＡｌＢａｆｆ１）等の
ＳＡＥ規格に示される通り、その軸受台金部分はＳＯ含
有邑が比較的少ない低５ｎ−Ａ１合金から成っているが
、ごれら軸受合金部分の表面には更にＰｂ−３ｂ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、ＳＡ
Ｅ　７８３（２０％Ｓｎ、０．５％Ｓｉ、　１．０％Ｃ
ｕ、Ｏ１１％■；、ＡｌＢａ／ｌに示される通り、その
軸受台金部分がＳＯ含有蛍の多い高５ｎ−ＡＸ合金から
成っている。（７かし、このようにＳｎが２０％程度の
如く多く含まれる合金は、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含含有の多少に拘らず、Ａｊ！　−８ｎ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
刊工業新聞社発行「軸受合金」第１３９頁に記載され、
この軸受台金は１０％Ｓｎ、１．５％ＣＬＩ、０．５％
Ｓｉ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、　Ａｊ？−Ｓｎ−Ｐｂ系合金中のＳｎ−Ｐｂは八
ｌとはほとんど固溶しないため、このＰｂの分散性の向
上のために、ｓｂを添加したＡｌ　−Ｓｎ−Ｐｂ−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Ｏｒを添加したＡｌ
−Ｓｎ−Ｐｂ−３ｂ−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−Ｓｎ−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
軸と軸受との潤滑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ＲＭ４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
Ｓｉ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Ｓｉ析出物により切削力を持たせたもの
であって、切削力を持つが故に、相手軸の表面凹凸部が
削られて平坦化し、軸受性能を向上させるものである。

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ｒ！Ｊｌ
ＪＯ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（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ＡＸ−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１し易い。これに対し
、上記の粗大なＳｌ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、相手軸が黒鉛詩鉄以外の場合には、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Ｓｎ−Ｐｂ等の含有貴を高め、Ａｌ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、高負荷運転時にはほとんど高
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、Ａｇマトリッ
クス中に、だ円状、球状若しくは先端がメを味をおびた
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、重量％で、３〜３
５％Ｓｎ、　０．１〜１１％Ｓ１．０．１〜１０％Ｐｂ
を含むほが、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｚｎのうち１種または２種以
上を単味または合潅で０．１％以以上４未未膚含、しか
も、Ｃｒ、　Ｍｎ、　Ｆｅ、　Ｎｉ、Ｇｏ％Ｍｏ、ｓｂ
、ｖ若しくはＺｒのうち１種または２種以上を単味また
は合間で１％超４％未満含み、かつ総量で０．１〜４％
含有し、残余が実質的にＡｌから成るＡｌ−８ｎ系軸受
合金において、０．０１〜０．３％のＳｒを含有して、
へｊマトリックス中に、球状、だ円状若しくは先端が丸
味なおびた形状のＳｉ粒子を分散、析出させることを特
徴とする。

そこで、これら手段たる構成ならびにその作用について
史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、　ｃｏ、　Ｎｒ等を添カロし、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　−Ｓ
ｎ−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、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Ｖ＃点でＳｉに作用さ
せてＳ１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ｇｌ
す、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−Ｓ
ｎ−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
き高融点元素をＡｌ−８ｎ−Ｐｂ系合金に添加しても、
高温下での機械的特性を急激に！Ｔ−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８１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くの
条件が相乗的に作用して達するため、一義的に把握する
ことは困難であると云われている。しかし、表面にＰｂ
　−Ｓｎ合金のオーバーレイメツキによる表面層を具え
るｃｕ　−Ｓｎ−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
、Ｓｌを含むＡｌ−５ロ一１１ｂ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着目し、両軸受を構造的に比
較検討した。すなわち、第３図は表面にオーバーレイメ
ツキによる表面層（以下、単にオーバーレイメツキ箇と
いう。）を有する軸受の一部の拡大断面図であり、第４
図はＡＪ−Ｓｎ−Ｐｂ合金であって、表面にオーバーレ
イメツキ囮がなく、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図から明らかな如く、こ
の軸受は表面のオーバーレイメツキ１４、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（、Ａｌ−５ロ−Ｓｎ−Ｐｂ系合金でＳｉ、
ＣＬＩ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３１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ＦＪ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＠５の表面と相手軸表面との間に間隙が形成さ
れ、この間隙の油膜にはあまり大きな荷重がかからない
ため、十分な潤滑が保持され、摩擦面の温度上昇はおさ
えられる。

更に進んで、本発明者等は、第４図に示す如き点接触に
よる軸ｖＪ重の支持が高荷重下の潤滑にきわめて有効で
あるという基本的見地に立って、その効果を最大限に生
かすための組成ならびに構造について研究し、本発明に
係る軸受台金を完成するに至ったのである。

具体的に示すと、本発明者等はＡｌ　−Ｓｎ−Ｐｂ系合
金であって、ＳｌやＣｕ等を含む軸受台金におけるＳｉ
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ｖ１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、Ｓｉ粒子
はそのビッカース硬さが５９９にも達するほど硬く、し
かも、Ｓｉ粒子は化合物でないためもろさがなく、弾性
に富み、急′ａな変動荷重に耐えられることがわかった
。

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、結晶性が強く、Ａｌとの共晶析出形態でも、
板状若しくは棒状をヱし、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、
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、合金層でマトリックス１中に５
ｉ−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Ｓｉ粒子２かう離れてＳ
ｎ　−Ｐｂ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８１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３
１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、Ｓｉ
が球状化しているため、マトリックス中の切欠効果がな
（、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Ｓｉ粒子の球状化は、Ｓｒの添加によってＳｉ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Ｓｉの球状化粒子２
に５ｉｌ−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な構造的に解決するほか、
Ａｌは熱に対して感受性が強（，１５０℃をすぎると、
Ｈｖ１０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８髪があり、このとこ
ろから、Ｃｕ、Ｍす、Ｚ　ｌ’＋、Ｃｒ、　Ｍｎ、Ｆｅ
、　Ｎｉ、　Ｃｏ、ＭＯｌＳｂ、　Ｖ、　２ｒ等を添加
する。

すなわち、これら添加元素のうらで、Ｃｕ、旬、Ｉｎは
Ａｌと固溶してＡｌマトリックスを硬化させる。これら
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、とくに、Ｃｕ、Ｍｇ若しくはｌｎのうち１種または
２種以上を単味又は合ｍで０．１〜４％の範囲が適看で
ある。

また、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、　Ｇｏ、　Ｎｉ、Ｍｏ、　Ｓ
ｂ、　Ｖ、　Ｚｒは析出硬化型のマトリックス強化元素
であって、これら強化元素によって高温での強度を向上
させるときには、Ｃｒ％Ｍｎ、　Ｆｅ、　Ｎｉ、ＧＯｌ
ＭＯｌｓｂ、Ｖ、　ｌｒのうちの１種又は２種以上を単
味又は合酒で０．１〜４％の範囲の；贋加が適邑である
。

上記の析出硬化型強化元素のうら１種または２種以上を
単味又は合出で添加することに併せて、ｃｕ、　Ｍｇ若
しくはＺｎのうちの１種又は２種以上を単味又は今市で
添加し、その添加酒をそれぞれ１％超４％未満と０．１
％以上４％未満を添カ目しかつ総出で０．１〜４％添加
し、これら元素の固溶によって強度を向上させる。

以上の通り、本発明においては、単に従来のように素地
強化元素を添加するだけでなく、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ｖＪ重をささえるｒＩ
Ｉ滑面はマトリックス１の表面から突出する８１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；ｔＩｌ膜が破れ、局部的に境界
潤滑に達し、この時に、３１粒子２の上面にＳｎ　−Ｐ
ｂ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、３１粒子２の近傍にＳｎ　−Ｓｎ−Ｐ
ｂ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３１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
トリックスの八ｌ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Ｑ［］（、Ｓｉ
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３ａｔｆＳｉ粒子２の
突出面に供給される。この供給諭は温度の上昇とともに
２５・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５
ｎ−Ｐｂ合金粒子３が隣接する構造は、境界潤滑状態（
油膜が切れた）でメト常に有効であり、また、普通の流
体潤滑状態でも、硬い３１粒子２が相手軸に適切になじ
み、かつ、やわらかい５ｎ−Ｓｎ−Ｐｂ＠におおわれ、
これがショックアブソーバ−的な働きをする。

また、このようにＳｒの添加による３１粒子形状制御と
５ｎ−Ｐｂ合金粒子の隣接化は、上記のマトリックス強
化元素のうらでｓｂがＳｒと共存すると、その効果が一
箇向上する。なかでも、ｓｒをＡＸとの合金として添加
するときの歩留りを考慮すると、Ｓｒをｓｂと共存させ
てその添カロ効果を高めるのが経済性の上からも好まし
い。

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
ＣＬＩ、旬、Ｚｎ等の範囲を０．１％以上４％未満とす
るのは、４％を越える添加であると、析出量が多くなっ
て、かえってもろくなるからである。

一方、Ｃｒ、　Ｍｎ％Ｆｅ、　Ｃｏ、　Ｎｉ、ＭＯｌＳ
ｂ、　Ｖ、　Ｚｒ等の添加量な１％超４％未満にするの
は、この範囲であると、軸受に耐疲労性を付与できるが
、４％を越える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。

従って、Ａ／マトリックス強化元素のうち、Ｃｔｌ、Ｍ
（ｌ若しくは２ｎのうち１種または２１以上を単味また
は合量で０．１％以上４％未満添加し、一方、Ｃｒ、　
Ｍｎ、　Ｆｅ、　Ｎｉ、Ｃｏ、　Ｍｏ、Ｓｂ、　ｖ若し
くは２ｎのうち１種または２種以上を単味または合量で
１％超４％未満添加し、かつ聴聞で０．１〜４％添加す
ると、Ａｌマトリックスが強化され、軸受に耐疲労性を
付与される。

更に、Ｓｎも３〜３５％、Ｓｎ−Ｐｂも０．１〜１０９
６　（’）範囲で適切な潤滑面が形成できる。また、８
１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、５ｎ−
Ｐｂ粒子をＳｉ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％以下であ
ると、このような添加効果がなく、０．３％以上の添加
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Ａｌ　−Ｓｎ系軸受合金を連
続鋳造により厚さ２０ｍｍの板状材として鋳造し、各鋳
造ビレットの上下面を１．０印面削し続いて冷間圧延に
より２ｍｍの厚さまで圧下した。

この状態で３００〜３５０℃の熱処理な行なってひずみ
を除去し、その後、ＩＩＩ！Ａｌの薄い板を介して裏金
の鉄板に圧着させて厚み１．５０ｍ１ｌｌの軸受を１り
た。

これらの軸受のうちで、供試材＆、１〜５は、ｓｒを含
まない従来例の供試材であり、Ｎｏ、　６〜１Ｇは本発
明に係るものである。

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　−
Ｓｎ合金部分のみとし、試験片の形状はＪＩＳ　ｚ　２
２０１の５号に示すものとした。

これらの結果から、供試材Ｎｏ、　６〜１６は従来材に
比べ、高温（２００℃）における強度低下が少な（、Ｃ
ｕ、　Ｍｇ、Ｚｎ及びｃｒ、　！Ｊｎ、　Ｆｅ、　ｃｏ
、Ｎｉ、ＭＯｌｓｂ、Ｔｉ、Ｖ％Ｚｒの添加効果がうか
がえる。すなわら、Ｓｌの球状化及びマトリックス強化
が相開されて強度が改善されたものと考えられる。高温
での機械的性質は向上したと言える。

次に、供試材の耐焼付性と１ｌ１４摩耗性を知るために
、銘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　　４ｎ＋／ｓｅｃ相手材　３４５Ｃ，硬さ）Ｉ、ＩＣ＝５５面アラサ０．
８〜１．Ｏ３使用オイル　　ＳＡＥ、２０ｗ−４０油　　　温　　１５０±５℃ 焼付荷重　１００ｋｌＪ／ＣＩ２から１０ｋｇ／ｒｆｓ
ｔｅｐ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Ｊ５こした血圧を焼付荷重とする耐摩耗性　一方、耐摩耗性をみるために１００ｋｇ’ｃ
ｓＦ一定で６時間試験し、その１粱の重量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６〜１６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。すなわち、本発明に係る合金はすぐれた潤滑
機構な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、Ｒ
終的なベアリングの疲労テストな行なったところ、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良さで
ｉｒｖ！価するテストである。

血　　　　　圧　　　６００ｋｇｒ／ｃｓ’回　　転　
　数　　　４００Ｃｒ、ｐ０ｍ相手材料　ＦＣＤ　７０
、アラサ０，８〜１．５Ｓ使用オイル　　ＳＡＥ　２０
ｖ−４０ン山　　　　　ンＢ　　　　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＠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、本発明に係る台金はすぐ
れた耐疲労性一方、従来例Ｎｏ、　２の合金と更にＳｒ
を０．０３％添加した場合（供試材Ｎｏ、　６　）にお
けるＳｉの形態を調べるため、それぞれの試料をＳｌ粒
の形状がわかるように深くエツチングし、電子顕微鏡を
用いて調べたところ、Ｓｒの添加によりＳｌが球状化し
ていることがわかった。

実施例２゜本発明に係る軸受台金が高融点金属等をＡｌマトリック
スの強化剤として添加して、合金の脆弱化を改善する効
果があるか否かを確認するため、代用特性として衝撃値
を測定し、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Ｈａ、　５と本発明に係るものであ
る供試材Ｎ１１：６にて比較実験を行なった。

実験はＪＩＳ　ｚ　２２４２、シャルピー衝撃試験方法
にて３号試験片（ｎ＝５）を作成して行なった。

実験の結果従来材は平均値０．８４ｋｌＪ・ｍ／［）’
であったが、本発明に係るものは平均値３．２０ｋｇ・
Ｉｌｌ／ｉであり、明らかに本発明に係る軸受台金はＳ
ｒＸ　　４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、１虐％で３〜３５
％ｓｎ、０．１〜１１％Ｓ１．０．１〜１０％Ｐｂを含
むほが、ｃｕ、Ｍｇ、加のうち１種または２種以上を単
味または合邑で０．１％以以上４禾禾膚含、しがも、Ｃ
ｒ、　Ｍｎ、　Ｆｅ、　Ｎｉ、Ｃ０ｌＭｏ、ｓｂ、ｖ若
しくはＺｒのうち１種または２種以上を単味または白蟻
で１％超４％未満含み、かつ総貴で０．１〜４％含有し
、残余が実質的にＡｌから成る。１−Ｓｎ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８１粒子を分散、析出させることを特徴とする。

この構成による本発明軸受合金は極めて潤滑性に優れ、
がっ、１００〜２５０℃の高温における機械的性質が権
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。符号１・・・・・７トリツクス　２・・・・・・８１粒
子３・・・・・・５ｎ−Ｐｂ合金粒子３ａ・・・・・・５ｎ−Ｐｂ液相４・・・・・・オーバーレイメツキ層５・・・・・・軸受台金間　　６・・・・・・裏金特許
出願人　工ヌデーシー株式会社代　　理　　人　　弁理士　　松　　下　　義　　勝弁
護士　副　島　文　雄第１図第２図

Claims

【特許請求の範囲】

１）重量％で、３〜３５％Ｓｎ、０．１〜１１％Ｓｉ、
０．１〜１０％Ｐｂを含むほか、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｚｎのう
ち１種または２種以上を単味または合量で０．１％以上
４％未満含み、しかも、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ
、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｖ若しくはＺｒのうち１種または２種以
上を単味または合量で１％超４％未満含み、かつ総量で
０．１〜４％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、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。