JPH0347934A - 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Ａ　Ｉ−３ｎ　−Ｐ　ｂ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（１） 散、析出され、しがち、高速・高負荷運転時にすぐれ、
なかでも、高；帰領域（こおいて耐疲労性、耐焼付性な
らひに耐摩耗性を有する△ｌ　−ＳｎＰｂ系軸受台金に
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がる荷重が増加
すると共に、潤滑油の温度が上昇し、軸受の使用条件は
８酷化の一途をたどっている。従来例の多元系やＡＩ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Ｐ　ｂ　−３ｎ系等の表面層を形成した
ものである。しがし、この構造の軸受では、潤清面の高
温化にＪ：り疲労や焼イ」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。

（２） すなわち、表面にオーバーレイメツキ閣を有する軸受は
、−膜内には、ＪＩＳ　Ｈ５４０２、Δ、１−１Ｆ１０
％Ｓｎ、０．７５％ＣＬＪ、０．５％Ｎｉ、　Ａｌ１Ｂ
ａ／）や、ＪＩＳ　　Ｈ５４０２、ＡＪ−２（６％Ｓｎ
、２．５％Ｃｕ、１．０％Ｎ　ｉ　、ＡＩＢａｎ等のＪ
ＩＳ規格、５ＡＦ７８０（６％Ｓｎ、２％Ｓ１．１％Ｃ
ｌ、０．５％Ｎ＋、０．１％Ｔｉ、Ａｌ１１３ａ１等の
ＳＡＥ規格に示される通り、その軸受台金部分は３ｎ含
有用が比較的少ない低３ｎ−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−３ｎ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．Ｏ％ＣＬＩ
、０．１％Ｔ（３） Ａ　’Ｉｔ　Ｂ　ａ　Ｉｔ　ｌに示される通り、その軸
受台金部分がＳｎ含有量の多い高３ｎ−Ａ１合金から成
っている。しかし、このＪ：うに３ｎが２０％程度の如
く多く含まれる合金は硬度が低く、Ａｊ？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、３ｎ含有量の多少に拘らずＡｌ−Ｓｎ系合金中に
ｌ）　ｂを添加して潤滑性を増進させ、耐焼ｆ−Ｊ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％Ｃｕ、０．５％３ｉを含
むとともに３％Ｐｂを添加して成るＡｌ−３ｎ−Ｐｂｂ
系合金ある。

更に、Ａｌ−Ｓｎ−Ｐｂ系台金中のＰｂは、Ａｌｌ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−ＳｎＰｂ−ｓｂ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Ａ’ｌ−Ｓｎ−Ｐｂ
（４） Ｓｂ−Ｏｒ系合金が特公昭５８−１８９８５号に記載さ
れている。しかし、これらのＡＪＳｎ　−ｐ　ｂ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。

このところが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８４が行なわれ、こ
の検討結果の一つとしてＡｌ３　ｒ＋量系合金中粗大な
Ｓｌ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３ｉ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。史
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
（５） 脱落した黒鉛粒子のあとに四部が残り、この凹部周囲に
は硬く加工硬化したハリやエツジ簀の凸部が生成してい
る。従って、上記の如きＡｌＳｎ系、Ａｎ−３ｎ−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
Ｓｌを分散析出させた軸受台金では、硬いＳｌの析出物
により切削力がイ」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Ｓ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、
Ａｌ１−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Ｃｒ、３ｂ、　Ｍｎ％Ｎ１等の元素を添
加し、これらの（６） 元素によって／ｌ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ＡＪ合金が脆弱になり
、高負荷運転時には殆んど高温下（１００〜２５０″Ｃ
）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３ｉ粒子を析出させ
ることにより解）ノごし、このようにして耐焼（＝ｊ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 ずなわら、本発明に係る軸受台金は重量％で、３〜３５
％３１１．０．１〜１１％ｓｔ、ｏ、１〜１０％Ｐｂ、
Ｃｕ、ＭＣＩ若しくはＺｎのうちの１種または２種以上
を単味または合量で０．１へ一２％、にｒ、Ｍｌ）、Ｆ
ｅ、ｘ　：　、（、ｏ、ＭＯｌｓｂ、ｖ若しくはｚｒの
うちの１種若しくは２種以上を中味または合量て０．１
〜１％、０．０１−０．３％３ｒ、残余が実質的にＡｌ
がうなり、Ａｌマトリックス中に、球状、だ円状若しく
は先端が丸味をＪ５びた形状の３ｉ粒子が分散、析出さ
せたことを特徴とする。

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；晶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。

すなわち、従来例においては、単に高融点元素であるＣ
ｒいＣｏ、Ｎｉ等を添加し、高温強度を高め、高温上で
硬さか急激に低下Ｊることを防仕すると共に、１ｌ１１
摩耗１ｉを高め−Ｃいる。しかし、このように、Ａ　ｌ
　−Ｓ　ｎ　−Ｐ　ｂ系合金の高温状態におＣプる耐疲
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ｆ１に好適な軸受台金を提供するために、３ｒを必須
成分とし−Ｃ添加し、この３ｒを鋳造時点でＳｉに作用
させてＳ１結晶粒子の球状化若しくはＳ１帖晶粒子の一
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−Ｓ
ｎ　−Ｐ　ｂ合金の引張強度、伸びならびに衝撃強さを
高める。

すなわち、一般的に云って、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１−るものであ
って、甲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３ｒによって熱処
理時に更に高めるのである。

なお、本発明は、３ｒのｌム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Δｌ−３ｎＰｂ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（プることができる。

次に、以上の如くＡｌマトリックス中に、球状若しくは
先端は丸味をおひた形状のＳｉ粒子を析出させると、高
；晶、高負荷条件に適合し表面性能が著しく高められた
軸受面か得られる。

一般的に、焼ｆ寸現象はそれに達するため、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
Ｆ’　ｂ　−３ｎ合金のオーバ−レメツキによる表向層
を貝λるＣｕ−ｐ　ｂ系合金の軸受は高荷重運転下では
このメツキの表面層か摩滅し焼イリきに至る。これに対
し、ＳＣＵを含むＡｌ−３ｎ−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向層が形成されてい
ない軸受においては焼ｆ」ぎに至らない。

このところを本発明者等は着目し、両軸受を構造的に比
較検五寸した。すなわら、第３図は表面にオーバーレイ
メツキによる表面層（１ズ下、単にオーバーレイメツキ
習という。ｊを有する軸受の一部の拡大断面図であり、
第４図はＡｌ３ｎ−Ｐｂ金合金あって、表面にオーバー
レイメツキ園がなく、しがも、Ｓｔ、（：ｕ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＠４、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−
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−Ｓｎ−Ｐｂ系合金ｒｓ＋、Ｃ
ｕ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＠５のマＩ・リックス中に棒状や片状の３ｉ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、しがも、Ｓｉ粒子が上記の如
（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Ｊ：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（１１） 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がからないため、
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
すだ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−ＳｎＰｂ系合金で
あって、Ｓｌ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℃〜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がら、軸荷重の点支持手段はＳｌが
きわめて好適（１２） 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
はそのごツカース硬さが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、急激な変動向更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、ＡＩ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ｍｌ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（合金液でマトリックス１中にＳ　１
−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Ｓ粒子２から離れて５ｎ−
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Ｓ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。

（１３） この点から、本発明におい−Ｃ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がら、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Ｉ・リツクスコ中に分散析出する
Ｓｉ粒子２は球状化し、この球状３ｉ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が
（プられても、相手軸をきずつけることがない。また、
３ｉが球状化しているため、７１へ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（１４） っても３　ｒによって球状化が高められる。

更に、Ｓｒの添加によって３ｎ−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３ｎ−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、
八ｌは熱に対して感受性が強く、１５０’Ｃをすぎると
、ｌ−ＩＶｌｏｇ、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、ＣＬＩ、ＭＱ、Ｚｎ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆ
ｅ、ＮＣｏ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｖ、Ｚｒを添加する。

すなわち、これら添加元素のうちで、ＣＬＩ、ＭＣＩ、
Ｚｎは７Ｂと固溶してＡｌマトリックスを硬化さゼる。

これらが０．１〜２％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、ＭＣＩ若しくはＺ　ｌ）のう
ち１種また（１５） は２種以上を単味又は合量で０．１〜２％添加する。

また、Ｃｒ、ｆｖｌｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｌ、ＭＯｌｓｂ
、ｖ、ｚｒは析出硬化型の７１〜リツクス強化元素であ
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、Ｆｃ、Ｎｉ、ｃｏ、ＭＯ５Ｓ
ｂ、Ｖ、ＺＩ−のうちの１種又は２種以上を合量で０．
１〜・１％添加する。

更に、このように析出硬化型強化元素を添加することに
併せて、ＣＬＪ、ＭＱ若しくはＺｎのうちの１種又は２
種以上を単味若しくは台はで０．１〜２％添加し、これ
ら元素の固溶によって強度を向上さゼる。

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（、これら強化元素ととも
に３　ｒを添加し、硬さのみでなく、引張強度を従来よ
り向上さゼ、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、その機構とともに各成
分＋１６） 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７トリツクス１の表面から突出する３ｉ粒子２の先端
部であり、しがも、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、この油膜が破れ、局部的に境界潤滑に達し、
この時に、Ｓｉ粒子２の上面に３ｎ−Ｐｂ金合金フィル
ムが介在すれば、焼付きを防止でき、しがも、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３ｎ−Ｐｂ含金粒子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Ｓｉ粒子と
のＨ擦で、Ｓｉ粒子が高温になっても、３１−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図に示す如く、Ｓｉ粒子２に隣接する５ｎ−Ｐｂ（
１７） 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３ａが３ｉ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・５・えて、Ｓｉ粒子２の温潤面
には常に３　ｎ　−ｐ　ｂの液相３ａが介在するため、
オーバーヒ−１〜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３ｎ−Ｐｂ台金粒子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、がっ、やわらかい３　ｎ
−Ｐ　ｂ　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。

まず、強靭なＡｌマトリックスを形成する元素のうちで
ＣＬｌ、ＭＱ、／１］等の範囲を０．１〜２％とするの
は、２％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。

方、Ｃｒ、Ｍｎ、　Ｆｅ、Ｇｏ、Ｎ　ｉ　、ＭＱ２（１
８） ｓ、ｂ、ｖ、ｚｒの添加量を０．１〜１％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、１
％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。

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、Ｓｌ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、３ｒはＳｌの形状を球状に制御し、更に、５ｎ−
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、５ｒｔｆ０．０１％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、本発明に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（１９） 合金を連続鋳造により厚さ上下面をｉ　、　Ｑ　ｍｍ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℃の熱処理を行なってひ
ずみを除去し、その後、純Δｌの薄い板を介して裏金の
鉄板に圧着させて厚み１　、５０　ｉ＋ｍの軸受を得た
。

これらの軸受のうらＣ供試材島１〜５はＳｒを含まない
従来例の供試材であり、Ｎａ　６〜４２は本発明の実施
例に係るもので、１３％Ｓｎ、２．０％Ｐｂ、３．０％
Ｓｉ、０．０３％３ｒのほかにＣ０，ＭＯ５７１］、Ｃ
ｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃ０１Ｎｉ、Ｍｏ、Ｓｂ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２０
０℃の機械的性質を見るために、弓張強度、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。

（２０） これらの結果から、供試材ＩＩＯ，６〜４２は従来材に
比べ、高温（２００℃）における強度が高く、Ｃｕ２Ｍ
ｇ、Ｚｎ及びＣｒ％Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ。

Ｎｉ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｖ、７ｒの添加効果がうかがえる。

すなわち、Ｓｌの球状化及びマトリックス強化が相開さ
れて硬さや強度が改善されたものと考えられる。高温で
の総合的な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耐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　４　ｍ　、、′Ｓｅ　ｃ 相　　手　　材　　　５４５ＣＳ　＆！ｊＡさＨＲＣ＝
５５面アラサ０．８〜１．０８ ＳＡＥ、２０ｗ−４０ １５０±５°Ｃ １００ｋｌＪ、”ＣＩ”から１０ｋｇ、・′ｏＦ３ｔｅ
ｐで焼付きに至るまで １５分間に血圧を上げてゆき、 焼付きをおこした血圧を焼付 （２１） 使用オイル 油　　　　　温 焼ｆ」荷重 荷重とする。

耐摩耗性　一方、耐摩耗性をみるために１００ｋｌＬ’
Ｃｌ２一定で６時間試 験し、その後の重量変化をみ る。

この結果を第２表に示す。

これによれば、供試材６〜４２の何れも従来材に比べ良
好な耐焼イ」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
滑機構を有していることを示している。

次に、実際に、各供試材を半円筒ベアリング製品形状に
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フンロッドに固定
し、軸に偏心荷重をかけて、以下の条件で耐久テストを
維持した時間の長さで評価するテストである。

面　　　　　圧　　　６００　ｋＱ　ｆ　、・ｉ（２２
） 回　　転　　数　　　４　００Ｃｒ、ｐ、ｍ相手月別　
ＦＣｌつ　７０、アラ１ノ０　、８＝１．５８ 使用オイル　　ＳＡＦ　　２０ｗ−４０ン１１１ンｈ晶
′１５０°Ｃ±５’Ｃ なｄ５、このテスト時間の上限ｔ；１３００時間と１１
、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良い耐久時間を示してａ５す、
本発明に係る合金はすぐれた１１４疲労性を示している
。

万、従来例Ｌ＋、　２の合金と史に３ｒを０．０３％添
加した場合（供試料Ｎｏ、　６１におけるＳ（の形態の
変化を示すと、第６図ならびに第７図の通りであった。

ずなわら、第６図ならひに第７図は従来例の合金と本発
明に係る合金の顕微鏡組織を示７−写真の模式図Ｃあっ
て、とくに、それぞれの試別をＳｉ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照影し模式
図としたものである。この）真の模式図から明確に解る
ように、５ｒＩ７）添加によりＳｌが球状実施例２゜ 本発明に係る軸受台金が高融点金属等をＡ１７トリツク
スの強化剤とし−（添加して、合金の脆弱化を改善する
効果かあるか否かを確認覆るため、代用特性として衝撃
値を測定し、３　ｒ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３ｒを含まないＮｏ、　５と本発明に係るものであ
るＮｏ、　６にて比較実験を行なった。

実験はＪＩＳ　　ｚ　　２２４２、シレルビー仲Ｉ撃試
験方法にて３号試験ハｔｎ＝５１を作成して行なった。

実験の結果、従来材は平均値０．８４ｋｕ−ｍばであっ
たが、本発明に係るものは平均値２．７８ｋ［Ｊ・１η
、・ばてあり、明らかに本発明に係る軸受台金は３ｒ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Ｉ；通り、本発明は重量％で、３〜３
５％Ｓｎ、０．１〜１１％Ｓｉならヒ１．ｍ（２７） ０．１へ一１０％Ｐｂを含むほが、Ｃｕ、ＭＣＩ若しく
はｚｎのうちの１種または２種以上を単味または合量で
０．１〜２％含み、しがも、Ｃｒ、Ｍ　ｎ、Ｆｅ、Ｃｏ
、Ｎ　ｉ　、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｖ若しくは７ｒのうら少なく
とも１種若しくは２種以上を単味または合量で０．１〜
１％を含有し、残余が実質的にＡｌから成るＡｌ−３ｎ
系軸受合金にＪ５いて、０．０１〜０．３％の３ｒを添
加し−にのマ＋−リックス中にＳｉ粒子を、球状、だ円
状若しくは先端か丸味をｄ５ひた形状に析出さｌＣ成る
しのである。

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℃の高温における機械的性質が極
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ｉｌ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（２８） 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、第６図は従来例
に係る軸受台金の組織を示Ｊ−顕微鏡写真の模式図、第
７図は本発明に係る軸受台金の組織を示す顕微鏡写真の
模式図である。 符号１・・・・・・７１〜リツクス ２・・・・・・Ｓｉ粒子 ３・・・・・・３　ＩＩ　−ｐ　ｂ合金粒子３　ａ−＝
−３ｎ　−Ｐ　ｂ　７１！２相４・・・・・・オーバー
レイメツキ圓 ｂ・・・・・・軸受台金間 ６・・・・・・裏金 第１図 ９Ｓバ−Ｐｂ合金粒子

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １）重量％で、３〜３５％Ｓｎ、０．１〜１１％Ｓｉ、
   ０．１〜１０％Ｐｂ、Ｃｕ、Ｍｇ若しくはＺｎのうちの
   １種または２種以上を単味または合量で０．１〜２％、
   Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｓｂ、Ｖ若しく
   はＺｒのうちの１種若しくは２種以上を単味または合量
   で０．１〜１％、０．０１〜０．３％Ｓｒ、残余が実質
   的にＡｌからなり、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粒子が分散、
   析出させたことを特徴とするＡｌ−Ｓｎ−Ｐｂ系軸受合
   金。