JPH0617529B2

JPH0617529B2 - Ａｌ―Ｓｎ―Ｐｂ―Ｓｉ系軸受合金

Info

Publication number: JPH0617529B2
Application number: JP61061096A
Authority: JP
Inventors: 正仁藤田; 章大河原; 武志坂井; 俊久大垣; 剛大崎
Original assignee: Nippon Dia Clevite Co Ltd
Current assignee: Nippon Dia Clevite Co Ltd
Priority date: 1986-03-18
Filing date: 1986-03-18
Publication date: 1994-03-09
Anticipated expiration: 2009-03-09
Also published as: JPS62218538A

Description

【発明の詳細な説明】＜発明の目的＞産業上の利用分野本発明はAl−Sn−Pb−Si系軸受合金に係り、詳しくは、
マトリックス中にSi粒子が球状若しくはそれに近い形状
に析出され、しかも、高速・高負荷運転が可能で、なか
でも、高油温下において特に耐疲労性且つ耐焼付性、耐
摩耗性にすぐれるAl−Sn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。この点から、従来例の多
元系やAl系等では、軸受合金の表面にはオーバーレイメ
ッキ等によりPb−Sn系等の表面層が形成されているが、
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、オーバーレイメッキ等によ
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ッキ層を有する軸受
は、一般的には、JIS H 5402、AJ−１(10％Sn、0.75％C
u、0.5％Ni、AlBal)や、JIS H 5402、AJ−２(6％Sn、2.
5％Cu、1.0％Ni、AlBal)等のJIS規格、SAE 780(6％Sn、
２％Si、１％Cu、0.5％Ni、0.1％Ti、AlBal)等のSAE規
格に示される通り、その軸受合金部分はSn含有量が比較
的少ない低Sn−Al合金から成って、これら軸受合金部分
の軸受面は何れもPb−Sn系合金のオーバーレイメッキ層
が形成されている。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ッキ層
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ッキ層を形成し
ない軸受は、SAE 783(20％Sn、0.5％Si、1.0％Ti、AlBa
l)に示される通り、Sn含有量が多い高Sn−Al合金から成
っている。しかし、このようにSnが20％程度の如く多く
含まれる合金は、硬度が低く、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合
金が、例えば、水野昴−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、この軸受合金は10％S
n、1.5％Cu、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、このAl−Sn−Pb系合金では、Pbが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Al−Sn−Pb−Sb系合金が特公昭52−12131号に
記載され、更に、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58−18985号に
記載されている。しかし、これらのAl−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。

そこで、高負荷運転下の潤滑機構につき、基本的な検討
が行なわれ、その一つとしてAl−Sn系合金中に粗大なSi
を分散析出させたものが特開昭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バリやエッジ等の凸部が生成してい
る。従って、上記の如きAl−Sn系、Al−Sn−Pb系等の軸
受合金では、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
析出させた軸受合金では、硬いSiの析出物により切削力
が付与されているために、相手軸の凹凸部分には機械的
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問題点本発明は上記欠点の解決を目的とし、具体的には、従来
例のAl−Sn系軸受合金では、潤滑性向上のためにSnやPb
等の含有量を高めたり、更に、Alマトリックスの強化を
目的としてCr、Sb等やMn、Ni等の元素を添加していた
が、これらの元素によってAlマトリックスの硬度を増す
ことはできても、逆にAl合金が脆弱となり高負荷運転時
には殆んど高温下(100〜250℃)での耐疲労性を示さない
ということが解った。そこでSiを球状に近い形で合金中
に析出させることにより耐焼付性、耐摩耗性の問題点を
解決することを目的とする。

従って、本発明は、最近のエンジンの高出力化に伴な
い、軸受部温度が上昇する傾向にあり、特に、この高温
での耐疲労性が強く要求されることに着目し、従来のAl
マトリックス強化元素を添加するのにも拘らず、Al合金
の脆弱化を改善し、特に高温下での耐疲労性を高めると
共に更に高い耐焼付性、耐摩耗性を具えるAl−Sn系軸受
合金を提供する。

＜発明の構成＞問題点を解決するための手段ならびにその作用すなわち、本発明は重量％で７〜20％Sn、0.1〜５％P
b、１〜10％Siならびに0.3〜3.0％Cuおよび／またはMg
を含むと共に、Cr、Mn、Fe、Ni、Co、Ti、Ｖ、Zrのうち
１種若しくは２種以上を合計で0.01超1.0％未満含有す
ると共に、0.01％超0.1未満のSbを含み、残余が実質的
にAlから成って、主として、Alからなるマトリックス中
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、析出し、これらSi粒子に隣接してSn−Pb合
金粒子が析出して成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、本発明に係る軸受合金は、Al−Sn系合金にPbを添
加したAl−Sn−Pb系合金に、Siを添加析出させて高負荷
運転時の軸受特性を向上させたものであって、Si粒子の
析出形状を制御して高温状態における耐疲労性を高める
とともに、Sn−Pb粒子をSi粒子に隣接して析出させ、潤
滑特性を大巾に向上させる。

すなわち、従来から、Al−Sn系合金や、Al−Sn−Pb系合
金で、耐摩耗性や高温強度を高めるために、高融点元素
のCr、Co、Ni等を添加して、高温強度を高めると共に高
温硬さの急激な低下を防止することが行なわれている。
しかしながら、上記の如く高負荷運転時の軸受特性向上
のためにSn、PbのほかにSiを含ませたAl合金に、例えば
Crを添加した場合には、Al−Si−Crの三元素化合物が析
出し、硬さは増すが、脆弱になり、引張強度、伸びなら
びに衝撃値が低下し、耐疲労性が高められない。

これに反し、本発明では、高温、高荷重下の苛酷な条件
に好程な軸受合金を提供するために、Al−Sn−Pb−Si系
合金に、Cr、Mn、Fe、Co、Ni等の強化元素を、例えば1.
0％以下の如くきわめて僅かの量の添加にとどどめて、
その上で、Sbを添加して、凝固時に、Si粒子の微細化な
らびに球状化を計ると共に、後の熱処理によりこのSi粒
子の球状化を高める。また、これに伴って、Si粒子に隣
接ささせてSn−Pb粒子を析出させる。このようにしてAl
−Sn−Pb−Si系合金の引張強度、伸びならびに衝撃強さ
を高さ、高温における潤滑特性を向上させる。換言する
と、軸受材料の耐疲労強さを高めるものには、それを向
上させる成分を添加するのみにとどまらず、引張強さ、
伸び、衝撃強さを高めるほかに、合金の組織構造をそれ
に適合する構造に構成する必要がある。この点、本発明
の如く、Al−Sn−Pb−Si合金にSbを適正量添加すると、
その作用によって引張強さ等の特性を向上させると同時
に、それに適合する組織に構成できるのである。

そこで、このSbの適正量添加による高温、高荷重下の耐
疲労強度の向上や潤滑性能の向上について更に詳しく説
明すると、次の通りである。

古くから、Cu−Pb系合金の如く銅合金の場合には、その
表面にPb−Sn合金メッキによってオーバーレイ層を形成
して使用されている。この銅合金の軸受ではオーバーレ
イ層が摩滅したときには焼付きに至っている。これに対
し、Al−Sn−Pb系合金にSiを添加したAl−Sn−Pb−Si系
合金軸受の表面には全くオーバーレイ層を形成しないの
にも拘らず、高荷重下の運転でも焼付きに至ることがな
い。そこで、この現象を比較検討したところ、次の通り
であった。

従来から、基本的には、表面にオーバーレイ層を有する
軸受が最も一般的なものであって、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層４、合金層５な
らびに裏金層６から成って、このオーバーレイ層４の全
表面によって軸荷重が支承されている。これに対し、第
４図に示す如く、Al−Sn−Pb−Si系合金の軸受はマトリ
ックス５と裏金６とから成って、このマトリックス５中
にSi粒子２が棒状や片状に析出し、相手軸の荷重は硬い
Si粒子２で支えられ、しかも、各Si粒子２の先端はとが
っているため、この切削力によって相手軸のバリ等が除
去されるため、潤滑性が良好に保持される。

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、この間隙は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、上記の如く、第４図に示す
点接触によって軸荷重を支持すると、高荷重下でもきわ
めて有効に潤滑できることを知見し、これを最大限に生
かすための組成ならびに構造について研究した。

すなわち、Al−Sn−Pb−Si系軸受合金において、凝固時
に析出するSi粒子やSn−Pb粒子の析出形態を主として潤
滑面性能の上から制御し、この制御には、Alと結合して
金属間化合物を生成して耐摩耗性を向上させるCrなどを
ほとんど添加しない場合には、適正量のSbの添加がきわ
めて有効である。

更に詳しく説明すると、第１に、Si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こ
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。

第２に、相手軸を油膜を介し点支持する場合、Si粒子は
そのビッカーズ硬さが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、急激な変動荷重に耐えられる。

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、結晶性が強く、なかでも、Crなどの耐摩耗性向
上元素が比較的多量に添加されていると、初晶として硬
いAl−Si−Crの三元素化合物が生成し、共晶領域内で粗
大針状に発達し、板状若しくは棒状を呈する。この板状
等の析出物は軸受の製造過程で圧延や熱処理を経ても、
形状はわずかに変化する程度である。このようにAl−Si
−Cr三元素化合物を共晶領域内で粗大針状に発達する結
果として、共晶温度がある程度の幅を持つことになっ
て、Al−Si共晶点でSi粒子やSn−Pb粒子は同時に析出す
ることなく、この幅のある共晶温度内でバラバラに析出
し、Sn−Pb粒子がSi粒子と関係なく、つまり、離れて析
出することになる。つまり、第５図に示す如く、マトリ
ックス１中にSi粒子２は板状若しくは棒状化に粗大化し
て析出し、このSi粒子２の析出とは関係なく、つまり、
Si粒子２から離れてSn−Pb合金粒子３は析出される。こ
の状態では、硬いSi粒子２の先端にはとがったエッジが
存在し、潤滑特性を高めるSn−Pb粒子３がSi粒子２から
離れて無関係に存在するため、相手軸が削られ、潤滑性
が低下し、焼付きが起こる。

これに対し、本発明では、初晶としてAl−Si−Cr三元素
化合物が析出することを極力さけるために、Crなどの耐
摩耗性向上元素の添加をさせる一方、適量のSbを添加す
る。

このようにしてSi粒子を微細に析出すると同時に球状化
してSiのエッジ部から切削力を除去し、これに併せて、
Al−Si共晶点でSi粒子と同時にSn−Pb粒子を析出させて
これら両粒子を互いに近接させる。

すなわち、第１図は本発明の一つの実施例に係る軸受合
金に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Si
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、Siが析出する共晶点のAl合金液
相の性質を改善することによって達成でき、とくに、そ
の添加元素としてSbが有効である。すなわち、Sbを適量
添加すると、Al−Siの共晶温度が低下し、凝固過程では
この過冷作用によって結晶成長が抑えられてSi粒子は微
細、球状化して析出される。また、Crなどがほとんど添
加されていないため、Si粒子とSn−Pb粒子とは一定の共
晶温度で一挙に析出し、第１図に示すように、Si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原理的に解決するほか、
マトリックスの高温での強化をはかる必要がある。

すなわち、Alは熱に対して感受性が強く、150℃をすぎ
ると軟化してしまい(Hv10以下)、強度を失なってしま
う。この軟化の防止のために、析出硬化型のマトリック
ス強化元素として、例えば、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Ti、
Ｖ、Zr等を添加し、これら強化元素はその中の１種若し
くは２種以上を選択し、適切な熱処理を行なうと、高温
度での強度を更に上昇させることができる。

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Sbを添加し、硬さのみでなく、引張強度、伸びを従来
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Sn−Pb合金粒子３が存在し、この合金は溶融
状態でも潤滑油と親和性があり、このため、油切れを起
こしにくい。また、相手軸とSi粒子との摩擦で、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図に示す如く、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3aがSi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ふえて、Si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
バービ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Sn−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−Pb層におおわれ、
これがショックアブソーバー的な働きをする。

更に、すぐれた潤滑面を得る為にはSi粒子やSn−Pb合金
粒子を支持する強靭なマトリックスが必要である。すな
わち、前記特許請求の範囲に記載の如く限定する理由
と、その作用効果(相乗効果を含む)について各々の元素
について列記する。

(1)Sn７〜20％： SnはPbと共にAlマトリックス中に分散して存在し、軸受
が基本的に必要とする耐焼付性、埋収性、なじみ性を担
う金属である。７％未満ではその耐焼付性の効果が得ら
れず、20％超ではSn相が三次元的に連続化し、強度をそ
こねる。

(2)Pb0.1〜５％： Pbは上記Snと共存し、Snの持つ耐焼付性、埋収性、なじ
み性の能力をより効上させ、かつ親油性、非凝着性にす
ぐれ、少量の添加でも潤滑性能を飛躍的に向上させる。
その量は0.1％未満では上記効果を発揮できず、５％超
上は実質的にAlマトリックス中にSnと共存させ、均一に
分散させることが事実上不可能となる。

(3)Si１〜10％： Al軸受に非焼付性、耐荷重性、耐摩耗性を付与する重量
な元素である。すなわち、SiはAlマトリックスを強化
し、耐摩耗性を向上させる成分として知られているが、
本発明では上記の如くSi粒子によって高荷重下の潤滑性
を保持する。この意味では１１％未満では添加効果は認
められない。これに反し、10％超えると、Alマトリック
スが硬くなり延性がなくなり、かえって耐荷重性を阻害
する。

(4)Cu〜および／またはＭｇ０．３〜３％： Cu、Mg、はAlマトリックスを強化する基本的元素で熱処
理を適切に施すことで、その効果を発揮する。その量は
0.3％未満では添加効果はみられず、又、３％超ではAl
と化合物をつくり、かえって材料の延性を阻害する。

(5)Cr、Mn、Fe、Ni、Co、Ti、Ｖ、Zrのうち１種若しく
は２種以上を合計で0.01超〜1.0％未満：これらの元素はAlとの間またはAlとSiとの間で何れも化
合物を作りやすい元素で少量の添加でマトリックスの硬
度や強度を上げることができる。特に、適量の添加によ
って耐疲労性や耐摩耗性、高温での強度保持に有効であ
る。添加量は合量で0.01％以下ではその効果はなく、１
％をこえると、Al−Si−Crなどの化合物が初晶として析
出し、Al−Si共晶領域で粗大針状に発達し、この結果、
共晶温度が相当の幅を持つようになり、Al−Si共晶が粗
い組織になり、Sn−Pb粒子が分離される。つまり、Alマ
トリックスが液相から固相に凝固する間に、Si粒子とSn
−Pb粒子とがバラバラに析出する。このため、添加量は
合量で1.0％未満にする必要がある。

(6)Sb：0.01超えて0.1％未満： SbはAl−Si共晶温度を下げ、実際に凝固過程で過冷作用
によって結晶成長をおさえ、Si粒子の析出を微細、球状
化の方向に近づける。また、上記の如く、Crなどの添加
量が1.0％を超えることなく少量にとどまるときには、A
l−Si共晶点で一挙に凝固するため、Si−Sn−Pbの各粒
子は互いに関連をもって近接する。しかし、Sb0.01％未
満では共晶温度を下げてSi粒子の析出態様をコントロー
ルできず、また、0.1％を超えて添加しても、この共晶
温度低下による効果がそれほど向上しないほか、かえっ
てSbがAlマトリックス中に析出し、これによってマトリ
ックスが硬化すると共にじん性が損なわれて好ましくな
い。

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表に示す組成の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1.0mm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Alの薄い板を介して裏
金の鉄板に圧着させて厚み1.50mmの軸受を得た。

これらの軸受のうちで、供試材No.１〜５は従来例の供
試材であり、No.６〜24は本発明の実施例の供試材であ
り、この中で、No.６〜24はSi球状化の為にSbを添加
し、かつマトリックス強化の為にCuおよび／またはMgを
加え、その他にCr、Mn、Fe、Ni、Co、Ti、Ｖ、Zrを１種
以上を適切に組合わせ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、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 2201の５号に示す
ものとした。

これらの結果から、供試材６〜24は従来材ならびに比較
材に比べ、高温(200℃)における強度低下が少なく、C
u、Mg、Zn及びCr、Mn、Fe、Co、Ni、Ti、Ｖ、Zrの添加
効果がうかがえる。すなわち、Siの球状化及びマトリッ
クス強化が相剰されて強度や伸びが改善されたものと考
えられる。又、伸びも従来例ならびに比較例に比べて向
上しており、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、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 S45C、硬さH_RC＝55 面アラサ0.8〜1.0S 使用オイル SAE、20w−40 油温 150±５℃ 焼付荷重 100kg/cm²から10kg/cm² Stepで焼付きに
至るまで15分毎に面圧を上げてゆき、焼付きをおこした
面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/cm²一定
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６〜24の何れも従来材ならびに比
較材に比べ良好な耐焼付性、耐摩耗性を示しており、Sb
添加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、以下の条件に耐久テストを行ない、焼
付きや破損も起さず、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。

なお、テスト条件は次の通りである。

面圧 600kgf/cm² 回転数 4000r.p.m 相手材料 FCD 70、アラサ0.8〜1.5S 使用オイル SAE 20w−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を示している。

一方、従来例No.２の合金と更にSbを0.03％添加した場
合(供試材No.７)におけるSi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。すなわち、第６図
ならびに第７図は従来例の合金と本発明に係る合金の顕
微鏡組織を示す各説明図であって、とくに、それぞれの
試料をSi粒の形状がわかるように深くエッチングし、電
子顕微鏡を用いて撮影したものである。これら図面から
明確に解るように、第６図の如く、従来例では粒子２が
全く球状化していないのに反し、本発明ではSbの添加に
よりSi粒子２のエッジ部が球状化していることがわか
る。

実施例２本発明に係る軸受合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、Sbの添加作用による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Sbを含まないNo.５と本発明に係るものであるNo.24
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0.84kg・m/cm²であったが、本
発明に係るものは平均値3.20kg・m/cm²であり、明らかに
本発明に係る軸受合金はSb添加による改善効果が認めら
れた。

実施例３ Sb量の違いによるAl−Sn軸受合金への影響を把握するた
め、第３表に示す成分を含有する730℃の溶湯から厚さ2
0mmの板状材を鋳造した。この鋳造材の断面組織におけ
るSi粒の形状は画像処理装置を使って円形度係数を求め
た。

また、この鋳造材からJIS z 2201で規定された試験片14
A号を切出し、その機械的特性を調査し、その結果を第
４表に示した。

第４表に示す通り、Sb量が0.2％(比較材)より0.06％(本
発明材)の方がSi粒が著しく円形になっており、また、
機械的性質も改善されて、特に、材料が破壊するまでの
吸収エネルギー量を代用するエネルギー値が約１割向上
している。これらの事からも、Sb量が0.1％未満の本願
発明材は従来材に比較して明らかな性質上の相違が認め
られる。

＜発明の効果＞以上詳しくは説明した通り、本発明は、重量％で７〜20
％Sn、0.1〜５％Pb、１〜10％Siならびに0.3〜3.0％Cu
および／またはMgを含むと共に、Cr、Mn、Fe、Ni、Co、
Ti、Ｖ、Zrのうち１種若しくは２種以上を合計で0.01超
1.0％未満含有し、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％超0.1％未満のSbを添加してA
lマトリックス中にSi粒子を球状、だ円状若しくは先端
が丸味をおびる形状としての分散、析出させ、Sn−Pb合
金に隣接して存在する構造のものから成るもので、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耐
える軸受合金である。

【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合金の一部の
拡大断面図、第２図は第１図に示す軸受合金の潤滑機構
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図の軸受合金の一部の拡
大断面図、第６図は従来例に係る軸受合金の組織を示す
説明図、第７図は本発明に係る軸受合金の組織を示す説
明図である。符号１……マトリックス、２……Si粒子３……Sn−Pb合金粒子 3a……Sn−Pb液相４……オーバーレイメッキ層５……軸受合金層、６……裏金

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者坂井武志千葉県習志野市実籾町１ノ六八七エヌデーシー株式会社内 (72)発明者大垣俊久千葉県習志野市実籾町１ノ六八七エヌデーシー株式会社内 (72)発明者大崎剛千葉県習志野市実籾町１ノ六八七エヌデーシー株式会社内 (56)参考文献特開昭56−98443（ＪＰ，Ａ) 特開昭56−98444（ＪＰ，Ａ)

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で７〜20％Sn、0.1〜５％Pb、１〜1
0％Siならびに0.3〜3.0％Cuおよび／またはMgを含むと
共に、Cr、Mn、Fe、Ni、Co、Ti、Ｖ、Zrのうち１種若し
くは２種以上を合計で0.01超1.0％未満含有すると共
に、0.01％超0.1％未満のSbを含み、残余が実質的にAl
から成って、主として、Alからなるマトリックス中に、
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、析出し、これらSi粒子に隣接してSn−Pb合金粒
子が析出して成ることを特徴とするAl−Sn−Pb−Si系軸
受合金。