JPS5814866B2 - Ａｌ↓−Ｓｎ系軸受合金および軸受装置 - Google Patents
Ａｌ↓−Ｓｎ系軸受合金および軸受装置Info
- Publication number
- JPS5814866B2 JPS5814866B2 JP53084233A JP8423378A JPS5814866B2 JP S5814866 B2 JPS5814866 B2 JP S5814866B2 JP 53084233 A JP53084233 A JP 53084233A JP 8423378 A JP8423378 A JP 8423378A JP S5814866 B2 JPS5814866 B2 JP S5814866B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- bearing
- alloy
- less
- internal combustion
- combustion engine
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/003—Alloys based on aluminium containing at least 2.6% of one or more of the elements: tin, lead, antimony, bismuth, cadmium, and titanium
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
- F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
- F16C33/00—Parts of bearings; Special methods for making bearings or parts thereof
- F16C33/02—Parts of sliding-contact bearings
- F16C33/04—Brasses; Bushes; Linings
- F16C33/06—Sliding surface mainly made of metal
- F16C33/12—Structural composition; Use of special materials or surface treatments, e.g. for rust-proofing
- F16C33/121—Use of special materials
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
- F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
- F16C33/00—Parts of bearings; Special methods for making bearings or parts thereof
- F16C33/02—Parts of sliding-contact bearings
- F16C33/04—Brasses; Bushes; Linings
- F16C33/06—Sliding surface mainly made of metal
- F16C33/14—Special methods of manufacture; Running-in
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
- F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
- F16C2223/00—Surface treatments; Hardening; Coating
- F16C2223/30—Coating surfaces
- F16C2223/32—Coating surfaces by attaching pre-existing layers, e.g. resin sheets or foils by adhesion to a substrate; Laminating
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- General Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Pressure Welding/Diffusion-Bonding (AREA)
- Sliding-Contact Bearings (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、高温状態をこおけるＳｎ粒子の成長および硬
さの低下が少なく、耐疲労性Ｑこ優れ、かつ耐摩耗性に
優れたＡｌ−Ｓｎ系軸受合金および軸受装置Ｑこ関し、
鋳造後数回の圧延と焼鈍を行なった後使用する場合に好
適な軸受台金を提供するもので、特Ｑこ軸受（ことって
苛酷な条件が要求される球状黒鉛鋳鉄軸を相手材としで
使用しでも良好なＡｎ−Ｓｎ系軸受合金を提供するもの
である。
さの低下が少なく、耐疲労性Ｑこ優れ、かつ耐摩耗性に
優れたＡｌ−Ｓｎ系軸受合金および軸受装置Ｑこ関し、
鋳造後数回の圧延と焼鈍を行なった後使用する場合に好
適な軸受台金を提供するもので、特Ｑこ軸受（ことって
苛酷な条件が要求される球状黒鉛鋳鉄軸を相手材としで
使用しでも良好なＡｎ−Ｓｎ系軸受合金を提供するもの
である。
近年の自動車用内燃機関は、内燃機関の小型、高出力化
が要求され、かつ、排気ガス浄化対策のためのブローバ
イガス還元装置の取付が要求されるようｔこなると、軸
受摺動材料はより高荷重、高温度の条件下で使用される
こととなり、このような悪条件下では従来の軸受摺動材
料は疲労破壊や異常摩耗を起こしてトラブルの要因とな
っていた。
が要求され、かつ、排気ガス浄化対策のためのブローバ
イガス還元装置の取付が要求されるようｔこなると、軸
受摺動材料はより高荷重、高温度の条件下で使用される
こととなり、このような悪条件下では従来の軸受摺動材
料は疲労破壊や異常摩耗を起こしてトラブルの要因とな
っていた。
さらＱこ、使用される軸（こついでも、低コスト化を図
るため従来の鍛造Ｑこよる軸から加工上安価な球状黒鉛
鋳鉄軸、あるいは軸粗さの大きい軸へと移行する傾向が
みられ、これらのことから、なお一層高温度下での耐疲
労性、耐焼付性の向上、さらｅこ耐摩耗性の向上が要求
されろ。
るため従来の鍛造Ｑこよる軸から加工上安価な球状黒鉛
鋳鉄軸、あるいは軸粗さの大きい軸へと移行する傾向が
みられ、これらのことから、なお一層高温度下での耐疲
労性、耐焼付性の向上、さらｅこ耐摩耗性の向上が要求
されろ。
従来のアルミニウム軸受合金としでは、主としＵＡｌ−
Ｓｎ系合金、例えは重量百分率でＡｌ（残部） − Ｓ
ｎ （ ３．５〜４．５ ） − Ｓｉ （ ３．５〜
４．５ ）−Ｃｕ （ ０．７ 〜１．３ ） ， Ａ
．６ （残部）−Ｓｎ（４〜８）−Ｓｉ （ １ 〜２
）−Ｃｕ（０．１〜２）−Ｎｉ （ ０．１〜１ ）
， Ａ７ （残部）−Ｓｎ（３〜４０）−Ｐｂ （ ０
．１〜５ ）−Ｃｕ （ ０．２〜２）−Ｓｂ（０．１
〜３）一Ｓｉ（０．２〜３）−Ｔｉ（０．０１〜１）
，Ａｌｌ （残部）−Ｓｎ（１５〜３０） −Ｃｕ （
０．５ 〜２） ，Ａ．６ （残部） −Ｓｎ（ １
〜２３ ） −Ｐｂ （ １．５ 〜９ ）−Ｃｕ （
０．３ 〜３ ）−Ｓｉ （ １〜８ ）等のＡ ｌ
− Ｓ ｎ系合金が使用されている。
Ｓｎ系合金、例えは重量百分率でＡｌ（残部） − Ｓ
ｎ （ ３．５〜４．５ ） − Ｓｉ （ ３．５〜
４．５ ）−Ｃｕ （ ０．７ 〜１．３ ） ， Ａ
．６ （残部）−Ｓｎ（４〜８）−Ｓｉ （ １ 〜２
）−Ｃｕ（０．１〜２）−Ｎｉ （ ０．１〜１ ）
， Ａ７ （残部）−Ｓｎ（３〜４０）−Ｐｂ （ ０
．１〜５ ）−Ｃｕ （ ０．２〜２）−Ｓｂ（０．１
〜３）一Ｓｉ（０．２〜３）−Ｔｉ（０．０１〜１）
，Ａｌｌ （残部）−Ｓｎ（１５〜３０） −Ｃｕ （
０．５ 〜２） ，Ａ．６ （残部） −Ｓｎ（ １
〜２３ ） −Ｐｂ （ １．５ 〜９ ）−Ｃｕ （
０．３ 〜３ ）−Ｓｉ （ １〜８ ）等のＡ ｌ
− Ｓ ｎ系合金が使用されている。
しかし、これらのような従来合金は、上述の如く苛酷な
条件で自動車用内燃機関の軸受に使用された場合、内燃
機関の高負荷運転が継続したとき等に短時間で疲労破壊
の起ることがあった。
条件で自動車用内燃機関の軸受に使用された場合、内燃
機関の高負荷運転が継続したとき等に短時間で疲労破壊
の起ることがあった。
これは内燃機関内のオイルが高負荷連続運転時に特に高
温となり、例えはオイルパン内のオイルの温度は１３０
°Ｃ〜１５０℃にも達するため、軸受けそのすべり面に
おいてかなり高温度になることが予想され、この結果従
来のＡｎ−Ｓｎ系合金では高温下で硬さが急激に低下し
てＳｎの溶融や移動がおこり、このことが疲労強度も低
下させる原因であると考えられる。
温となり、例えはオイルパン内のオイルの温度は１３０
°Ｃ〜１５０℃にも達するため、軸受けそのすべり面に
おいてかなり高温度になることが予想され、この結果従
来のＡｎ−Ｓｎ系合金では高温下で硬さが急激に低下し
てＳｎの溶融や移動がおこり、このことが疲労強度も低
下させる原因であると考えられる。
本発明の発明者等が高温下での硬さの低下しない合金や
Ｓｎの動きにくい合金を内燃機関軸受の形状に加工し、
高油温下で動荷重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は上記考察を裏付けている。
Ｓｎの動きにくい合金を内燃機関軸受の形状に加工し、
高油温下で動荷重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は上記考察を裏付けている。
また、以上の高温硬さの低下に基く疲労強度の低下とは
別に、従来のＡ ＩＪ − Ｓ ｎ系合金では合金組織
におけるＳｎ粒子の粗大化も疲労強度の低下の原因とな
っていろ。
別に、従来のＡ ＩＪ − Ｓ ｎ系合金では合金組織
におけるＳｎ粒子の粗大化も疲労強度の低下の原因とな
っていろ。
すなわち、アルミニウム軸受合金は、Ａｌ−Ｓｎ系合金
を裏金鋼板に圧接して形成するものが一般的であるが、
両金属の接着強度を増すために、圧接後これを焼鈍する
工程が不可欠であり、一般的にはこの焼鈍は、Ａｌ−Ｆ
ｅの金属間化合物の析出する温度以下で、温度が高く時
間が長い程接着強度が犬となる。
を裏金鋼板に圧接して形成するものが一般的であるが、
両金属の接着強度を増すために、圧接後これを焼鈍する
工程が不可欠であり、一般的にはこの焼鈍は、Ａｌ−Ｆ
ｅの金属間化合物の析出する温度以下で、温度が高く時
間が長い程接着強度が犬となる。
ところが、従来のＡｌ−Ｓｎ系合金は焼鈍によって高温
下におかれると、合金組織中でＡｌ粒界およびＳｎ粒子
の粗大化が進行してしまうという欠点があった。
下におかれると、合金組織中でＡｌ粒界およびＳｎ粒子
の粗大化が進行してしまうという欠点があった。
つまり従来のアルミニウム軸受合金では裏金鋼板との接
着強度を増すために焼鈍すれば、Ｓｎ粒子の粗大化を招
き、この粗大化はＡｌ−Ｓｎ系合金の疲労強度を低下さ
せる原因となっている。
着強度を増すために焼鈍すれば、Ｓｎ粒子の粗大化を招
き、この粗大化はＡｌ−Ｓｎ系合金の疲労強度を低下さ
せる原因となっている。
また、これら従来のＡＡ−Ｓｎ系合金を球状黒鉛鋳鉄軸
と組合せて使用した場合、極端に摩耗を起し疲労破壊が
起きやすいという欠点がある。
と組合せて使用した場合、極端に摩耗を起し疲労破壊が
起きやすいという欠点がある。
本発明の発明者等は、Ａ．ｇ−Ｓｎ系合金に種々の添加
元素を加えてその高温硬さ、疲労強度について改良を進
めた結果、既にＡｌにＳｎの他所要量の（？ｒ，および
Ｃｕ等を加えた合金を開発し、特許出願（特願昭５２−
２６９０号）している。
元素を加えてその高温硬さ、疲労強度について改良を進
めた結果、既にＡｌにＳｎの他所要量の（？ｒ，および
Ｃｕ等を加えた合金を開発し、特許出願（特願昭５２−
２６９０号）している。
さらにＳｎ，ＣｒおよびＣｕ等の他、Ｐｂおよび（また
は）Ｉｎを加え、耐疲労性を維持したまま、特になじみ
性を向上させた合金を開発し、特許出願（特願昭５２−
１８２２５号）している。
は）Ｉｎを加え、耐疲労性を維持したまま、特になじみ
性を向上させた合金を開発し、特許出願（特願昭５２−
１８２２５号）している。
本発明は、更に研究を進めた結果、上記のＡ７−Ｓｎ系
合金にＳｉおよびＭｎ，Ｓｂ，Ｔｉ ，Ｎｉ，Ｆｅ ，
Ｚｒ ，Ｍｏ ， Ｃｏの１種または２種以上を添加
し分散析出させることによって、硬さを更に高め、耐疲
労性、なじみ性を同等に維持したまま、耐摩耗性を著し
く向上させることのできる軸受材を見出してなされたも
のである。
合金にＳｉおよびＭｎ，Ｓｂ，Ｔｉ ，Ｎｉ，Ｆｅ ，
Ｚｒ ，Ｍｏ ， Ｃｏの１種または２種以上を添加
し分散析出させることによって、硬さを更に高め、耐疲
労性、なじみ性を同等に維持したまま、耐摩耗性を著し
く向上させることのできる軸受材を見出してなされたも
のである。
この分散した析出物はヴイツカース硬さで数百にも達し
非常に硬いため、軸受の相手材すなわち軸よりもかなり
硬く、この硬い析出物が軸受の耐摩耗性を著しく向上さ
せる。
非常に硬いため、軸受の相手材すなわち軸よりもかなり
硬く、この硬い析出物が軸受の耐摩耗性を著しく向上さ
せる。
本発明のＡＡ−Ｓｎ系合金は重量百分率で３．５〜３５
％のＳｎと、０． １〜１．０ ％のＣｒと、１〜１０
％のＳｉとＭｎ ，Ｓｂ ， Ｔｉ ，Ｎｉ ，Ｆｅ
，Ｚｒ ，Ｍｏ ，Ｃｏの１種または２種以上を１〜１
０％でＳｉを含む総量が１０％以下であり残部が本質的
に１よりなるＡｎ−Ｓｎ系合金を基本とし、従来のＡＡ
−Ｓｎ系合金にＣｒおよびＳ１およびＭｎ，Ｓｂ，Ｔｉ
，Ｎｉ，Ｆｅ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｃｏの１種または２種以上
を添加することによってＳｎが微細化され、硬さが向上
し、特に高温状態におけるＳｎの移動と成長がほとんど
ないこと、また高温硬さの低下も少ないことが認められ
た。
％のＳｎと、０． １〜１．０ ％のＣｒと、１〜１０
％のＳｉとＭｎ ，Ｓｂ ， Ｔｉ ，Ｎｉ ，Ｆｅ
，Ｚｒ ，Ｍｏ ，Ｃｏの１種または２種以上を１〜１
０％でＳｉを含む総量が１０％以下であり残部が本質的
に１よりなるＡｎ−Ｓｎ系合金を基本とし、従来のＡＡ
−Ｓｎ系合金にＣｒおよびＳ１およびＭｎ，Ｓｂ，Ｔｉ
，Ｎｉ，Ｆｅ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｃｏの１種または２種以上
を添加することによってＳｎが微細化され、硬さが向上
し、特に高温状態におけるＳｎの移動と成長がほとんど
ないこと、また高温硬さの低下も少ないことが認められ
た。
このことは動荷重疲労試験を行なったところ、高油温下
での疲労強度の向上したことにより確認された。
での疲労強度の向上したことにより確認された。
加えて耐摩耗性も向上していることが確認された。
このようなＡ ｌ−Ｓｎ系合金は軸受の摺動特性に大き
な影響をおよぼす相手材、すなわち軸を球状黒鉛鋳鉄材
としても好適な軸受台金材である。
な影響をおよぼす相手材、すなわち軸を球状黒鉛鋳鉄材
としても好適な軸受台金材である。
Ｓｎの含有量を重量百分率で３．５〜３５％に限定した
理由は、Ｓｎは潤滑を主目的として添加される元素であ
るが、これを３５％以上添加するとなじみ性、潤滑性は
向上するが硬さが低下し、これが３５％以下では逆に軸
受台金としては硬くなり過き、なじみ性等に劣るからで
ある。
理由は、Ｓｎは潤滑を主目的として添加される元素であ
るが、これを３５％以上添加するとなじみ性、潤滑性は
向上するが硬さが低下し、これが３５％以下では逆に軸
受台金としては硬くなり過き、なじみ性等に劣るからで
ある。
なお、このＳｎの添加量はＳｎを孤立分散させるために
は従来のＡＡ−Ｓｎ系合金では１５％程度が上限とされ
ており、その理由はこれを１５％以上添加すると合金中
のＳｎ粒子がＡｌ中に弧立して分散できなくなり連続状
態で存在し始めろため、硬さが低下するからとされてい
たが、本発明では後述する他の元素の添加効果によって
、これを３５％迄添加した場合でも実用上支障がなくな
った。
は従来のＡＡ−Ｓｎ系合金では１５％程度が上限とされ
ており、その理由はこれを１５％以上添加すると合金中
のＳｎ粒子がＡｌ中に弧立して分散できなくなり連続状
態で存在し始めろため、硬さが低下するからとされてい
たが、本発明では後述する他の元素の添加効果によって
、これを３５％迄添加した場合でも実用上支障がなくな
った。
また、Ｓｎの添加量を３．５〜３５％の範囲でどのよう
に定めるかは、用途に応じ適宜決定されるべきものであ
るが、一般的には軸受に加わる荷重（負荷）の犬なると
きはＳｎ量を少なく、荷重の小なるときはＳｎ量を多く
すると良い。
に定めるかは、用途に応じ適宜決定されるべきものであ
るが、一般的には軸受に加わる荷重（負荷）の犬なると
きはＳｎ量を少なく、荷重の小なるときはＳｎ量を多く
すると良い。
また別の観点からは、焼付きが懸念される状態で使用さ
れるときはＳ’ｎ量を多く、この心配のないときはＳｎ
量を少なくするのが良い。
れるときはＳ’ｎ量を多く、この心配のないときはＳｎ
量を少なくするのが良い。
しかし最近は高油温により軸受が高温になり、これか原
因で軸受が変形し焼付、疲労を起すことが問題であるの
で、高温での変形が少ないという点からもＳｎ量を定め
る必要もある。
因で軸受が変形し焼付、疲労を起すことが問題であるの
で、高温での変形が少ないという点からもＳｎ量を定め
る必要もある。
Ｃｒは硬さの上昇と高温時の軟化を防ぐ点、および焼鈍
によってもＳｎ粒子の粗大化を招かないという点につい
て特に添加効果が高い。
によってもＳｎ粒子の粗大化を招かないという点につい
て特に添加効果が高い。
まず硬さの上昇と高温時の軟化防止について述べると、
このＣｒの添加量が重量百分率で０．１％以下では高温
硬さの改良は期待できず、１．０％以上添加すると、後
述するようにＡｌｌ−Ｃｒ金属間化合物が細かく均一に
分散することができなくなり、添加効果が薄れることか
ら、その添加量を０．１〜１．０％に限定したものであ
る。
このＣｒの添加量が重量百分率で０．１％以下では高温
硬さの改良は期待できず、１．０％以上添加すると、後
述するようにＡｌｌ−Ｃｒ金属間化合物が細かく均一に
分散することができなくなり、添加効果が薄れることか
ら、その添加量を０．１〜１．０％に限定したものであ
る。
この高温硬さの向上についてさらに詳述すると、Ｃｒは
Ａ［中に固溶することによってＡ７の再結晶温度を上げ
、かつ固溶すること自体でＡｌ地の硬さを上昇させるが
、これと同時に数回の圧延によっても鋳造時に比して硬
さが上昇する。
Ａ［中に固溶することによってＡ７の再結晶温度を上げ
、かつ固溶すること自体でＡｌ地の硬さを上昇させるが
、これと同時に数回の圧延によっても鋳造時に比して硬
さが上昇する。
再結晶温度を上げることは、内燃機関の軸受がさらされ
る高温領域でも安定した機械的性質を維持させるために
効果があり、特に硬さについては、高温下での硬さの低
下を少なくして高温領域での軸受強度の向上をもたらす
。
る高温領域でも安定した機械的性質を維持させるために
効果があり、特に硬さについては、高温下での硬さの低
下を少なくして高温領域での軸受強度の向上をもたらす
。
また固溶限を過ぎて析出ずるＡ ＩＪ − Ｃ ｒの金
属間化合物は、ヴイツカース硬さで約３７０を示し、こ
のためこの化合物が細かく分散することは高温硬さの維
持を助けるので、これが適量分散することは良い効果を
生ずる。
属間化合物は、ヴイツカース硬さで約３７０を示し、こ
のためこの化合物が細かく分散することは高温硬さの維
持を助けるので、これが適量分散することは良い効果を
生ずる。
ここに適量の範囲は前述のように１．０％以下を意味し
、この範囲であれは上記析出物は均一かつ微細であって
硬さの上昇が得られる０ 次に、Ｃｒ添加によるＳｎ粒子の粗大化阻止効果につい
て述べる。
、この範囲であれは上記析出物は均一かつ微細であって
硬さの上昇が得られる０ 次に、Ｃｒ添加によるＳｎ粒子の粗大化阻止効果につい
て述べる。
Ｓｎ粒子の粗大化はＡ ｌ− Ｓ ｎ系合金が高温下に
おかれた場合Ａ７粒界およびＳｎ粒子の移動が起るため
に生ずる現象であるが、Ｃｒは上記のようにＡ ｌｊ
− Ｃ ｒの金属間化合物の析出物を作り、この析出物
がＡ７地金中に細かく分散して存在するため、この金属
間化合物が直接的にはＡｌ粒界の移動を妨げ、同時にＡ
ｌ結晶粒の成長を妨げてＳｎ粒子の移動、つまりＳｎ粒
子の粗大化を防ぐからであると考えられる。
おかれた場合Ａ７粒界およびＳｎ粒子の移動が起るため
に生ずる現象であるが、Ｃｒは上記のようにＡ ｌｊ
− Ｃ ｒの金属間化合物の析出物を作り、この析出物
がＡ７地金中に細かく分散して存在するため、この金属
間化合物が直接的にはＡｌ粒界の移動を妨げ、同時にＡ
ｌ結晶粒の成長を妨げてＳｎ粒子の移動、つまりＳｎ粒
子の粗大化を防ぐからであると考えられる。
このことは圧延・焼鈍の繰り返しによって微細化された
Ｓｎ粒子をそのままに保つことにつながり、前記種々の
効果を持つのである。
Ｓｎ粒子をそのままに保つことにつながり、前記種々の
効果を持つのである。
またこのような現象はＳｎの量が少ない場合でも認めら
れるが、比較的Ｓｎ量の多い場合（約１０楚以上）にお
いて大きな効果があり、特にＳｎが連続して存在し始め
る約１５％以上において顕著な効果があらわれる。
れるが、比較的Ｓｎ量の多い場合（約１０楚以上）にお
いて大きな効果があり、特にＳｎが連続して存在し始め
る約１５％以上において顕著な効果があらわれる。
またＳｎ粒子が微細なまま保持されて、Ａｌ地金中に存
在するということは、同時に２３２゜Ｃという低い融点
をもつＳｎ粒子の高温下での溶出現象を防止するために
も効果的であると考えられ、この観点からしても硬さの
低下防止の効果が首肯される。
在するということは、同時に２３２゜Ｃという低い融点
をもつＳｎ粒子の高温下での溶出現象を防止するために
も効果的であると考えられ、この観点からしても硬さの
低下防止の効果が首肯される。
なお、以上は焼鈍に関してＳｎ粒子の粗大化阻止効果を
述べたものであるが、本軸受材科の使用環境が焼鈍に匹
敵するような高温状態である場合にもそのまま妥当し、
従って高温硬さの低下防止を通じ、疲労強度の向上を図
ることができる。
述べたものであるが、本軸受材科の使用環境が焼鈍に匹
敵するような高温状態である場合にもそのまま妥当し、
従って高温硬さの低下防止を通じ、疲労強度の向上を図
ることができる。
次にＳｉ ，Ｍｎ，Ｓｂ，Ｔｉ ，Ｎ夏，Ｆｅ，Ｚｒ，
Ｍｏ，Ｃｏを添加することについて述べる。
Ｍｏ，Ｃｏを添加することについて述べる。
これらの元素は主に耐摩耗性を向上させる目的で添加す
るものであるが、なかでもＳｉはそれ自体の硬さおよび
Ｓ１と他の元素との金属間化合物の硬さが高いこと、並
びに鋳造性に優れている。
るものであるが、なかでもＳｉはそれ自体の硬さおよび
Ｓ１と他の元素との金属間化合物の硬さが高いこと、並
びに鋳造性に優れている。
更にその他の元素すなわちＭｎ ， Ｓｂ ， Ｔｉ
，Ｎｉ ，Ｆｅ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｃｏ の１種または２種
以上を添加することができろ。
，Ｎｉ ，Ｆｅ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｃｏ の１種または２種
以上を添加することができろ。
上述のように、これらの元素はＳｉと共に主として耐摩
耗性を向上させる目的で添加されるものであるが、Ｓ１
に次いでＭｎ ，ｓｂが上記各性能に優れ、次にＴｉ，
Ｎｉ，Ｚｒが続き、最後がＦｅ，Ｍｏ，Ｃｏとなる。
耗性を向上させる目的で添加されるものであるが、Ｓ１
に次いでＭｎ ，ｓｂが上記各性能に優れ、次にＴｉ，
Ｎｉ，Ｚｒが続き、最後がＦｅ，Ｍｏ，Ｃｏとなる。
Ｓｉに加えるこれらの元素の含有量は各々の元素で１〜
１０％とし、さらにこれらの元素とＳｉとの添加総量は
１０％以下である。
１０％とし、さらにこれらの元素とＳｉとの添加総量は
１０％以下である。
各々の元素で１〜１０％とした理由は、１％以下では析
出量が少なく、耐摩耗性の効果が発揮されなく、１０％
以上になると析出物が多くなり過ぎ、圧延性が悪くなっ
て圧延・焼鈍の繰り返しが困難となりＳｎ粒子の微細化
が妨げられるからである。
出量が少なく、耐摩耗性の効果が発揮されなく、１０％
以上になると析出物が多くなり過ぎ、圧延性が悪くなっ
て圧延・焼鈍の繰り返しが困難となりＳｎ粒子の微細化
が妨げられるからである。
Ｓ１を含むこれら元素の析出物の形態としては、これら
添加元素単体からなる析出物、これら添加元素相互の金
属間化合物からなる析出物、これら添加元素とＡｌとの
金属間化合物からなる析出物、これら添加元素相互の金
属間化合物とＡＡとの金属間化合物からなる析出物とが
あるが、どの形態で析出物を形成しても耐摩耗性に効果
がある。
添加元素単体からなる析出物、これら添加元素相互の金
属間化合物からなる析出物、これら添加元素とＡｌとの
金属間化合物からなる析出物、これら添加元素相互の金
属間化合物とＡＡとの金属間化合物からなる析出物とが
あるが、どの形態で析出物を形成しても耐摩耗性に効果
がある。
これら析出物はヴイツカース硬さで数百にも達し、非常
に硬いため、軸との摩擦による軸受の摩耗をこれらの析
出物により著しく減少させることができ、これら析出物
がＡｌ地金中に適量分散することは良い効果を生ずる。
に硬いため、軸との摩擦による軸受の摩耗をこれらの析
出物により著しく減少させることができ、これら析出物
がＡｌ地金中に適量分散することは良い効果を生ずる。
上記Ａａ−Ｓｎ系合金は一般的に裏金鋼板上に川接して
軸受形状として使用されることが多く、特に球状黒鉛鋳
鉄軸に対して使用すると著しい効果がある。
軸受形状として使用されることが多く、特に球状黒鉛鋳
鉄軸に対して使用すると著しい効果がある。
すなわち、軸受にとって相手材質は軸受性能を大きく左
右し、例えば従来のＡｌ−Ｓｎ系軸受と球状黒鉛鋳鉄軸
と組合わせて使用すると耐焼付性、耐摩耗性等の軸受注
能を著しく阻害する。
右し、例えば従来のＡｌ−Ｓｎ系軸受と球状黒鉛鋳鉄軸
と組合わせて使用すると耐焼付性、耐摩耗性等の軸受注
能を著しく阻害する。
そしてまた昨今、鋼軸に替わり加工安価な球状黒鉛鋳鉄
軸が多く使われるようになってきた。
軸が多く使われるようになってきた。
ところが、球状黒鉛鋳鉄は軟質な黒鉛が鉄地中に点在し
ていて、このためこの軸を研削するとその黒鉛の周囲に
鋭い刃形をもった研摩パリが発生する。
ていて、このためこの軸を研削するとその黒鉛の周囲に
鋭い刃形をもった研摩パリが発生する。
このような研摩パリの発生した軸を相手に、油膜厚さと
軸および軸受而粗さとか同じになる程度の高荷重下で軸
受を摺動させろと、軸より軟かい軸受而は切削されるこ
とになり、この状況が進行すると軸受入而粗さが粗くな
ったり、軸と軸受とのクリアランスが増大したりして、
しいては油膜が構成されなくなったり、油膜破断により
油膜か構成されなくなったりしてその結果、軸と軸受と
の直接接触つまり金属接触がより多く起り焼付に十るＯ ところか本発明に係る合金は球状黒鉛銑鉄軸のパリより
も硬い析出物すなイつち、ＳＩ１およびＭｎ，Ｓｂ，Ｔ
ｉ ，Ｎｉ ，Ｆｅ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｃｏの１種または２
種以上を添加して生成される析出物をＡｌ地中に分散さ
せ、これらの析出物により球状黒鉛鋳鉄軸の研摩パリを
取り去る効果およびこれらの析出物が移着、凝着現象を
起こしにくくする効果とをも待たせてあり、これにより
軸受表面の摩耗の進行は比較的短時間で抑えられ、安定
した油膜が構成されるようになりこの結果球状黒鉛鋳鉄
軸に対して特に耐摩耗性を向上させることが認められろ
。
軸および軸受而粗さとか同じになる程度の高荷重下で軸
受を摺動させろと、軸より軟かい軸受而は切削されるこ
とになり、この状況が進行すると軸受入而粗さが粗くな
ったり、軸と軸受とのクリアランスが増大したりして、
しいては油膜が構成されなくなったり、油膜破断により
油膜か構成されなくなったりしてその結果、軸と軸受と
の直接接触つまり金属接触がより多く起り焼付に十るＯ ところか本発明に係る合金は球状黒鉛銑鉄軸のパリより
も硬い析出物すなイつち、ＳＩ１およびＭｎ，Ｓｂ，Ｔ
ｉ ，Ｎｉ ，Ｆｅ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｃｏの１種または２
種以上を添加して生成される析出物をＡｌ地中に分散さ
せ、これらの析出物により球状黒鉛鋳鉄軸の研摩パリを
取り去る効果およびこれらの析出物が移着、凝着現象を
起こしにくくする効果とをも待たせてあり、これにより
軸受表面の摩耗の進行は比較的短時間で抑えられ、安定
した油膜が構成されるようになりこの結果球状黒鉛鋳鉄
軸に対して特に耐摩耗性を向上させることが認められろ
。
次に本発明は、Ａｌ−Ｓｎ系合金の上記組成に加えて、
さらにＣｕおよび（または）Ｍｇを重量百分率でＯを含
まない３％以下添力目し、このＡ，ｌ −Ｓｎ系合金を
裏金鋼板に圧接してなるものであって、このＣｕおよび
（または）Ｍｇは高温下での硬さの低下をより小さくす
るために添加したものである。
さらにＣｕおよび（または）Ｍｇを重量百分率でＯを含
まない３％以下添力目し、このＡ，ｌ −Ｓｎ系合金を
裏金鋼板に圧接してなるものであって、このＣｕおよび
（または）Ｍｇは高温下での硬さの低下をより小さくす
るために添加したものである。
硬さの低下防止も同時に図るためには、これを０．５〜
３．０％とすることが好ましい。
３．０％とすることが好ましい。
特に好ましい添加割合は２０％以下である。
０．５％以下では硬さの上昇はそれ程期待できす、３０
％以上添力目すると硬くなりすぎ圧延性を阻害するうえ
耐食性が低下する。
％以上添力目すると硬くなりすぎ圧延性を阻害するうえ
耐食性が低下する。
またこのＣｕおよび（または）Ｍｇの硬さに関する効果
はＣｒと同時に添加して生じるもので、Ｃｕおよび（ま
たは）Ｍｇ単独では高温下での硬さの上昇の効果が期待
できない。
はＣｒと同時に添加して生じるもので、Ｃｕおよび（ま
たは）Ｍｇ単独では高温下での硬さの上昇の効果が期待
できない。
すなイつちＣｕおよひ（または）ＭｇはＡ７中に添加し
た場合に圧延時の硬さの上昇が大きく、同一圧延率でも
他の元素を添カロしたＡ．ｌ材料に比し、硬さの上昇は
顕著であるが、２００゜Ｃ近く迄加熱すると容易に軟化
し、高温硬さの維持は期待できない。
た場合に圧延時の硬さの上昇が大きく、同一圧延率でも
他の元素を添カロしたＡ．ｌ材料に比し、硬さの上昇は
顕著であるが、２００゜Ｃ近く迄加熱すると容易に軟化
し、高温硬さの維持は期待できない。
これに対してＣｒとＣｕおよび（または）Ｍｇを同時に
添力目すると、Ｃｕおよび（または）Ｍｇの添加効果に
よって圧延時に高くなった硬さが、焼鈍してもＣｒの添
加効果によりあまり低下しない。
添力目すると、Ｃｕおよび（または）Ｍｇの添加効果に
よって圧延時に高くなった硬さが、焼鈍してもＣｒの添
加効果によりあまり低下しない。
このため硬さの高いＡｌ−Ｓｎ系合金が得られ、かつこ
の硬さは高温下においても従来のこの種の合金のように
大きく低下することがない。
の硬さは高温下においても従来のこの種の合金のように
大きく低下することがない。
さらに、本発明は、Ｐｂ，Ｂｉ，Ｉｎの１種以上を０を
含まず９％まで添加したもので、Ｓｎの潤滑金属として
の性質を改良したものである。
含まず９％まで添加したもので、Ｓｎの潤滑金属として
の性質を改良したものである。
このＰｂ，Ｂｉ，ＩｎはＣｒと一緒に添力■したときに
効果が認められる。
効果が認められる。
すなわち従来Ａｌ−Ｓｏ系合金の中にＣれらの元素を添
加することは考えられ、また一部行なわれているが、こ
れらの添カロ元素を単独で加えると、Ａ＃−Ｓｎ系合金
中へ合金化されてしまうためＳｎの融点が低くなってし
まうという欠点が避けられない。
加することは考えられ、また一部行なわれているが、こ
れらの添カロ元素を単独で加えると、Ａ＃−Ｓｎ系合金
中へ合金化されてしまうためＳｎの融点が低くなってし
まうという欠点が避けられない。
このため従来のＡｌ−Ｓｎ系合金は低温でＳｎの溶融と
移動が起こり易くなる結果、粗大なＳｎ粒に成長しやす
く、これを軸受として使用すると、高負荷運転か連続し
たとき部分的に溶融して剥離することもありうる。
移動が起こり易くなる結果、粗大なＳｎ粒に成長しやす
く、これを軸受として使用すると、高負荷運転か連続し
たとき部分的に溶融して剥離することもありうる。
これに対し本発明のように、Ｃｒを加えることによって
Ｓｎ粒を微細化し、かつその組織を高温でも維持できる
ようにしておくと、Ｐｂ，Ｂｉ ，Ｉｎを１種または２
種以上力日えても上記のような弊害は生ぜずにＳｎの潤
滑性を改善することができ、高い疲労強度の必要とされ
る軸受にも使用可能となり、さらに耐疲労に力口えてな
じみ性の向上も図ることができる。
Ｓｎ粒を微細化し、かつその組織を高温でも維持できる
ようにしておくと、Ｐｂ，Ｂｉ ，Ｉｎを１種または２
種以上力日えても上記のような弊害は生ぜずにＳｎの潤
滑性を改善することができ、高い疲労強度の必要とされ
る軸受にも使用可能となり、さらに耐疲労に力口えてな
じみ性の向上も図ることができる。
このような効果を得ろことのできるＰｂ，Ｂｉ，Ｉｎの
１種または２種以上の添加量はＯを含まない９％以下で
あり、好ましくは含有Ｓｎ量に対し約１５％以下程度が
よい。
１種または２種以上の添加量はＯを含まない９％以下で
あり、好ましくは含有Ｓｎ量に対し約１５％以下程度が
よい。
なおＰｂ，Ｂｉ，Ｉｎの１種または２種以上を合わせて
９％以下としてもよい。
９％以下としてもよい。
さらにＳｎとＰｂ ，Ｂｉ ，Ｉｎの合計添加量は３５
％以内がよい。
％以内がよい。
このＰｂ，Ｂｉ，Ｉｎの１種または２種以上は、上記Ｃ
ｕおよび（または）Ｍｇとともに加えてもよい。
ｕおよび（または）Ｍｇとともに加えてもよい。
これは高温硬さの低下をより少なくすると同時にＳｎの
潤滑性を改善することかできる。
潤滑性を改善することかできる。
この効果の生じる理由は上述したところと同じである。
上記糾成のＡ７軸受合金は、主に自動車用内燃機関のす
べり軸受として使用されるが、この場合裏金鋼板に圧接
して用いるのか普通であり、この圧接後には接着強度を
増すために焼鈍を行なっている。
べり軸受として使用されるが、この場合裏金鋼板に圧接
して用いるのか普通であり、この圧接後には接着強度を
増すために焼鈍を行なっている。
ところが前述のように従来のＡｌ−Ｓｎ系合金組織中の
Ａ７粒界およびＳｎ粒子の移動か生じ、Ｓｎ粒子が粗大
化するため、硬さの低下、Ｓｎ粒子の溶出等の欠点が生
じていた。
Ａ７粒界およびＳｎ粒子の移動か生じ、Ｓｎ粒子が粗大
化するため、硬さの低下、Ｓｎ粒子の溶出等の欠点が生
じていた。
これに対し本発明では、圧延、焼鈍の工程から生じるＡ
ｌ−Ｃｒ金属間化合物の析出物がＡＡ粒界の移動を妨げ
るとともにＡｌ結晶粒の成長を阻止するので、焼鈍によ
る上記悪影響を生じることがなく、このため焼鈍温度を
上げてＡｌ−Ｓｎ系合金と裏金鋼板との接着強度を増す
ことができる。
ｌ−Ｃｒ金属間化合物の析出物がＡＡ粒界の移動を妨げ
るとともにＡｌ結晶粒の成長を阻止するので、焼鈍によ
る上記悪影響を生じることがなく、このため焼鈍温度を
上げてＡｌ−Ｓｎ系合金と裏金鋼板との接着強度を増す
ことができる。
なおこのことは、本合金が焼鈍に匹敵する高温下に置か
れる場合にもそのまま妥当するから、軟化の防止を通じ
疲労強度の向上に寄与できることも同時に意味している
。
れる場合にもそのまま妥当するから、軟化の防止を通じ
疲労強度の向上に寄与できることも同時に意味している
。
さらに耐摩耗性の向上にも効果があることが認められ、
特に球状黒鉛鋳鉄軸に使用した場合大きな効果がある。
特に球状黒鉛鋳鉄軸に使用した場合大きな効果がある。
次に実施例によって本発明を説明する。
第１図から、第４図は本発明に係る合金１〜４１、比較
用としてａ−ｇの化学成分値およびそれぞれの試験結果
を示すものである。
用としてａ−ｇの化学成分値およびそれぞれの試験結果
を示すものである。
合金１から４１迄は、ガス炉においてＡ７地金を溶解し
次にＡ１３−Ｃｒ母合金やＡｎ−Ｃｕ母合金、Ａｌｌ−
Ｍｇ母合金、Ａｌ−Ｓｉ母合金、Ａ ｌ−Ｍｎ母合金Ａ
ｌ−Ｓｂ母合金、Ａ １３ − Ｔ ｉ母合金、Ａｌ−
Ｆｅ母合金、ＡＩ！−Ｚｒ母合金、ＡＡ−Ｃｏ母合金等
を目的成分に応じて溶解し最後にＳｎおよびＰｂ，Ｂｉ
，Ｉｎを添力目したのち脱ガス処理をし、金型に鋳造を
行なったもので、その後圧延と焼鈍（３５０℃〕を繰り
返して試料を作り、高温硬さの測定を行った。
次にＡ１３−Ｃｒ母合金やＡｎ−Ｃｕ母合金、Ａｌｌ−
Ｍｇ母合金、Ａｌ−Ｓｉ母合金、Ａ ｌ−Ｍｎ母合金Ａ
ｌ−Ｓｂ母合金、Ａ １３ − Ｔ ｉ母合金、Ａｌ−
Ｆｅ母合金、ＡＩ！−Ｚｒ母合金、ＡＡ−Ｃｏ母合金等
を目的成分に応じて溶解し最後にＳｎおよびＰｂ，Ｂｉ
，Ｉｎを添力目したのち脱ガス処理をし、金型に鋳造を
行なったもので、その後圧延と焼鈍（３５０℃〕を繰り
返して試料を作り、高温硬さの測定を行った。
次にこの試料をさらに圧延し、その後これらの合金と裏
金鋼板とを圧接してバイメタル材トシ、これを焼鈍した
後平面軸受に加工して各種試験を行なった。
金鋼板とを圧接してバイメタル材トシ、これを焼鈍した
後平面軸受に加工して各種試験を行なった。
また合金ａ−ｇは、比較材の合金を上記合金と同一製造
法で作成して試料とし、同一の試験を行った。
法で作成して試料とし、同一の試験を行った。
第１図ないし第４図の実験結果として示す硬さは、上記
各合金の常温における硬さと２００℃における硬さとを
ビツカース硬度で測定した結果を示すものである。
各合金の常温における硬さと２００℃における硬さとを
ビツカース硬度で測定した結果を示すものである。
また第５図は、特に合金２，９およびａ，ｃについて、
上記温度のほかに１００℃および１４０℃におけろビツ
カース硬さをも測定し、温度上昇に応じた硬さの変化の
度合いを示したものである。
上記温度のほかに１００℃および１４０℃におけろビツ
カース硬さをも測定し、温度上昇に応じた硬さの変化の
度合いを示したものである。
第１図ないし第４図、特に第５図から理解されるように
、Ｃｒを含まない合金ａ，ｃは温度の上昇と共に急激に
その硬度が低下するのに対し、本発明の合金２，９は温
度上昇に伴う硬度低下の程度がゆるやかであり、したが
って温度の変化に伴う軸受状態の変化を少なくできると
いう効果がある。
、Ｃｒを含まない合金ａ，ｃは温度の上昇と共に急激に
その硬度が低下するのに対し、本発明の合金２，９は温
度上昇に伴う硬度低下の程度がゆるやかであり、したが
って温度の変化に伴う軸受状態の変化を少なくできると
いう効果がある。
また合金組織の上からは、本発明に係る合金１ないし４
１は、裏金鋼板との接合後の焼鈍を経ても、Ｓｎ粒子の
粗大化は認められなかった。
１は、裏金鋼板との接合後の焼鈍を経ても、Ｓｎ粒子の
粗大化は認められなかった。
次に、第１図ないし第４図におけろ耐焼付性は、次の試
験条件Ａの下に行なったもので、５０Ｋ２／７の荷重か
ら３０分毎に５０Ｋ５＋／ｆｆｌずつ荷重を増加させ、
上記各合金から成る軸受が焼付に至ったときの荷重を測
定したものである。
験条件Ａの下に行なったもので、５０Ｋ２／７の荷重か
ら３０分毎に５０Ｋ５＋／ｆｆｌずつ荷重を増加させ、
上記各合金から成る軸受が焼付に至ったときの荷重を測
定したものである。
（試験条件Ａ）
ジャーナル型焼付試，験機
相 手 材 球状黒鉛鋳鉄軸
油 種 ＳＡＥ ＩＯＷ〜３０
軸粗サ０．４〜０．６μｍＲｚ
ｉ’由 温 １４０＋２．５°Ｃ軸回転
数 １０００ｒｐｍ 軸 径 ５２ｍｍφ 軸硬度Ｈｖ２００〜３００ 荷 重 ５ ０ Ｋ５’／７／ ３ ０ ｍ ｉ
ｎ軸受粗サ １ 〜１． ８ μｍＲｚ 軸受径５２朋φ×２０ｍｍ（幅） 第１図ないし第４図の実験結果に示されろように、Ｍｎ
，Ｓｂ，Ｔｉ ，Ｎｉ ，Ｆｅ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｃｏ の
１種又は２種以上を添加した本発明の合金１〜４１は比
較材の合金ａＭ−ｇに対し高い焼付而圧を有している。
数 １０００ｒｐｍ 軸 径 ５２ｍｍφ 軸硬度Ｈｖ２００〜３００ 荷 重 ５ ０ Ｋ５’／７／ ３ ０ ｍ ｉ
ｎ軸受粗サ １ 〜１． ８ μｍＲｚ 軸受径５２朋φ×２０ｍｍ（幅） 第１図ないし第４図の実験結果に示されろように、Ｍｎ
，Ｓｂ，Ｔｉ ，Ｎｉ ，Ｆｅ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｃｏ の
１種又は２種以上を添加した本発明の合金１〜４１は比
較材の合金ａＭ−ｇに対し高い焼付而圧を有している。
次に、第１図ないし第４図における耐疲労性の試験は、
下記の試験条件Ｂの下に行なったもので、鉄鋼材料の疲
労状況を知る１０７回応力繰り返し条件で耐疲労面圧を
測定したものである。
下記の試験条件Ｂの下に行なったもので、鉄鋼材料の疲
労状況を知る１０７回応力繰り返し条件で耐疲労面圧を
測定したものである。
また第６図は、合金２，９およびａ，ｃについて、油温
を１４０°Ｃの他に８０℃および１２０’Ｃに変化させ
た点を除いて同一の試験条件で疲労面圧を測定した結果
を示すものである。
を１４０°Ｃの他に８０℃および１２０’Ｃに変化させ
た点を除いて同一の試験条件で疲労面圧を測定した結果
を示すものである。
（試験条件Ｂ）
交番荷重試験機
相 手 材 Ｓ５５Ｃ焼入れ軸
油 種 ＳＡＥＩＯＷ−３０
軸粗サ０．８μｍＲｚ
油 温 １４００±２５℃
油 圧 ５Ｋｙ／７
軸回転数 ３００Ｏｒｐｍ
軸 径 ５２Ｉｎ７ＩＬφ
軸硬度Ｈｖ５００〜６００
軸受粗サ １〜１． ８ μｍＲｚ
軸受径５２ｍｍφＸ２０＃ｌｌＸ（幅）
第６図から明らかなように合金２，９およびａ，Ｃとも
温度が高い程耐疲労面圧が低下するが、本発明に係る合
金２，９は耐疲労面圧の低下の程度が比較材の合金ａ，
ｃ程大きくなく、かつ合金２，９と合金ａ，ｃは低温側
の耐疲労面圧での差はそれ程大きくないが、高温側の耐
疲労面圧は合金２，９が合金ａ，ｃを凌駕していること
が明瞭に認められる。
温度が高い程耐疲労面圧が低下するが、本発明に係る合
金２，９は耐疲労面圧の低下の程度が比較材の合金ａ，
ｃ程大きくなく、かつ合金２，９と合金ａ，ｃは低温側
の耐疲労面圧での差はそれ程大きくないが、高温側の耐
疲労面圧は合金２，９が合金ａ，ｃを凌駕していること
が明瞭に認められる。
なお、第６図は本発明に係る合金を代表させて合金２，
９比較材の合金を代表させてａ，Ｃを挙げたものである
が、他の合金も同様の傾向を示す結果が得られている（
第１図ないし第４図参照）。
９比較材の合金を代表させてａ，Ｃを挙げたものである
が、他の合金も同様の傾向を示す結果が得られている（
第１図ないし第４図参照）。
さらに第１図は、本発明に係る合金４１と従来合金ｆに
ついて、荷重を増加させた場合の摩擦トルクの変化の状
態を測定した結果を示すグラフである。
ついて、荷重を増加させた場合の摩擦トルクの変化の状
態を測定した結果を示すグラフである。
この実験は、上述の試験条件Ａにおいて、相手材をＳ５
５Ｃ焼入れ軸、その硬度をＨｖ ６ ０ ０〜７００と
した点を除いて他は同一の条件としたもので、荷重を増
力目させろ途中の状況をオシログラフで測定している。
５Ｃ焼入れ軸、その硬度をＨｖ ６ ０ ０〜７００と
した点を除いて他は同一の条件としたもので、荷重を増
力目させろ途中の状況をオシログラフで測定している。
このグラフによれは、従来の合金ｆでは荷重を増力目さ
せる度に摩擦トルクはピークの発生を伴って大きく変動
しつつ増加しているのに対し、本発明の合金４１ではピ
ークを伴う程大きな変動は認められず滑らかに変動して
いる。
せる度に摩擦トルクはピークの発生を伴って大きく変動
しつつ増加しているのに対し、本発明の合金４１ではピ
ークを伴う程大きな変動は認められず滑らかに変動して
いる。
これは本発明の合金４１が合金ｆに対してなじみ性に優
れ、かつ焼付の生じにくいことを示していろ。
れ、かつ焼付の生じにくいことを示していろ。
すなわち従来の合金ｆにみられる変動の大きなピーク波
形は、摺動面の油膜が部分的に破壊され、固体接触が生
じこれが繰り返されろと全体破壊（焼付）を生じろこと
を意味しており、このような波形を生じない本発明合金
４１はなじみ性および耐焼付荷重が高い。
形は、摺動面の油膜が部分的に破壊され、固体接触が生
じこれが繰り返されろと全体破壊（焼付）を生じろこと
を意味しており、このような波形を生じない本発明合金
４１はなじみ性および耐焼付荷重が高い。
次に、第１図ないし第４図における耐摩耗性の実験は次
の試験条件Ｃで行なったもので、テスト時間経過後の摩
耗量を測定したものである。
の試験条件Ｃで行なったもので、テスト時間経過後の摩
耗量を測定したものである。
（試験条件Ｃ）
摩耗試験機
相 手 材 球状黒鉛鋳鉄軸
軸粗サ０．８ 〜０．９μｍＲｚ
油 種 流動パラフィン
軸回転数 １００Ｏｒｐｍ
軸 径 ４Ｑｍｍ
軸硬度Ｈｖ ２ ０ ０〜３ ０ ０
荷 重 ２５Ｋｐ／７
テス１・時間５Ｈｒｓ
また第８図は合金２，９およびａ，ｃを代表として、上
記試験条件Ｃのうち、相手材をＳ５５Ｃ焼入れ軸、その
硬度をＨｖ６００〜７００、荷重を１ｔから３０分毎に
１ｔずつ増加させた点を異ならせて摩耗量を測定した結
果を示すものである。
記試験条件Ｃのうち、相手材をＳ５５Ｃ焼入れ軸、その
硬度をＨｖ６００〜７００、荷重を１ｔから３０分毎に
１ｔずつ増加させた点を異ならせて摩耗量を測定した結
果を示すものである。
第１図ないし第４図および第８図の結果に示されろよう
に、本発明合金は摩耗量が極めて少ないことが認められ
、優れた耐摩耗性を示している。
に、本発明合金は摩耗量が極めて少ないことが認められ
、優れた耐摩耗性を示している。
これはＳｉおよびＭｎ，Ｓｂ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｆｅ，Ｚｒ
，Ｍｏ，Ｃｏの１種以上の添加効果であることが認めら
れる。
，Ｍｏ，Ｃｏの１種以上の添加効果であることが認めら
れる。
以上の通り本発明に係るＡ ＩＪ − Ｓ ｎ系軸受合
金は、Ｃｒ添加による硬さの向上、高温硬さの低下防止
、Ｓｎ粒子の粗大化阻止効果、これらを通じての耐疲労
性の向上、ＳｉおよびＭｎ ，Ｓｂ ，Ｔｉ ，Ｎｉ
，Ｆｅ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｃｏの１種以上の添加による耐摩
耗性の向上に加え、特に球状黒鉛鋳鉄軸を使用する場合
において、耐摩耗性、耐焼付性の向上、またＣｒととも
に添力目して効果のあるＰｂ，Ｂｉ，Ｉｎによるなじみ
性の向上、耐焼付性の向上を図ることができ、ざらにＣ
ｕおよび（または）Ｍｇを加えれば高温強度がより向上
する。
金は、Ｃｒ添加による硬さの向上、高温硬さの低下防止
、Ｓｎ粒子の粗大化阻止効果、これらを通じての耐疲労
性の向上、ＳｉおよびＭｎ ，Ｓｂ ，Ｔｉ ，Ｎｉ
，Ｆｅ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｃｏの１種以上の添加による耐摩
耗性の向上に加え、特に球状黒鉛鋳鉄軸を使用する場合
において、耐摩耗性、耐焼付性の向上、またＣｒととも
に添力目して効果のあるＰｂ，Ｂｉ，Ｉｎによるなじみ
性の向上、耐焼付性の向上を図ることができ、ざらにＣ
ｕおよび（または）Ｍｇを加えれば高温強度がより向上
する。
また裏金鋼板との圧接後の圧延焼鈍を高温度長時間で行
なえるので、両者の密着性を高めることができる。
なえるので、両者の密着性を高めることができる。
なお、本文中で使用した各元素記号は次の通りである。
ＡＡ （アルミニウム）、Ｓｎ （スズ）、Ｃｒ （ク
ロム）、Ｃｕ （銅）、Ｍｇ （マグネシウム）、ｐｂ
（鉛）、Ｂｉ （ビスマス）、Ｉｎ（インジウム）、
Ｓｉ （ケイ素）、Ｍｎ （マンガン）、ｓｂ （アン
チモン）、Ｔｉ （チタン）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｆｅ
（鉄）、Ｚｒ （ジルコニウム）、Ｍｏ（モリブデン
）、Ｃｏ （コバルト）。
ロム）、Ｃｕ （銅）、Ｍｇ （マグネシウム）、ｐｂ
（鉛）、Ｂｉ （ビスマス）、Ｉｎ（インジウム）、
Ｓｉ （ケイ素）、Ｍｎ （マンガン）、ｓｂ （アン
チモン）、Ｔｉ （チタン）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｆｅ
（鉄）、Ｚｒ （ジルコニウム）、Ｍｏ（モリブデン
）、Ｃｏ （コバルト）。
また、本発明に係る合金組成において、Ａｌ中には通常
の精錬技術ではどうしても避けられない不純物が含まれ
ることは勿論である。
の精錬技術ではどうしても避けられない不純物が含まれ
ることは勿論である。
第１図から第４図は、本発明に係るＡｎ−Ｓｎ系軸受合
金と比較材の同種軸受合金とのそれぞれの化学成分値並
びにそれぞれの試験結果を示す図表。 第５図は本発明合金４，１の温度変化に伴なう硬度変化
の様子をプロットしたグラフ、第６図は本発明合金４，
７について耐疲労面圧の変化をプロツトしたグラフ、第
７図は同じく荷重を変化させた時の摩擦トルクの変化の
状態を示すグラフ、第８図は、鋼軸に対して同じく荷重
を増力目させた場合の摩耗量の変化を示すグラフである
。
金と比較材の同種軸受合金とのそれぞれの化学成分値並
びにそれぞれの試験結果を示す図表。 第５図は本発明合金４，１の温度変化に伴なう硬度変化
の様子をプロットしたグラフ、第６図は本発明合金４，
７について耐疲労面圧の変化をプロツトしたグラフ、第
７図は同じく荷重を変化させた時の摩擦トルクの変化の
状態を示すグラフ、第８図は、鋼軸に対して同じく荷重
を増力目させた場合の摩耗量の変化を示すグラフである
。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量百分率でＳｎ３５〜３５％，ＣｒＯ．：Ｌ〜１
．０％Ｓｉｌ 〜１０％、およびＭｎ，Ｓｂ，Ｔｉ，Ｎ
ｉ，Ｆｅ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｃｏの１種または２種以上を１
〜１０％でその総量が１０％以下、および残部が本質的
ｆこＡｌからなるＡｌ−Ｓｎ系軸受合金。 ２ ％許請求の範囲第１項記載の合金に裏金鋼板を圧接
しでなる複合Ａ＃−Ｓｎ系軸受合金材。 ３ 内燃機関の軸受装置ｆこおいで、軸材質を球状黒鉛
鋳鉄材とし、軸受材質として重量百分率でＳｎ３．５
〜３５％， Ｃｒ Ｏ．１〜１．０％，Ｓｉｌ〜１０％
およびＭｎ ，Ｓｂ，Ｔｉ ，Ｎｉ ，Ｆｅ ，Ｚｒ，
Ｍｏ ，Ｃｏの１種または２種以上を１〜１０％でその
総量が１０％以下、および残部が本質的なＡｌからなる
Ａｌ−Ｓｎ 系合金からなる軸受で構成された内燃機
関の軸受装置。 ４ 特許請求の範囲第３項１こおいで、軸受を同項記載
の軸受材質Ｑこ裏金鋼板を圧接しでなる複合Ａｌ−Ｓｎ
系軸受合金材料で構成された内燃機関の軸受装置。 ５ 重量百分率でＳｎ ３．５ 〜３ ５％，Ｃｒ０．
１〜１．０％，Ｓｉｌ〜ｌＯ％およびＭｎ ， Ｓｂ
，Ｔｉ ，Ｎ Ｉ ｙ Ｆ ｅ ＋ Ｚ ｒ ｐ Ｍｏ
ｔ Ｃｏの１種または２種以上を１〜１０％でその総
量が１０％以下、Ｃｕおよび（または）Ｍｇ３．０％以
下（０を含まない）、および残部が本質的ＱこＡ４から
なるＡ．６−Ｓｎ系軸受合金。 ６ 特許請求の範囲第５項記載の合金（こ裏金鋼板を圧
接しでなる複合ＡＡ−Ｓｎ系軸受合金材。 ７ 内燃機関の軸受装置Ｑこおいで、軸材質を球状黒鉛
鋳鉄材とし、軸受材質として重量百分率でＳｎ ３．
５ 〜３ ５％， Ｃｒ Ｏ．１〜１．０％，Ｓｉｌ〜
１０％およびＭｎ ， Ｓｂ ， Ｔｉ ，Ｎｉ ，
Ｆｅ ，Ｚｒ，Ｍｏ ，Ｃｏ の１種または２種以上を
１〜１０％でその総量が１０％以下、Ｃｕおよひ（また
は）Ｍｇ３．０％以下（０を含まない）、および残部が
本質的なＡｌからなるＡ７−Ｓｎ系合金からなる軸愛で
構成された内燃機関の軸受装置。 ８ 特許請求の範囲第７項Ｑこおいで、軸受を同項記載
の軸受材質に裏金鋼板を圧接しでなる複合Ａｌ３−Ｓｎ
系軸受合金材料で構成された内燃機関の軸受装置。 ９ ス量百分率でＳｎ３．５ 〜３５％，Ｃｒ０．１〜
１．０％，Ｓｉｌ 〜１０％，およびＭｎ，Ｓｂ，Ｔｉ
，Ｎｉ ，Ｆｅ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｃｏ の１種または２
種以上を１〜１０％でその総量が１０％以下、Ｐｂ，Ｂ
ｉ，Ｉｎの１種または２種以上を９％以下（０を含まな
い）、および残部が本質的ｅこＡｌからなるＡｌ−Ｓｎ
系軸受合金。 １０特許請求の範囲第９項記載の合金Ｑこ裏金鋼板を圧
接しでなる複合Ａｌ−Ｓｎ系軸受合金材。 １１ 内燃機関の軸受装置においで、軸材質として球
状黒鉛鋳鉄材を、軸受材質として重量百分率でＳｎ ３
． ５〜３ ５％， Ｃｒ Ｏ．１〜１．０％，Ｓｉ
ｌ〜１０％およびＭｎ，Ｓｂ，Ｔｉ ，Ｎｉ ，Ｆｅ，
Ｚｒ，Ｍｏ ， Ｃｏの１種または２種以上を１〜１０
％でその総量が１０％以下、Ｐｂ，Ｂｉ，Ｉｎの１種ま
たは２種以上を９％以下（０を含まない）、および残部
が本質的なＡｄからなるＡｌ−Ｓｎ系合金からなる軸愛
で構成された内燃機関の軸受装置。 １２特許請求の範囲第１１項においで、軸受を同項記載
の軸受材質に裏金鋼板を圧接しでなる複合Ａｌ−Ｓｎ系
軸受合金材料で構成された内燃機関の軸受装置。 １３重量百分率でＳｎ３．５ 〜３５％，ＣｒＯ．１〜
１．０％，Ｓｉｌ〜ｌＯ％およびＭｎ，Ｓｂ，Ｔｉ，Ｎ
ｉ ， Ｆｅ ， Ｚｒ ，Ｍｏ ， Ｃｏの１種また
は２種以上を１〜１０％でその総量が１０％以下、Ｐｂ
，Ｂｉ ，Ｉｎの１種または２種以上を９％以下（０を
含まない），Ｃｕおよび（または）Ｍｇ３％以下（Ｏを
含まない）、および残部が本質的ＱこＡｌからなるＡｌ
ｌ−Ｓｎ系軸受合金。 １４特許請求の範囲第１３項記載の合金１こ裏金鋼板を
圧接しでなる複合ＡＡ−Ｓｎ系軸受合金材。 １５内燃機関の軸受装置Ｑこおいで、軸材質として球状
黒鉛鋳鉄材を、軸受材質として重量百分率でＳｎ３．５
〜３５％， Ｃｒ Ｏ．１〜１．０％，８１ １〜１０
％およびＭｎ ，Ｓｂ，Ｔｉ ，Ｎｉ ，Ｆｅ ，Ｚ
ｒ，Ｍｏ ，Ｃｏ の１種または２種以上を１〜１０％
でその総量が１０％以下、Ｐｂ，Ｂｉ，Ｉｎ の１種
または２種以上を９楚以下（０を含まない）、Ｃｕおよ
び（または）Ｍｇ３％以下（０を含まない）、および残
部が本質的ｔこＡｌからなるＡｌ−Ｓｎ系合金からなる
軸受で構成された内燃機関の軸受装置。 １６特許請求の範囲第１５項Ｑこおいで、軸受を同項記
載の軸受材質Ｑこ裏金鋼板を圧接しでなる複合Ａｌ−Ｓ
ｎ系軸受合金材料で構成された内燃機関の軸受装置。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP53084233A JPS5814866B2 (ja) | 1978-07-11 | 1978-07-11 | Ａｌ↓−Ｓｎ系軸受合金および軸受装置 |
| US06/047,336 US4278740A (en) | 1978-07-11 | 1979-06-11 | Aluminum-tin base bearing alloy and composite |
| GB7923970A GB2027050B (en) | 1978-07-11 | 1979-07-10 | Aluminium-tin base bearing alloy |
| DE2928004A DE2928004C3 (de) | 1978-07-11 | 1979-07-11 | Verwendung einer zinnhaltigen Aluminiumlegierung |
| US06/136,619 US4340649A (en) | 1978-07-11 | 1980-04-02 | Aluminum-tin base bearing alloy and composite |
| US06/227,876 US4375499A (en) | 1978-07-11 | 1981-01-23 | Aluminum-tin base bearing alloy and composite |
| US06/228,640 US4375500A (en) | 1978-07-11 | 1981-01-26 | Aluminum-tin base bearing alloy and composite |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP53084233A JPS5814866B2 (ja) | 1978-07-11 | 1978-07-11 | Ａｌ↓−Ｓｎ系軸受合金および軸受装置 |
Related Child Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3464682A Division JPS57185951A (en) | 1982-03-05 | 1982-03-05 | Al-sn alloy for bearing and bearing device |
| JP3464782A Division JPS57185952A (en) | 1982-03-05 | 1982-03-05 | Al-sn alloy for bearing and bearing device |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5511173A JPS5511173A (en) | 1980-01-25 |
| JPS5814866B2 true JPS5814866B2 (ja) | 1983-03-22 |
Family
ID=13824747
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP53084233A Expired JPS5814866B2 (ja) | 1978-07-11 | 1978-07-11 | Ａｌ↓−Ｓｎ系軸受合金および軸受装置 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5814866B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58113341A (ja) * | 1981-12-26 | 1983-07-06 | Toyota Motor Corp | アルミニウム軸受合金 |
| JPS6023616A (ja) * | 1983-07-19 | 1985-02-06 | 日本ピラ−工業株式会社 | 絶縁接合部材間のボルト支持構造 |
-
1978
- 1978-07-11 JP JP53084233A patent/JPS5814866B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5511173A (en) | 1980-01-25 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4278740A (en) | Aluminum-tin base bearing alloy and composite | |
| WO1981002025A1 (fr) | Palier en alliage a base d'aluminium | |
| US4789607A (en) | Aluminum bearing alloy and two-layer bearing material having bearing layer of aluminum bearing alloy therein | |
| JP3472284B2 (ja) | アルミニウム系軸受合金 | |
| GB2103240A (en) | Aluminium-based alloys suitable for use as bearing metals | |
| JPS6263637A (ja) | アルミニウム軸受合金 | |
| JPS6245302B2 (ja) | ||
| JPS6160906B2 (ja) | ||
| JPS582578B2 (ja) | アルミニウム軸受合金 | |
| JPS6156305B2 (ja) | ||
| JPS6242983B2 (ja) | ||
| JPS5814866B2 (ja) | Ａｌ↓−Ｓｎ系軸受合金および軸受装置 | |
| JP4422255B2 (ja) | アルミニウム基軸受合金 | |
| JPS6144140B2 (ja) | ||
| JPS5844140B2 (ja) | 複合摺動材料 | |
| GB2066846A (en) | Aluminum-tin base bearing alloy | |
| GB2067220A (en) | Aluminium-tin base bearing alloy | |
| JPS6212298B2 (ja) | ||
| JPS6143421B2 (ja) | ||
| JPS6055582B2 (ja) | アルミニウム軸受材料 | |
| JPS6140297B2 (ja) | ||
| GB2067219A (en) | Aluminium-tin base bearing alloys | |
| JPS6140298B2 (ja) | ||
| JPS6140026B2 (ja) | ||
| JPS62217B2 (ja) |