JPS5818985B2 - Ａｌ−Ｓｎ系軸受合金 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、高温状態におけるＳｎ粒子の成長および硬さ
の低下が少な（、耐疲労性に優れ、かつ耐摩耗性に優れ
たＡＩ−Ｓｎ系軸受合金に関し、鋳造後数回の崖延と焼
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、特に軸受に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て使用しても良好なＡｌＳｎ
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になると、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材
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。

さらに、使用される軸についても、低コスト化を図るた
め従来の鍛造に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、なお一層高湿度下での耐疲労性、
耐焼付性の向上、さらに耐摩耗性の向上が要求される。

従来のアルミニウム軸受合金としては、主としてＡｌＳ
ｎ系合金、例えば重量百分率でＡＩ（残部） ５ｎ（
３，５〜４．５） ５ｉ（３，５〜４．５ ） Ｏｕ
’（’０．７〜１．３ ） ｔ Ａ Ｉ （残部）
Ｓｎ（４〜８ ） Ｓ ｉ （１〜２ ） −Ｃｕ
（０，１〜２ ）ｔ Ｎ ｌ （０，１〜１ ） 、Ａ
Ｉ （残部）−８ｎ（３〜４０） Ｐｂ（０，１〜
５） Ｃｕ（０，２〜２）−ｓｂ（ｏ、１〜３ ）−
８ｉ （０，２〜３） Ｔｉ（０，０１〜１）、ＡＩ
（残部） ５ｎ（１５〜３０ ） ０ｕ（０，５〜
２）ｔＡｌ （残部） Ｓｎ（１〜２３ ） Ｐｂ
（１，５〜９ ） −０ｕ （０，３〜３）Ｓｉ（１〜
８）等のＡｌ−８Ｒ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。

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、例えばオイルパン内のオイルの温度は１３０
℃〜１５０℃にも達するため、軸受はそのすべり面にお
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ＡｌＳｎ系合金では高温下で硬さが急激に低下してＳ
ｎ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。

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ＡｌＳｎ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る。

すなわち、アルミニウム軸受合金は、ＡｌＳｎ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−Ｆｅ
の金属間化合物の析出する温度以下で、温度が高（時間
が長い楔接着強度が大となる。

ところが、従来のＡｌＳｎ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Ａ１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−８Ｓｎ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ＡｌＳｎ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。

本発明の発明者等は、ＡｌＳｎ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Ａ１にＳｎの他所製量のＯｒ、およびＣｕ等
を加えた合金を開発し、特許出願（特願昭５２−２６９
０号）している。

さらにＳｎ、ＯｒおよびＯｕ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（％願昭５２−
１８２２５）している。

本発明は、更に研究を進めた結果、上記のＡｌＳｎ系合
金にＷ 、Ｃｅ ｔ Ｎ ｂ ｔ Ｖ ｔ Ｂ ａ 、
Ｏａ等を１種または２種以上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グ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（、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ＡｌＳｎ系合金は重量百分率で３．５〜３５％
のＳｎと、０．１〜１０％のＯｒと、Ｗ。

Ｃｅ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂａ、Ｃａ等の１種または２種以上を
その総量で１〜１０％以下であり残部が本質的にＡＩよ
りなるＡｌＳｎ系合金を基本とし、かつ、ＳｎＯ量は添
加元素中最大となることを特徴とするもので、従来のＡ
ｌＳｎ系合金にＯｒおよびＷ、Ｃｅ 、Ｎｂ 、Ｖ、Ｂ
ａ 、Ｏａ等の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。

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ＡｌＳｎ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りあるいは軸粗さの大きい軸
に用いても好適な軸受合金材である。

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３．５％以下では逆に
軸受台金としては硬（なり過ぎ、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ＡｌＳｎ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ＡＩ中に孤立して分散できなくなり連続状態
で存在し始めるため、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（、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Ｓｎ量を多（、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、これが原
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。

Ｏｒ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。

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Ｏｒ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Ａｌ−０ｒ金金属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、Ｏｒは
ＡＩ中に固溶することによってＡＩの再結晶温度を上げ
、かつ固溶すること自体でＡＩ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
。

また固溶限をすぎて析出するＡｌ０ｒ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（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
、この範囲であれば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。

次に、Ｏｒ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Ａｌ−Ｓｎ系合金が高温下におかれ
た場合Ａ１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、Ｏｒは上記のようにＡｌ−０ｒの金属
間化合物の析出物を作り、この析出物がＡＩ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Ａ１粒界の移動を妨げ、同時にＡＩ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、前記様々の
効果を持つのである。

またこのような現象はＳｎ量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％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れれる。

またＳｎ粒子が微細なまま保持されて、ＡＩ地金中に存
在するということは、同時に２３２℃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、本軸受材料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Ｗ、Ｏｅ 、Ｎｂ ｔＶｔＢａ ｙＯａ等の１種ま
たは２種以上を添加することについて述べる。

これらの含有量を総量で１〜１０％以下に限定した理由
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（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。

析出物の形態としては、これら添加元素単位からなる析
出物、これら添加原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ＡＩ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ＡＩ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ＡＩ地金中に適量分散することは良い結果を生ずる。

適量の範囲は前述のように１〜１０％を意味し、この範
囲であれば上記析出物は均一分散し、なじみ性等に悪影
響を与えることな（耐摩耗性を向上させる効果がある。

尚、この場合各々の元素を１％未満の添加量であっても
、合計が１％以上の場合は充分本件発明の効果を持つ。

またＯｒとこれら元素を同時添加することが、高温硬さ
をより向上して好ましい。

上記ＡｌＳｎ系合金は一般的に裏金鋼板上に圧接して軸
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。

すなわち、軸受にとって相手材質は軸受性態を大きく左
右し、例えば従来のＡ Ｉ−Ｓ ｎ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
受性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。

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
鋭い刃物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
軸および軸受面粗さとが同じになる程度の高荷重下で軸
受を摺動させると、軸より軟かい軸受面は切削されるこ
とになり、この状況が進行すると軸受表面粗さが粗くな
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
油膜が構成されな（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（起り焼付に至る。

ところが本発明に係る合金は球状黒鉛鋳鉄軸のパリより
も硬い析出物すなわち、Ｗ、Ｏｅ 、Ｎｂ。

Ｖ、Ｂａ、Ｏａ等の１種または２種以上を添加して生成
される析出物をＡｔ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ベ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（くする効果
とをも持たせてあり、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る。

また軸粗さの犬きい軸に対しても同様な効果が認められ
る。

本発明の第２の発明は、ＡｌＳｎ系合金の上記組成に加
えて、さらにＯｕおよび（または）Ｍｇを重量百分率で
Ｏを含まない３％以下添加してなるものであって、この
Ｏｕ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。

特に好ましい添加割合は２，０％以下である。

０．５％以下では硬さの上昇はそれ程期待できず、３．
０％以上添加すると硬くなりすぎ圧延性を損害するうえ
耐食性が低下する。

またこのＯｕおよび（または）Ｍｇの硬さに関する効果
はＯｒと同時な添加して生じるもので、Ｏｕ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。

すなわちＯｕおよび（または）ＭｇはＡＩ中に添加した
場合に圧延時の硬さの上昇が太き（、同一圧延率でも他
の元素を添加したＡＩ材料に比し、硬さの上昇は顕著で
あるが、２００℃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ＯｒとＯｕおよび（または）Ｍｇを同時に
添加すると、Ｏｕ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Ｏｒ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ＡｌＳｎ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。

さらに、本発明の第３の発明は、第１の発明、すなわち
３．５〜３５％のＳｎと、０．１〜１．０％のＯｒと、
Ｗ、Ｃｅ 、Ｎｂ 、Ｖ、Ｂａ 、Ｏａ等の１種または
２種以上を１〜ｌＯ％および残部のＡＩの組成に、Ｐｂ
ｔＢｉ ｔ Ｉｎ 、ＴＩ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。

このＰｂ 、Ｂｔ 、 Ｉｎ 、Ｔ ＩはＯｒと一緒に
添加したときに効果が認められる。

すなわち従来Ａｌ−Ｓｎ系合金の中にこれらの元素を添
加することは考えられ、また一部行なわれているが、こ
れらの添加元素を単独で加えると、Ａｌ−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ＡｌＳｎ系合金は低温でＳｎの溶融と移
動が起り易くなる結果、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、高負荷運転が連続したと
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、Ｏｒ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。

Ｂ ｉｔ Ｉ ｎ ｔ Ｔ ｌを１種または２種以上加
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、さらに耐疲労に加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ることのできるＰ ｂ ｔ Ｂ ｉ
ｔ Ｉ ｎ ｔ Ｔ ｌの１梅または２種以上の添加量
は０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％以工程度がよい。

なおＰｂ 、Ｂｉ 、 Ｉｎ 、ＴＩの１種または２種
以上を合わせて９％以下としてもよい。

さらにＳｎとＰ ｂ ｔ Ｂ ｔ ｔ Ｉ ｎ 、Ｔ
Ｉの合計添加量は３５％以内がよい。

このＰｂ、Ｂｉ。Ｉｎ、ＴＩの１種または２種以上は、
また第二の発明の合金組成に対し同量を加えてもよい。

これは高温硬さの低下をより少な（すると同時にｓｎの
潤滑性を改善することができる。

この効果の生じる理由は上述したところと同じである。

上記組成のＡＩ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
して用いるのが普通であり、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
Ａ１粒界およびＳｎ粒子の移動が生じ、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
ｌ０ｒ金属間化合物の析出物がＡ１粒界の移動を妨げる
とともにＡＩ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ＡｌＳｎ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
。

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。

次に実施例によって本発明を説明する。

次表は本発明に係る合金（１）〜（１６）、比較用とし
て（１７）〜（２３）の化学成分値を示すものである。

合金１から１６迄は、ガス炉においてＡＩ地金を溶解し
次にＡｌ０ｒ母合金やＡｌＣｕ母合金、Ａｌ−Ｍｇ母合
金、ＡＩ−Ｗ母合金、Ａｌ−Ｃｅ母合金、Ａｌ−Ｎｂ母
合金、Ａ’ｌ−Ｖ母合金、Ａｌ−Ｂａ母合金、ＡｌＣａ
母合金等を目的成分に応じて溶解し最後にＳｎおよびＰ
ｂ、Ｂｉ。

Ｉ ｎ ｔ Ｔ ｌを添加したのち説ガス処理をし、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とし、これを焼鈍した
後平面軸受に加工して動荷重疲労試験を行なった。

また合金１７〜２３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。

ただし、合金１７．１８はＯｒおよびＣｕも添加してい
る。

第１図は、上記合金１ないし２３の高温下での硬さをヴ
イツカース硬度で測定した結果を示すものである。

これらのグラフから明らかなように、本発明に係る１〜
１６は比較付合金１１〜２３に比してすべての湿度領域
において硬度が高（、また比較付合金２０との比較では
、合金２０の方が低温度領域において硬度の高い場合も
存するが、合金２０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１ないし１８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。

また特にＯｕおよび（または）Ｍｇを添加した合金は、
全温度領域において添加しないものよりかなり高いこと
が認められ、かつ合金２０に比して温度上昇に伴う硬度
低下がな（特に湿度２００℃においても高い硬度を維持
している。

これは明らかにＯｕおよび（または）Ｍｇを加えたこと
による効果である。

また合金組織の上からは、本発明に係る合金１ないし１
６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。

第２図は、本発明の合金３，７，１１と比較材の合金２
２，２３をそれぞれの代表として動荷重軸受疲労試験を
行なった結果を示すものであるが、他の合金も同様の傾
向を示す結果が得られている。

この試験は、軸回転数３００Ｏｒ、９０ｍ１軸材として
８５５０焼入れ材を使用し、一定油温の強制潤滑下にお
いて、鉄鋼材料の疲労状況な知る１０７回応力繰り返し
条件で油温を異ならせて耐疲労面圧を測定したものであ
る。

このグラフから明らかなように合金３，７．ＩＬ２２゜
２３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３，７，１１は耐疲労面圧の低下の程度が比
較材の合金２２，２３程大きくなく、かつ合金３，７，
１１と合金２２，２３は低温側の耐疲労面圧での差はそ
れ程太き（ないが、高温側の耐疲労面圧は合金３，７，
１１が合金２２゜２３を凌駕していることが明瞭に認め
られる。

なお、第２図は本発明に係る合金を代表さセて合金３．
７，１１、比較材の合金を代表させて２２゜２３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。

さらに第３図は、本発明に係る合金７と従来合金２２、
および比較用の合金１８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。

この実験は、軸回転数１００ Ｏｒ、９０ｍ１軸材とし
て８５５０焼入れ材を使用し、一定油淵（１４０℃）の
強制潤滑下において、荷重を増加させる途中の状況をオ
シログラフで測定している。

このグラフによれば、従来の合金２２では荷重を増加さ
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、また合金１８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が、荷重増加の
停止時に山形の摩擦トルク変動が生じている。

これに対し本発明の合金７では、荷重の増加に対して極
めて滑らかに追従して摩擦トルクが増加しており、有害
な摩擦トルク変動は生じていない。

これは本発明の合金がなじみ性に優れ、かつ焼付の生じ
にくいことを示している。

すなわち従来の合金２２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ると全体破壊（焼付）を生じるこ
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１はなじみ性および耐焼付荷重が高い。

なお、本発明に係る合金組成において、ＡＩ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。

次に第４図は、本発明に係る合金３，６，１０と比較材
の合金１７，１８，２２について摩擦試験を行なったと
きの結果を示すものである。

この実験は、軸回転数１００ Ｏｒ−ｐ−ｍ、軸材とし
て８５５０焼入れ材を使用し、軸表面粗さを１μｍとし
、一定油湖（１２ｏ℃）の強制潤滑下において、荷重を
増加させた場合の摩耗量の変化の状態を測定した結果を
示すグラフである。

このグラフによれば比較材の合金１７，１Ｂ、２２と比
し、Ｏｅ 、Ｗ等を添加した３、６，１０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Ｗ、Ｏｅ 、Ｎｂ 、ＶｙＢａ ７Ｃａ等の効果
であることが認められる。

次に第５図は第４図と同様の実験を軸材質として球状黒
鉛鋳鉄材を使用して行なったものである。

第４図の鋼軸の場合と比して、本発明に係る合金３．６
，１０は比較材の合金である１７，１８゜２２と摩耗量
において大きな差が認められ、Ｗ。

Ｏｅ 、Ｎｂ 、ＶｙＢａ 、Ｏａ等の添加による耐摩
耗性向上効果は、球状黒鉛鋳鉄軸を使用した場合の方が
鋼軸を使用した場合より明確となる。

あるいは軸粗さを大きくした鋼軸を使用するとやはり耐
摩耗性向上効果はより明確となる。

次に第６図は、本発明に係る合金３，６，１０と比較材
の合金１７，１８，２２について焼付試験を行なった結
果である。

この実験は、軸回転数１００Ｏｒ−ｐ−ｒｎ、軸材とし
て球状黒鉛鋳鉄軸を使用し、一定油淵（１４０℃）の強
制潤滑下において、焼付に至る迄の荷重（静荷重）を測
定したものであって、本発明の合金３，６，１０は比較
材の合金１７，１Ｂ、２２と比較しＷ、Ｏｅ。

Ｎｂ、Ｖ、Ｂａ、Ｏａ等を添加した合金３，６゜１０は
焼付面圧が高いことが認められる。

中でもＰｂ、Ｂｉを添加した合金６，１０は、すぐれた
耐焼付性を示している。

以上の通り本発明に係るＡｌＳｎ系軸受合金は、Ｏｒ添
加による硬さの向上、高温硬さの低下防止、Ｓｎ粒子の
粗大化防止効果、これらを通じての耐疲労性の向上、Ｗ
、Ｏｅ 、Ｎｂ 、Ｖ、ＢａｙＣａ等の添加による耐摩
耗性の向上に加え、特に球状黒鉛鋳鉄あるいは軸粗さの
大きい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Ｏｒとともに添加して効果のあるＰｂ、Ｂ
ｉ。

Ｉ ｎ ？ Ｔ Ｉによりなじみ性の向上、耐焼付性の
向上を図ることができ、さらにＣｕおよび（または）Ｍ
ｇを加えれば金泥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、合金の性能を低下させることな（両者の密
着性を高めることができる。

なお、本文中で使した各元素記号は次の通りであるＡＩ
（アルミニウム）、Ｓｎ（スズ）、Ｏｒ（クロム）、Ｏ
ｕ（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）、Ｔ
Ｉ（タリウム）、Ｗ（タングステン）、Ｃ３ｅ（セレン
）、Ｎｂ（ニオブ）、■（バナジウム）、Ｂａ（バリウ
ム）、Ｃａ（カルシウム）。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明に係るＡｌＳｎ系軸受合金と比較材の
同種軸受合金等との湯度変化に伴う硬度変化の様子をプ
ロットしたグラフ。 第２図は、同じ（耐疲労面圧の変化の様子をプロットし
たグラフ。 第３図は、同じ（荷重を増加させた時の摩擦トルクの変
化の状態を示すグラフ。 第４図は、鋼軸に対して同じく荷重を増加させた場合の
摩耗量の変化の状況を示すグラフ。 第５図は同じく球状黒鉛鋳鉄材に対しての摩耗量を示す
グラフ。 第６図は球状黒鉛鋳鉄軸に対しての焼付面圧を示すグラ
フである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量百分率でＳ ｎ ３．５〜３５％、Ｏｒｏ、１
   〜１０％、Ｗ、Ｏｅ 、Ｎｂ、Ｖ、ＢａｙＯａの１種ま
   たは２種以上をその総量で１〜１０％以下、および残部
   が本質的にＡＩからなるＡｌＳｎ系軸受合金。 ２ 重量百分率でＳｎ３．５〜３５％、Ｏｒｏ、１〜１
   ０％、Ｗ、Ｃｅ、Ｎｂ、Ｖ 、Ｂａ’ｙｃａの１種また
   は２種以上をその総量で１〜１０％以下、Ｃｕおよび（
   または）Ｍｇ３．０％以下（０を含まない）および残部
   が本質的にＡ１からなるＡｌ−８ｎ系軸受合金。 ３ 重量百分率でＳ ｎ ３．５〜３５％ Ｏｒｏ、１
   〜ＩＯ％、Ｗ、Ｏｅ 、Ｎｂ 、Ｖ、Ｂａ、Ｃａの１種
   または２種以上をその総量で１〜ｌＯ％以下、Ｐｂ 、
   Ｂｔ 、Ｉｎ 、’［’ｌ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にＡＩから
   なるＡｌ−８ｎ系軸受合金。 ４ 重量百分率でＳ ｎ ３．５〜３．５％、Ｏｒｏ、
   １〜１．０％、Ｗ、Ｃｅ 、Ｎｂ、Ｖ、ＢａｙＯａの１
   種または２種以上をその総量で１〜１０％以下、Ｐ ｂ
   、Ｂ ｉ、Ｉ ｎ 、Ｔ Ｉの１種または２種以上を
   ９％以下（０を含まない）、Ｏｕおよび（または）Ｍｇ
   ３％以下（０を含まない）、および残部が本質的にＡ６
   からなるＡｇＳｎ系軸受合金。