JPS6242983B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明はアルミニウム系合金軸受に関するもの
であり、さらに詳しく述べるならば内燃機関の軸
受として用いられるスズ含有アルミニウム系合金
軸受の改良に関するものである。 上記アルミニウム系合金はスズを含有するもの
が一般に裏金鋼板に圧接されて軸受として供用さ
れているが、軸受合金と裏金鋼板の接着強度を高
くするために圧接後に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
間化合物が生成する温度未満で時間を長くして行
なわれる。ところがスズ含有アルミニウム系合金
では上記焼鈍によつて高温下に置かれると、合金
組織中でアルミニウム結晶粒及びスズの晶出物が
粗大化し、スズ含有アルミニウム合金の高温硬さ
及び耐疲労強度が低下するという欠点があつた。 そこで、スズ含有アルミニウム系軸受合金の上
記欠点を解消するために添加元素を含有させた軸
受合金も使用されており、例えば、3.5〜4.5％Sn
−3.5〜4.5％Si−0.7〜1.3％Cu−残Al、４〜８％
Sn−１〜２％Si−0.1〜２％Cu−0.1〜１％Ni−残
Al、３〜40％Sn−0.1〜５％Pb−0.2〜２％Cu−
0.1〜３％Sb−0.2〜３％Si−0.01〜１％Ti−残
Al、15〜30％Sn−0.5〜２％Cu−残Al、及び１〜
23％Sn−1.5〜９％Pb−0.3〜３％Cu−１〜８％
Si−残Alなどのスズ含有アルミニウム系軸受合金
（以下多元系軸受合金と称する）が使用されてい
た。 しかし、近年の自動車用内燃機関は小型化及び
高出力化が要求され、しかも排気ガスの浄化対策
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、内燃機関の軸受の使用条件は
従来より悪化するに至つた。すなわち近年の軸受
は小型にて従来より高荷重及び高温下で使用され
るようになつたため、従来の多元系軸受合金は疲
労破壊や異常摩耗を起こして、自動車の内燃機関
のトラブルの一つの要因になつていた。なお、金
属材料の疲労現象は一般的には長期に亘つて該材
料が使用されたときに発現するが、近年の内燃機
関では高負荷運転が比較的短時間継続したときで
も疲労による軸受の破壊が起こることがあつた。
これは内燃機関内の潤滑油が高負荷運転時に高温
になり、例えばオイルパン内の潤滑油の温度で測
定した温度が130ないし150℃にも達するため、軸
受は相手材であるクランクシヤフト等とかなりの
高温で摺動していると予測され、この結果従来の
多元系軸受合金の高温硬さが急激に低下し、又ス
ズの溶融又は移動が起こり、このことが耐疲労強
度を低下させる原因になつていると本願発明者は
考える。 本願出願人は特願昭55−851号にて重量百分率
で、2.5ないし25％のスズ、0.5ないし８％の亜鉛
及び0.1ないし1.0未満のクロムを含有するアルミ
ニウム系合金を提案した。又本願出願人は特願昭
55−852号にて、重量百分率で、2.5ないし25％の
スズ、0.5ないし８％の亜鉛及び１ないし７％の
ケイ素、クロム、マンガン、ニツケル、鉄、ジル
コニウム、モリブデン、コバルト、タングステ
ン、チタン、アンチモン、ニオブ、バナジウム、
セリウム、バリウム及びカルシウムからなる群か
ら選択された少なくとも１種の元素を含有し、残
部が実質的にアルミニウムからなるアルミニウム
系合金も提案した。これらのアルミニウム系合金
ではケイ素、クロム、マンガン等は極めて微細な
硬質の晶出物としてマトリツクス中に分散し、主
としてスズ粒子の粗大化防止の効果を奏し、又亜
鉛は殆んどがマトリツクス中に固溶してマトリツ
クスを強化し、この結果該合金の耐疲労強度及び
高温硬さが向上する。これらのアルミニウム系合
金の軸受性能はマトリツクスの強化と微細分散物
による強化の両作用の相乗効果によつて単一作用
の場合よりも向上されるものである。 なお軸受性能の一つの尺度として、なじみ性と
いう概念があり、これは上記特許出願では、軸受
の相手材である軸の加工精度に対して軸受と軸と
の間に常に潤滑油の油膜が介在した状態で両者が
接触しうるように、軸受の表面が軸受使用の初期
に軸によつて部分的に削りとられる又は摩耗する
軸受の性質を、指すものと、とらえており、軟質
なスズ粒子が優れたなじみ性を実現するものと把
握されている。上述のようななじみ性のとらえ方
は当業界において確立された考え方であり、軟質
なスズ粒子により軸受になじみ性を付与しようと
する思想自体は、従来の当業界の考え方に沿うも
のであり、その延長線上にあるということができ
る。また、クロム、ケイ素等の作用については、
これらの粒子がスズ粒子の粗大化を妨げるという
面からとらえられており、いわばクロム、ケイ素
等の粒子が直接的になじみ性を改良するという技
術思想はなく、軟質なスズ粒子の形態制御により
間接的にスズ含有アルミニウム系合金のなじみ性
を改良するという技術思想及び後述の技術的手段
にて上記特許出願の記載は首尾一貫しているとい
える。 本発明者はスズ含有アルミニウム系合金の軸受
性能を詳しく研究したところ、従来の考え方とは
全く異なる技術思想及び技術的手段により軸受性
能、特になじみ性及び耐焼付性を飛躍的に向上し
うることを見出して、本発明を完成した。この技
術的手段とは詳しくは後述するように、スズ含有
アルミニウム合金中の硬質粒子の寸法制御である
が、Si−Al二元系合金において硬質粒子が析出な
いし晶出（以下、便宜上晶出と称する）すること
自体は周知の事実であり、また内燃機関用アルミ
ニウム系軸受合金においてケイ素粒子の分布につ
いて論じた論文又は特許も公表されている。 特開昭55−82756号によると、軸受用合金の製
造において、５〜15％のケイ素、銅５％以下、ビ
スマス10％以下、及び鉛１％以下からなるアルミ
ニウム系合金を熱間又は冷間圧延するかあるいは
押出すことによつて、少なくとも90％の断面減少
率を得、それによつて合金中のケイ素粒子が連続
したスケルトン様網目構造とならずに微細に分か
れた粒子の状態で存在するようにした発明が提案
されている。そして、この軸受合金は軟質のメツ
キ（オーバレイ）を施こした軸受にも施こさない
軸受にも有用であると述べられている。この発明
の要点は鋳造状態の粗いケイ素粒子を圧延等によ
り微細分散させ、圧延加工後に必要に応じて行な
う焼鈍は加工組織を回復させる程度にとどめ、ケ
イ素粒子の微細形態を維持した点にある。さら
に、この発明では約10％程度の高いケイ素合有量
が好ましいと明記されているから、ケイ素含有量
が高いアルミニウム合金にてかなり大きく発達す
るケイ素粒子を微細分散させることに意義が見出
されている。しかしながら、本願発明者の研究に
よると、オーバレイを施こさずに使用する内燃機
関用軸受合金にあつては、ケイ素等の硬質粒子析
出元素の含有量が高いと軸受の疲労強度が低下
し、特に軸受が軸から繰返し荷重を受けて摺動す
る場合に負荷能力が著しく低下するという欠点が
あることが分かつた。さらに、軸受性能を高める
目的上はケイ素粒子を微細分散させる圧延等の方
法によつては満足すべき結果は得られない。すな
わち軸受用アルミニウム合金は通常鋳造材を圧延
等の方法によつて所定寸法を付与することにより
製造され、この圧延等によりケイ素粒子は分断さ
れる。このようなケイ素等の硬質粒子を分断する
だけではなく、場合によつてはこれら粒子と粗大
化し、所定寸法の硬質粒子を所定個数に制御した
場合に、軸受性能が顕著に高まることが分かつ
た。ちなみに、上記公開公報では、11％Siのアル
ミニウム合金について実験がなされ、そしてケイ
素微細粒子の寸法は0.0001インチ（2.5ミクロ
ン）から0.001インチ（25ミクロン）であると記
載されているが、単位面積当りの個数については
何ら触れられておらない。 SAE Technical Paper SeriesのAluminium
Based Crankshaft Bearings for the High
Speed Diesel Engineと題する論文（1981年２月
23−27日、デトロイトで発表）は上記公開公報と
同一人が発表した論文であり、その中では11％Si
−１％Cu−Al合金についての焼付荷重が掲載さ
れている。これによるとケイ素粒子寸法が17ミク
ロンを越えるものが、単位面積（mm²）当り8.7×
10⁶個存在していると焼付荷重のばらつきが多
く、一方17ミクロンを越えるものが0.6×10⁶個存
在していると焼付荷重がより高くしかもばらつき
が少なくなるという説明がなされている。この説
明及びその他の理論的説明はアルミニウムマトリ
ツクス中に、硬度が高いケイ素粒子が微細分散し
ていることが適合性（Compatibility）及び焼付
荷重向上に貢献するということである。さらに、
上記論文では「適合性」という概念とは相反する
概念として、クランクシヤフトと軸のミスアライ
ンメントを許容する「順応性」
（Conformability）がうたわれており、ケイ素含
有アルミニウム合金は順応性が低いから、オーバ
レイを具備する必要があると述べられている。し
たがつて、従来アルミニウム系合金軸受にて、ケ
イ素粒子寸法に着目した考え方はあつても、オー
バレイなしで軸受として使用可能なアルミニウム
系合金の提供に成功した例はなかつた。また、ケ
イ素粒子が硬質であるため直接相手材（鋼製クラ
ンクシヤフト等）を研磨し、なじみ性又は適合性
に直接影響を与えることは知られていたが、その
粒子寸法の制御は軟質マトリツクス中に微細な硬
質粒子を均一に分散させるという理論を応用して
なされていたものであり、この理論自体は、例え
ば出願人の先願特許出願にも内在しており、摺動
材料の分野では良く知られた一つの理論である。 本発明は上述したような従来技術とは全く異な
る理論に基づいており、なじみ性及び焼付荷重が
従来のものより飛躍的に高められており且つオー
バレイなしで軸受として使用可能なスズ含有アル
ミニウム系合金軸受を提供したものである。 本発明に係るアルミニウム系合金軸受は、重量
百分率で１ないし35％のスズ及び0.5ないし11％
のマンガン、鉄、モリブデン、ニツケル、ジルコ
ニウム、コバルト、チタン、アンチモン、クロム
及びニオブからなる群の少なくとも１種の元素を
含有し、残部が実質的にアルミニウムからなる合
金が裏金に接着されており、前記少なくとも１種
の元素からなる又はこれを含む塊状粒子の長径で
測定した（これらの粒子の）寸法が５ミクロン以
上40ミクロン以下の該粒子が該合金の任意の部分
で3.56×10^-2mm²当り５個以上存在しており、且つ
オーバレイなしで使用可能なアルミニウム系合金
軸受である。 以下、本発明の構成要件を化学組成、硬質粒
子、及び軸受構造の順に説明する。 まず、化学組成について述べると、スズはアル
ミニウム合金の性質を軟質に変化させ、軸受とし
て適する潤滑性能及びなじみ性を与える元素であ
る。ここでなじみ性とは、前述したように当業界
に一般的に受けいれられている技術的概念によつ
て定義され、これを以下一般的概念のなじみ性と
称する。スズの含有量が35％を越えると、一般的
概念のなじみ性及び潤滑性は向上するが、アルミ
ニウム合金の硬さが低下し軸受としての強度が不
足する。一方スズの含有量が１％未満ではアルミ
ニウム合金が軸受合金としては一般的概念のなじ
み性が劣化する。スズの添加量を１ないし35％の
範囲でどのように定めるかは、用途に応じて適宜
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、すなわち内燃機関のピストンを経由
して加えられる爆発荷重が大きいときは、スズ含
有量を低く、例えば５〜10％、小さいときはスズ
含有量を高くするのが良い。一方、高荷重・高速
回転のために軸受の焼付が懸念される場合は、ス
ズの含有量を高く、例えば15〜20％にすれば良
い。なお、スズ含有アルミニウム合金の疲労強度
及び高温硬さを軸受として要求される性能に対し
て十分なものとするためには、スズ粒子が合金中
に微細に分散していることが重要であると本出願
人は考え、先の特許出願ではクロム等の微細粒子
により、15％を越える含有量の場合起こり易いス
ズ粒子の粗大化を防止する提案を行なつた。しか
し、本発明では後述の特殊なじみ作用が軸受性能
を実質的に担つているから、スズ粒子の微細化は
さほど重視しなくとも内燃機関用軸受として使用
上の支障がなくなつた。好ましいスズ含有量は３
〜20％である。 マンガン、鉄、モリブデン、ニツケル、ジルコ
ニウム、コバルト、チタン、アンチモン、クロム
及びニオブ（以下、総称する場合はマンガン等と
称する）は後述する特殊なじみ作用をもたらす元
素であり、その含有量が0.5％未満では該なじみ
作用が不足し、一方11％を越えると軸受合金の該
なじみ作用が向上されず、また疲労強度、焼付荷
重が低下する傾向がある。好ましいマンガン等の
含有量は特に１〜９％である。マンガン等を２種
以上添加する場合の各元素の下限は0.1％が好ま
しい。 続いてマンガン等の添加により生成する粒子に
ついて説明する。マンガン等は、単独の金属形態
で晶出するかあるいはマンガン等とアルミニウム
の金属間化合物の形態で析出するか、晶出物の成
分を分析することはできない。しかしながら、ス
ズ含有アルミニウム合金にマンガン等を加えるこ
とによつて、軟質粒子以外の硬質粒子が晶出す
る。したがつて、マンガン等からなる又はこれを
含む粒子が晶出するが、以下これを硬質粒子と称
する。 本発明者の発見によると硬質粒子の長径寸法
（以下単に寸法と称する）が５ミクロン未満では
現れない特殊なじみ作用が５ミクロン以上で現
れ、スズ含有アルミニウム合金の軸受性能を飛躍
的に向上させる。なお、この作用は該５ミクロン
以上の硬質粒子が3.56×10^-2mm²当り５個以上存在
しているときに認められ、多ければ多いほど顕著
になる。一方、硬質粒子の寸法が40ミクロンを越
えると、スズ含有アルミニウム合金の疲労強度が
低下する。この面から本発明の合金のマンガン等
の含有量上限は上述のように11％である。 また、本発明において粗大な硬質粒子、すなわ
ち寸法が５ミクロン以上の硬質粒子、を構成要件
として規定している意義は、消極的にいえば微細
硬質粒子は軸受性能向上に寄与しないということ
であり、この点で従来のアルミニウム系合金軸受
の軸受性能のとえら方とは異なつている。すなわ
ち、出願人の先願では微細なケイ素粒子が既述の
ようにスズ粒子の形態制御を介して間接的に軸受
性能を向上させ、且つ上記SAE誌の論文では理
論的にも実験データ的にも微細なケイ素粒子の方
が良好な軸受性能が得られている。しかしなが
ら、本発明では粗大な硬質粒子の方が疲労強度以
外の性能は格段に良好である。そこで、粗大な硬
質粒子の意義を積極的に述べるならば、かかる硬
質粒子を含む軸受の相手材である軸の加工精度に
よる微細な凹凸、あるいは軸が黒鉛が脱落して生
じた凹部の周囲を、硬質粒子が平坦化し以つて、
軸受と軸の間で常に油膜が介在した状態でこれら
の良好な摺動が起こるものと考えられる。なお、
従来軸受の分野ではスズ等の軟質な成分がアルミ
ニウム合金のなじみ性に寄与するものとの考え方
が一般的であり、硬質粒子が直接相手材の凹凸の
平坦化に寄与するとの考え方は、発明者が知る限
り、上記SAE誌以外にはないので、硬質粒子に
よるなじみ作用を特殊なじみ作用と称する。しか
しながら、このような硬質粒子（ケイ素粒子）の
作用はSAE誌では順応性を向上させるものであ
り、適合性には逆効果であり、結果として軸受は
オーバレイを備える必要があると強調している。
ここで、適合性とは軸と軸受との加工上のミスア
ライメントに適合しうる軸受の性能であるから、
なじみ性（一般的概念によるなじみ性）と意味上
等価である。したがつて、SAE誌にも、その他
発明者が知る限りの論文発表においても、硬質粒
子が相手軸の表面凹凸を削りとり、平坦化しなじ
み性に寄与するという考え方はなく、まして粗大
な硬質粒子が軸受中に多く存在する方が焼付荷重
その他の軸受性能が向上するという実験データも
発表されていない。したがつて、上記特殊なじみ
作用は本発明の特色であり、従来の一般的概念の
なじみ作用のみをもつ材料と比較すると、軸受性
能、例えば焼付荷重、が格段に向上している。尤
も本発明の合金はスズを含有しているが一般的概
念のなじみ作用による軟質金属の相手材表面への
埋収は、特殊なじみ作用により相手材の凹凸を平
坦化してから実現されると考えられ、結果として
は両者の総合により自動車内燃機関の軸受として
優れた性能が発揮されると信じられる。 上述のような特殊なじみ作用が特に有効である
のは相手材軸が球状黒鉛鋳鉄又は片状黒鉛鋳鉄の
場合である。球状黒鉛鋳鉄は内燃機関のクランク
シヤフト等の軸の低コスト化を図るために従来の
鍛造軸に代わつて使用される傾向にあるが、軸の
研摩加工時に黒鉛粒子が軸表面から削りとられ、
脱落した球状黒鉛の粒子の跡は多くの凹部又は窩
状部となつており、その周りの鉄基マトリツクス
は加工硬化した鋭いばり又はエツジとなつてい
る。このばり等が軸受表面の異常摩耗を起こすと
いう問題が従来のスズ含有アルミニウム系軸受用
合金にはあつた。本発明者の研究によると、軟質
のアルミニウムマトリツクスがばりにより削りと
られ凹部中にとりこまれ、またこのアルミニウム
と軸受材料のアルミニウム順応性不足により非常
に凝着し易いので、直ぐに焼付が生じることも判
明した。しかしながら、本発明によるスズ含有ア
ルミニウム合金では粗大な硬質粒子がばりを削り
とり、凹部の周りを滑かな状態とする。この結
果、焼付が高荷重まで起こらないこととなり、耐
焼付性が格段と向上する。 上述の軸受合金の厚さは0.1〜１mm、特に0.2〜
0.5mmが好ましい。必要に応じ軸受合金上に防錆
油を塗布する。 本発明の軸受は上述のような理由により耐焼付
性に優れているためにオーバレイを施こさない構
造である。軸受合金は例えば圧接などの方法によ
り下地層を介して又は介さずして接着される。 本発明のスズ含有アルミニウム合金は、(A)0.1
ないし10％、好ましくは１ないし６％の鉛、カド
ミウム、インジウム、タリウム及びビスマスの少
なくとも１種（以下鉛等と称する）、及び(B)0.1な
いし２％、好ましくは0.2ないし１％の銅及びマ
グネシウムの少なくとも１種（以下銅等と称す
る）をさらに含有する。 鉛等はスズ含有アルミニウム合金の潤滑性及び
一般的概念のなじみ性及び耐摩耗性を改良する効
果を有する。なお、一般にAl−Sn二元系合金に
鉛等を加えると、これらはスズ粒子に合金化され
てしまい、融点が低下したスズ粒子の移動と溶融
が起こり易くなつて、軸受として高負荷連続運転
されると、Al−Sn−Pb合金が部分的に溶融しそ
して軸受から剥離することもあつた。ところが本
発明では軸受性能向上のなかで特殊なじみ性の占
める寄与が高いから、スズ−鉛等の合金粒子の低
融点化は重大な欠点とはならない。鉛の含有量が
0.1％未満ではその効果が不十分であり、10％を
越えると軸受に要求される疲労強度が不十分とな
る。 銅等はスズ含有アルミニウム合金の高温硬さを
高め、軸受の疲労強度向上に寄与する。銅等の含
有量が0.1％未満では高温硬さ改善効果が少な
く、2.0％を越えるとスズ含有アルミニウム合金
が硬くなり過ぎ圧延性が害されるとともに、耐焼
付性及び潤滑油に対する耐食性も低下する。この
銅等の高温硬さ改善効果はクロムと共存すると一
層顕著になり、200℃強の温度でも硬さはあまり
低下しない。 続いて、硬質粒子の寸法及び個数の制御方法に
ついて説明する。Al−Mn等の二元合金ではその
状態図から判断して硬質粒子は合金元素の種類に
より次の如きものであると思われる。 Mn：MnAl₄及びMnAl₆ Fe：FeAl₃ Mo：MoAl₃ Ni：NiAl₃ Zr：ZrAl₃ Co：Co₂Al₉ Ti：TiAl₃ Sb：AlSb Nb：NbAl₃ 上記金属間化合物と考えられる鋳造中の晶出形
態は多様である。これらの晶出物は鋳造合金を圧
延し軸受としての必要な厚さに圧延される過程で
分断され、寸法が小さくなる。このような鋳造−
圧延法により得られた硬質粒子はほとんどが５ミ
クロン以下であり、10ミクロン以下のものも稀に
はあるがその単位面積当りの個数は少なく、針状
又は扁平形状である。また圧延の後に中間焼鈍が
行なわれるが、その温度は再結晶温度程度に選択
されるので、その中間焼鈍によつては硬質粒子が
ほとんど粗大化しない。上述のような鋳造−圧延
（中間焼鈍）により所定の厚さの軸受合金を得た
後に、これを裏金鋼板に圧接し、この際Al−Fe
の金属間化合物生成温度未満、例えば350℃、に
て圧接後焼鈍するのが従来のスズ含有アルミニウ
ム合金軸受の製造方法であつた。この350℃の温
度でも硬質粒子は殆んど粗大化せず、結果として
ほとんどが５ミクロン未満の微細硬質粒子が最終
軸受製品中に存在していた。これに対して、本発
明による粗大硬質粒子を５ミクロン以上40ミクロ
ン以下のものが3.56×10^-2mm²当り５個以上存在さ
せるためには、上記圧接前に軸受合金を350〜550
℃の高温熱処理を、保持時間を調節して、するこ
とが最も有効であることが分かつた。すなわち、
圧接前の熱処理工程以外での硬質粒子寸法制御は
効果が低く、例えば圧延工程での加熱温度、圧下
率等の制御、又は鋳造工程での冷却速度制御ある
いは中間焼鈍等によつては硬質粒子の寸法制御が
至難であり、そうかといつて圧接時又は圧接後の
熱処理ではAl−Fe金属間化合物の生成、あるい
は完成直前の軸受のアルミニウム合金内でのスズ
等の低融点成分の溶解等が起こり、これらは軸受
性能、特に一般的概念のなじみ性上望ましくない
結果をもたらす。 上述の如き圧接前の高温熱処理によるとマンガ
ン等の含有量により硬質粒子の晶出個数がどのよ
うに変化するかを第１表に示す。第１表は横カラ
ムに示された寸法の立方体の硬質粒子として、す
べてのマンガン等が晶出したと仮定して計算した
概略の数である。実際には５ミクロン未満の硬質
粒子は圧接前の高温熱処理により５ミクロン以上
の硬質粒子として大半が粗大化される。したがつ
て、第１表は本発明アルミニウム合金中の硬質粒
子制御方法資料として有用である。

【表】 マンガン等の含有量が0.5％の場合は第１表よ
り硬質粒子の個数は340である。マンガン等の一
部が５ミクロン未満の硬質粒子として晶出して
も、５個以上の確保は容易である。 ５ミクロンの硬質粒子はマンガン等含有量によ
り340ないし3500個の個数となる。実際の軸受合
金中の５ミクロン〜10ミクロンの硬質粒子個数は
これより少ないが、圧接前の高温熱処理により５
ミクロン以上の粗大粒子の５ミクロン未満の微細
粒子に対する割合が高められる。そして、例えば
５〜10ミクロン粗粒マンガン等の割合を高めるた
めに350〜450℃の圧接前高温熱処理を利用するこ
とができる。 マンガン等の含有量が３％の場合の硬質粒子個
数は、第１表によれば、マンガン等が完全に40ミ
クロンの粒子として析出したとすれば４個であ
る。仮にこれを１個とすれば５〜30ミクロン硬質
粒子と40ミクロンの硬質粒子を共に晶出させるこ
とが可能である。したがつて本発明のスズ含有ア
ルミニウム合金のマンガン等の含有量の範囲内
で、しかも５ないし40ミクロンの粒子寸法の範囲
内でより粗大硬質粒子を特定個数晶出させること
ができる。この好ましい例は、次のとおりであ
る。 (イ) 10ミクロンを越える硬質粒子 ５個以上、 (ロ) 20ミクロン以上の硬質粒子 ２個以上、 (ハ) 30ミクロン以上の硬質粒子 １個以上。 次に本発明による硬質粒子の形態について説明
する。一般に圧延されたスズ含有アルミニウム合
金中の硬質粒子は針状を呈し、圧延方向に長手方
向が一致する場合が多いが、本発明の高温熱処理
を実施すると硬質粒子は圧延直交方向の巾が比較
的大きくなり扁平又は塊状となる。この硬質粒子
は軸受の水平面、すなわち相手材軸と接する面、
で見たときに扁平又は塊状を呈する。好ましくは
水平面及び垂直面で見て塊状である。そして、５
ミクロン以上の硬質粒子は殆んどが塊状であり、
扁平形状が少なく、針状は所定面積では殆んどな
い。このような塊状形状が特殊なじみ作用上極め
て有効である。 さらに、スズ含有アルミニウム系合金の組織観
察法としては機械加工変質最表面は除き上記水平
面で行ない硬質粒子の寸法を測定するものとす
る。該合金中には硬質粒子の他にスズ粒子その他
の粒子（相）が存在しているが、これらから硬質
を識別するためには、金属顕微鏡で見た時にスズ
等は白色、硬質粒子は灰色（濃灰色）を呈するこ
とに依れば良い。 以下、本発明を実施例により説明する。これら
の実施例においては特に断わらない限り、軸受又
は軸受合金の製造方法は次のとおりであつた。 所定組成のアルミニウム合金を連続鋳造により
厚さ15mmの板とし、鋳造板をピーリングした後連
続的に６mmの板厚に冷間圧延した。次に中間焼鈍
（350℃）を行ない、続く冷間圧延によりアルミニ
ウム合金薄板を得た。続いて350〜550℃の範囲で
所望の大きさの硬質粒子を得るように高温熱処理
し、続いてアルミニウム合金薄板を230℃に予熱
し同様に予熱した裏金鉄板に圧接しそして350℃
で圧接のための焼鈍を行ない軸受を完成した。軸
受合金自体の性能を試験する場合には圧接以降の
工程を省略した。 実施例 １ 第２表は供試材アルミニウム合金の組成及び硬
質粒子分布を示している。表中及び以下特に断わ
らない限り、硬質粒子の個数は3.56×10^-2mm²当り
の個数を指す。

【表】

【表】 第２表の供試材を以下の条件による焼付荷重測
定に付した。 条件Ａ テスター：ジヤーナル型焼付試験機 条件：相手材軸−FCD70軸 潤滑油種−SAE10W−30 軸表面粗さ−0.4〜0.6μｍRz 潤滑油温−140^±2.⁵℃ 軸回転数−1000rpm 軸径−52mm 軸硬度−Hv200−300 荷重−50Kg／cm²／30mm間隔で同量増加 軸受粗さ−１〜1.8μｍRz 軸受径−52mm 焼付荷重測定結果を第１図に示す。第１図にお
いて横軸は供試材の最大寸法硬質粒子の個数であ
る。供試材は、第１表の五つの範囲の最大粒子寸
法によりＡからＥまでの五つの群に分けられて、
第１図に示されている。この図より次の事実が明
らかとなる。 (イ) 焼付荷重は最大寸法硬質粒子の個数により左
右され、より小さい寸法の硬質材料の個数には
殆んど影響されない。 (ロ) 最大寸法硬質粒子個数とともに焼付荷重は増
大する。但しＡ群の供試材の焼付荷重増加はほ
とんどなく、より大きな寸法の硬質粒子を含む
その他の群の焼付荷重が著しく増大が顕著であ
る。 以上の事実(イ)及び(ロ)より、本発明では最低５ミ
クロンのマンガン等粒子が５個以上あることに限
定したものである。 実施例 ２ 第３表(1)に示す供試材について焼付荷重及び疲
労強度を測定した。疲労強度の測定条件は次のと
おりであつた。 条件Ｂ テスター：交番荷重試験機 条件：相手材軸−S55C 潤滑油種−SAE10W−30 軸表面粗さ−0.8μｍRz 潤滑油温−140±2.5℃ 潤滑油圧−５Kg／cm² 軸回転数−3000rpm 軸径−52〓 軸硬度−Hv500〜600 軸回転回数−10⁷回 軸受粗さ−１〜1.8μｍRz 軸受径−52×20mm 測定結果を第３表(2)に示す。これより、本発明
によると焼付荷重が向上しまた疲労強度は粗大な
硬質粒子により劣化しないことが分かる。なお、
第３表(1)中で５ミクロン未満の硬質粒子個数は測
定してない。またこの相手材軸は機械構造用炭素
鋼（S55C）であり、本発明によるスズ含有アル
ミニウム合金は炭素が黒鉛として存在しない鉄系
相手材の場合にも有効であることが分かる。

【表】

【表】

【表】 実施例 ３ マンガン含有量が１％の供試材について実施例
２と同様な実験を行なつたところ、第４表(1)及び
(2)に示すように同様な結果が得られた。

【表】

【表】

【表】

【表】 実施例 ４ マンガン含有量が３％の供試材につき実施例２
と同様に実験を行なつた結果を第５表(1)及び(2)に
示す。この結果は実施例２とほぼ同様である。

【表】

【表】

【表】

【表】 実施例 ５ マンガン含有量が11％の供試材につき実施例２
と同様に実験を行なつた結果を第６表(1)及び(2)に
示す。この実験結果は実施例２とほぼ同様であ
る。

【表】

【表】 実施例 ６ 実施例１供試材C2につき相手材の球状黒鉛鋳
鉄軸の表面粗さを変化させ、条件Ａで焼付荷重を
測定した結果を第２図に示す。なお比較例
（COMP）として20％Sn−１％Cu−Al合金の焼付
荷重を測定した。同図より、本発明材料の焼付荷
重が相手材の表面粗さによらず良好なことが歴然
としている。また比較材は硬質粒子の析出がな
く、軟質スズ相の一般的概念のなじみ性によりア
ルミニウム合金に耐焼付性を付与しているもので
ある。依つて、第２図から一般的概念及び特殊な
じみ性の耐焼付性に及ぼす効果の差異もうかがう
ことができる。さらに相手材は球状黒鉛鋳鉄であ
るから、本発明材料の球状黒鉛鋳鉄に対する高い
耐焼付性も良く理解されるところである。 実施例 ７ 第７表に示す供試材の如く硬質粒子分布を一定
にマンガン等のすべての元素についてその含有量
を変化させた場合の焼付荷重を測定した結果（条
件Ａ）を第３図に示し、また疲労強度を測定した
結果（条件Ｂ）を第４図に示した。 第３図および第４図では各供試材の３個につき
試験を行なつて得られた値が示される。

【表】 第３図より、マンガン等の含有量が約４％にお
いて焼付荷重が極大になることが分かる。既述の
ように焼付荷重は本発明の含有量範囲では最大硬
質粒子の個数及び寸法により支配されるが、この
下限５ミクロンの粒子寸法個数を一定に制御した
本実施例ではマンガン等の含有量による多少の影
響がみられる。これは５ミクロン未満の微細硬質
粒子によるものと考えられる。 第４図よりマンガン等の含有量が５％を越える
と疲労強度が低下していることが分かる。これも
上記微細粒子によるものと考えられる。 実施例 ７ 鉛等、銅等その他の種類を変化させて、実施例
２、３、４及び５と同様の実験を行なつた。この
結果を第８表(1)及び(2)に示す（40、41欠番）。こ
れらの表より各種任意成分について、十分な焼付
荷重及び疲労強度が得られることが分かる。

【表】

【表】

【表】

【表】 実施例 ８ 第２表の供試材を用いて以下に述べる実験を行
なつた。 (1) 潤滑油油温の影響 C2の供試材につき条件Ａにおいて80℃及び
140℃の油温にて焼付荷重を測定した。比較材
として20％Sn−１％Cu−Al合金を供試材
（COMP）として同様の測定を行なつた。この
結果を第５図に示す。比較材と本発明の材料で
は高温下の焼付荷重に極端な差があることが分
かる。 (2) 油温140℃における相手材（鍛造軸及び球状
黒鉛鋳鉄）の影響 C2の供試材及び20％Sn−１％Cu−Al合金を
比較供試材とし、条件Ａ（但し油温140℃）に
て焼付荷重を測定した結果を第６図に示す。本
発明と比較例の供試材では相手材が鍛造材の場
合には焼付荷重に大きな差はないが、球状黒鉛
鋳鉄（DCI）では極端な差が現われる。 (3) 耐摩耗性 C2の供試材につき以下の条件にて摩耗量を
測定した。 条件Ｇ テスター：混合潤滑試験機 条件：相手材軸−FCD70 軸表面粗さ−0.8〜0.9μｍRz 潤滑油種−流動パラフイン 軸回転数−100rpm 軸径−40φ（mm） 軸硬度−Hv200〜300 荷重−25Kg テスト時間−5Hrs 比較のためにマンガン等を含有しない20％
Sn−１％Cu−Al合金（COMP）の摩耗量を条
件Ｇにより測定した。摩耗量測定結果を第７図
に示す。比較材は時間とともに摩耗が進行する
が本発明材料は約１時間後にはほとんど摩耗量
が増大していない。このような差異について発
明者は次のように考える。比較材では主として
軟質のスズ相が相手材軸により削りとられるこ
とにより、絶えず比較材は摩耗している。本発
明材料では軸受表面に存在している粗大硬質粒
子が、摺動初期の段階で、相手軸の表面粗さの
突出部及び表面に存在する球状黒鉛周辺のバリ
等のエツジ部を摩耗させ（削り取り）、軸を軸
受にとつてより良い摺動状態となる軸表面に変
化させることにより、流体潤滑に近い状態と
し、軸−軸受の直接接触を妨げており、これが
軸受の摩耗進行を停止させているものと想定し
ている。 実施例 ９ 15％Sn、３％Pb、0.5％Cuを含有し、マンガン
等の含有量を第７表の供試材33〜39と同様に変化
させたアルミニウム合金を冷間圧延後の冷間圧延
板の焼鈍を省略した他は本発明の供試材と同様の
製法により軸受を製造した。この軸受の焼付荷重
を条件Ａで測定した結果を第８図に示す。 粒子を粗大化していない供試材の焼付荷重を示
す第８図と第３図を比較すると、本発明によるマ
ンガン等の含有量範囲0.1ないし15％で、高温熱
処理による供試材（第３図）が格段に耐熱付性に
優れていることまた焼付荷重のばらつきが少なく
ないことが分かる。 上記本発明及び比較材の摩耗量を次の条件で測
定した。 条件Ｃ テスター：混合潤滑試験機 条件：相手材軸−FCD70 軸表面粗さ−0.8〜0.9μｍRz 潤滑油種−流動パラフイン 軸回転数−100rpm 軸径−40φ（mm） 軸硬度−Hv200〜300 荷重−25Kg 摩耗量測定結果を第９図に示す。この図面よ
り、本発明による高温熱処理を行ない硬質粒子寸
法の制御を行うとスズ含有アルミニウム合金の耐
摩耗性が著しく向上することが分かる。 実施例 10 ３％Sb、15％Sn、３％Pb、0.5％Cuを含有す
るアルミニウム合金の圧接前焼鈍温度を以下のよ
うに変化させた場合の水平面における硬質粒子
Sbの顕微鏡組織スケツチ図をそれぞれの図面に
示す。 270℃（比較例低温熱処理） 第１０図 500℃加熱後徐冷 第１１図 本発明の高温熱処理により硬質粒子が扁平から
塊状に変化している。

【図面の簡単な説明】

第１図は焼付荷重と最大寸法硬質粒子の個数の
関係を示すグラフ、第２図は焼付荷重と軸の表面
粗さの関係を示すグラフ、第３図は焼付荷重とマ
ンガン等の含有量の関係を示すグラフ、第４図は
疲労強度とマンガン等の含有量の関係を示すグラ
フ、第５図は焼付荷重と潤滑油温の関係を示すグ
ラフ、第６図は相手材軸の種類による焼付荷重変
化を示す図、第７図は摩耗量の時間変化を示すグ
ラフ、第８図は焼付荷重とマンガン等の含有量の
関係を示すグラフ、第９図は摩耗量とマンガン等
の含有の関係を示すグラフ、第１０図及び第１１
図は供試材アルミニウム合金の顕微鏡組織スケツ
チ図である。 図面中COMPは比較材、その他の数字及び符号
は供試材の番号を指す。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量百分率で１ないし35％のスズ、0.5ない
   し11％のマンガン、鉄、モリブデン、ニツケル、
   ジルコニウム、コバルト、チタン、アンチモン、
   クロム及びニオブからなる第１群の少なくとも１
   種の元素、0.1ないし10％の鉛、カドミウム、イ
   ンジウム、タリウム及びビスマスからなる第２群
   の少なくとも１種の元素、0.1ないし２％の銅及
   びマグネシウムからなる第３群の少なくとも１種
   の元素を含有し、残部が実質的にアルミニウムか
   らなる合金が裏金に接着されており、前記第１群
   の元素からなる又はこれを含む塊状粒子の長径で
   測定した寸法が５ミクロン以上40ミクロン以下の
   該粒子が該合金の任意の部分で3.56×10^-2mm²当り
   ５個以上存在しており、且つオーバレイなしで使
   用可能なアルミニウム系合金軸受。 ２ 寸法が10ミクロン以上且つ40ミクロン以下の
   前記粒子が該合金の任意の部分で3.56×10^-2mm²当
   り５個以上存在している特許請求の範囲第１項記
   載のアルミニウム系合金軸受。 ３ スズの含有量が３ないし20％、前記第１群の
   少なくとも１種の元素の含有量が１ないし９％で
   ある特許請求の範囲第１項又は第２項記載のアル
   ミニウム系合金軸受。 ４ 軸受相手材の軸が球状黒鉛鋳鉄又は片状黒鉛
   鋳鉄である特許請求の範囲第１項から第３項まで
   の何れか１項に記載のアルミニウム系合金軸受。 ５ ５ミクロンないし40ミクロンの粒子寸法をも
   つ前記粒子が、水平面、すなわち相手材軸と接す
   る面と平行面で見て、塊状である特許請求の範囲
   第４項記載のアルミニウム系合金軸受。