JPS6245302B2 - - Google Patents
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- JPS6245302B2 JPS6245302B2 JP57181226A JP18122682A JPS6245302B2 JP S6245302 B2 JPS6245302 B2 JP S6245302B2 JP 57181226 A JP57181226 A JP 57181226A JP 18122682 A JP18122682 A JP 18122682A JP S6245302 B2 JPS6245302 B2 JP S6245302B2
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
- C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- 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
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- 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
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- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10S—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10S384/00—Bearings
- Y10S384/90—Cooling or heating
- Y10S384/912—Metallic
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12736—Al-base component
- Y10T428/1275—Next to Group VIII or IB metal-base component
- Y10T428/12757—Fe
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- General Engineering & Computer Science (AREA)
- Sliding-Contact Bearings (AREA)
Description
本発明はアルミニウム系軸受合金に関するもの
であり、さらに詳しく述べるならば特定寸法のケ
イ素粒子が特定個数アルミニウムマトリツクスに
分散したアルミニウム系軸受合金に関するもので
ある。 アルミニウム合金は内燃機関の軸受として、例
えばコンロツド軸受及びクランクシヤフト軸受と
して自動車又は舶用エンジンに使用されている。
これらの軸受はエンジン環境における腐食に対し
て耐食性をもつているので上述の用途に極めて適
している。 内燃機関用軸受として使用される材料は高荷重
及び高温に耐えることが要求される。従つて近年
上記エンジンでみられる状況において耐焼付性、
耐疲労性及び耐摩耗性が高いアルミニウム系軸受
合金を提供するために多くの努力がなされてい
る。 アメリカ特許第4153756号によれば高温条件下
での軟化程度が低く、従つて疲労強度が高いAl
―Sn系軸受合金が開示されている。10〜30重量
％のスズ及び残部がアルミニウムからなる基本合
金にクロム又はジルコニウムを添加することによ
つてこの合金がつくられている。又この合金に銅
もしくは銅とベリリウムの両方を加えてもよいと
される。 3.5〜35重量％のSn、0.1〜1.0重量％のCr及び
Si、Cr、Mn、Sb、Ti、Zr、Ni及びFeからなる群
から選ばれた一種以上を合計量で１〜10重量％含
み、残りがアルミニウムであるAl―Sn系軸受合
金も従来技術において疲労強度が高く又更に耐摩
耗性も良好な合金として開示されている。 G.C.Pratt及びC.A.PerkinsがAluminum Based
Crankshaft Bearings for the High Speed
Diesel Engine，SAE Technical paper Series
810199（1981）に発表した論文によれば高速デイ
ーゼルエンジン用エンジン軸受ライニング合金の
発展及びSi（11重量％），Cu（１重量％）及び残
部がAlからなる合金が記述されている。この記
述によればこの合金は鉛青銅と比べて潤滑がまば
らで且つミスアライメンドが制御された状態の試
験装置で耐焼付性が良好であるとされている。更
に鋳造工程を採用し又以下合金をバイメタルに加
工することによつて、ケイ素粒子の寸法が数ミク
ロンに制限されること、又ケイ素粒子寸法が適合
性（この論文には軸受合金が極部的に鋼の対向面
に圧接されることへの抵抗と定義されている）、
の程度を決定する重要なフアクターであり、粗い
粒子が完全にない場合だけ高度の要求が満足され
ると述べられている。鋳造工程及び合金をバイメ
タルへ加工することは詳しくは述べられておらな
い。 しかしながら、アルミニウム系軸受合金にケイ
素を単に含有させても近年の内燃機関にみられる
過酷な負荷及び温度条件において耐焼付性、耐疲
労性及び耐摩耗性が常に優れていることとはなら
ず、特に球状黒鉛鋳鉄又はその他の粗い材料より
なるシヤフトが用いられている自動車のエンジン
においては特にこの問題がある。 従つて本発明の目的は、高荷重及び高温の条件
下で耐焼付性、耐疲労性及び耐摩耗性が常に良好
にバランスしており特に球状鋳鉄材料と組み合わ
せてスラストタイプの軸受面として使用した場合
にこれらの性質が常に良好にバランスしているア
ルミニウム系軸受合金及び軸受部品を提供するこ
とである。 本発明によると、重量百分率で0.5ないし５重
量％のSiを含有し、且つ断面3.56×10-2mm2当り少
なくとも５ミクロンのSi粒子を少なくとも５個含
有するアルミニウム系軸受合金が提供される。本
発明の合金は、任意成分として、Cu及びMgより
なる群より選択された少なくとも１種の元素を
0.1〜２重量％さらに含有し、又はCu及びMgよ
りなる群より選択された少なくとも１種の元素を
0.1〜２重量％と、Cr及びMnよりなる群より選択
された少なくとも１種の元素を0.1〜１重量％
と、を含有し、あるいは0.1〜１％のCrをさらに
含有することができる。 本発明の他の態様によると軸受合金を裏金鋼板
に圧接することにより軸受材料が提供される。 本発明のアルミニウム系軸受合金は0.5〜５重
量％のSiを含んでいる。本発明の軸受合金の優れ
た耐焼付性、耐疲労性及び耐摩耗性は合金のSi含
有量が0.5重量％未満であると得られない。Siの
含有量が５重量％を越えると、Si量の増大と共に
耐疲労性が低下する。Siの量が５重量％を越える
と合金の耐摩耗性及び強度が、低下する。Siの含
有量は２〜５重量％が好ましい。 本発明の合金のアルミニウムマトリツクスには
Siは折出物の形態で存在している。軸受合金の断
面積の3.56×10-2mm2当り少なくとも５個のSi粒子
が少なくとも５ミクロンの直径を有する球状
（nodular）粒子でなければならない。ここで粒子
の形状を定義するために用いた「球状」とは平た
んな薄片状又は針状粒子は異なり不規則な丸い塊
状の意味である。平たんもしくは針状の粒子は脆
くそして使用中に崩壊しやすく又軸受合金の耐焼
付性に悪影響を及ぼすために、球状粒子であるこ
とが必要である。 又ここで用いた「直径」という語句は合金の断
面積において粒子の最大寸法をさすものである。 少なくとも５ミクロンの直径すなわち寸法をも
つ球状Si粒子が少なくとも５個軸受合金の3.56×
10-2mm2の断面積に存在しなければならない。3.56
×10-2mm2の面積は便宜上選択されそして発明者の
顕微鏡装置の視野にもとづいている。単位面積あ
たりのケイ素粒子の個数を適切な変換フアクター
を用いて修正することができる。例えば、上述の
粒子個数／面積の限定は1.4×108粒子／m2に相当
する。又軸受合金の断面積当りの粒子個数は合金
板の水平断面によつて決められる。すなわち後述
の方法によつて調製された板の表面に平行な断面
（そしてその表面に垂直で見る）である。合金板
の垂直断面で測定したSi粒子の寸法は水平断面で
測定したものより小さい。更に、合金板を機械加
工した直後の表面では上記数値限定は満されない
こともあろう。 ケイ素の球状粒子が５ミクロン未満であれば、
優れた耐焼付性又は耐摩耗性は満されない。他方
Si粒子の寸法には約40ミクロンの事実上の上限が
ある。なぜならば粒子が40ミクロンを越える軸受
合金ではその機械加工が困難となるからである。 所望のレベルの耐焼付性を達成するためには合
金の断面3.56×10-2mm2当りの少なくとも５ミクロ
ンのサイズを有する球状粒子が少なくとも５個で
なければならない。なんらかの寸法の粒子の最大
数は合金に含有されるSi量によつて制限されるこ
とは当然である。典型的場合についていえば、本
発明のアルミニウム系軸受合金の所望の性質は、
少なくとも５ミクロン、特に５〜40ミクロンの間
の寸法の粒子の個数が合金中のSi量に基いて可能
な最大個数より少なく、残部のSiは５ミクロン未
満のケイ素であるときに達成される。 本発明による軸受合金の耐焼付性は球状Si粒子
の寸法増大と共に高められる。他方粒子の寸法が
大きいと軸受合金の耐疲労性が低下する傾向があ
るために大きい粒子の個数は制限される。最高の
耐焼付性を有する軸受合金を得るためには、断面
の3.56×10-2mm2当り５ミクロン以上の直径の粒子
が少なくとも５個であつて又直径10ミクロンより
大きい粒子が少なくとも５個であることが好まし
い。更に好ましくは、上記単位面積当り５ミクロ
ン以上の寸法の粒子が５個以上、10ミクロンを越
える粒子が少なくとも５個以上、そして20ミクロ
ンを越える粒子（上述の理由のように約40ミクロ
ン以下とする）が少なくとも１個以上とする。し
かし耐焼付性が最高の本発明の軸受合金では耐疲
労性が以下の表によつて記述するように若干低
い。 上述のように制限を課して制御したSi粒子の形
状、寸法及び個数が本発明の合金の耐焼付性を改
良する理由はアルミニウム系軸受とこの軸受によ
つて支持されている軸との間で起こるよく知られ
た接着（adhesion）現象がSi粒子の能力によつて
防止されるためであり、又軸の表面粗さを少なく
する能力をSi粒子がもつているからと考えられ
る。アルミニウムは回転する軸にこすりとられそ
して軸に粘着するが、軸上のアルミニウムは軸受
のアルミニウムに粘着する傾向がある。球状Si粒
子はアルミニウムを軸から取除くと考えられる。 用いられた軸が硬く且つ粗い表面を有する場
合、特に球状黒鉛鋳鉄軸を用いる場合本発明のア
ルミニウム系軸受のSi粒子が軸受によつて支持さ
れている軸の表面粗さを少なくする外見上の能力
が顕著となる。従来のアルミニウム系軸受では軸
の表面の黒鉛粒子の囲りに形成された研摩バリが
軸受材料の表面を研削し又は摩耗させる傾向があ
る。本発明の合金の球状Si粒子はこれに対してそ
の個数及び寸法を上述のように定めたので球状黒
鉛鋳鉄軸の表面粗さを滑らかにすると考えられ
る。Si粒子の形状、寸法及び個数を上述のように
制御しなければ本発明の軸受合金の優れた耐摩耗
性及び耐焼付性は得られないことに注意すべきで
ある。 本発明の軸受合金の耐焼付性、耐疲労性及び耐
摩耗性は合金の実施例に関連して以下で詳述する
動的荷重テストによつて定められる。合金の各種
耐性を定量的に定めるのは容易ではない。これは
数値が試験装置の設計によつて変わり又試験条件
によつても変わりそしてこれら装置及び条件は当
業界で標準化されていないからである。 本発明の軸受合金においてCu及び／又はMgを
0.1〜２重量％含有する。Cu及び／又はMgはア
ルミニウムマトリツクスの硬さに重要な作用を及
ぼしそして高温における硬度の低下を少なくす
る。合金の硬さは上記範囲においてCu及び／又
はMgの量と共に高くなるが耐焼付性は低下す
る。従つてCu及び／又はMgの量は硬さと耐焼付
性が軸受合金で所望のバランスをするように選ば
れる。合金の硬さの増加はCu及び／又はMgが
0.1重量％未満では得られない。これらの金属の
量が2.0重量％を越えると軸受合金の圧延性が悪
化し耐食性が低下する。更にMgはアルミニウム
マトリツクス中で固溶体として存在しその量が
2.0重量％を越える場合は焼鈍中に折出しやす
い。 Cr及び／又はMnを0.1〜１重量％本発明の軸受
合金に加えると高温におけるアルミニウム合金の
硬さ低下を防止することに有効である（ただし
Cu及び／又はMgの添加の場合よりも程度は低
い）。Cr及び／又はMnの量が0.1重量％未満であ
ると高温硬さの改良は期待できない。1.0重量％
を越える量の添加では効果がみられない。Cr及
び／又はMnは微細な折出物をアルミニウムマト
リツクス中で形成する。Cr及び／又はMnはCu及
び／又はMg添加の効果をも高める。 本発明の軸受合金のマトリツクスのヴイツカー
ス硬さは30〜60Hvであることが好ましい。アル
ミニウムマトリツクスが軟かすぎると軸受の負荷
能力が不十分であり荷重が軸受に加えられた時に
ケイ素粒子が表面に押し込まれる。アルミニウム
マトリツクスが硬すぎると、軸が軸受面に接触し
たときにケイ素粒子が表面から除かれ再び埋めこ
まれることはなく軸と軸受の間を転がつて過剰な
摩耗の原因となる。 本発明のアルミニウム系軸受合金はガス炉にお
いてアルミニウムを溶解しそして所望量のSiを添
加しそして合金の所望の性質によつて通常の方法
によつて溶融アルミニウムにCu、Mg、Mn及
び／又はCrを所望量添加して調製される。溶融
合金を鋳造しそして鋳造合金を皮削、必要ならば
繰返し圧延及び焼鈍の処理を行つて所望の厚さの
軸受合金片を得るにはスリツテイング、焼鈍、サ
ンドブラスト処理、ブラツシング等を行う。これ
らの軸受合金片は次に裏金鋼板に通常の圧接法に
よつて張りつけバイメタル片を得、これを次に焼
鈍及び巻き取りする。焼鈍されたこれらのバイメ
タル片は次に軸受素材に加工される。本発明の方
法において上記各段階それ自体はアルミニウム系
軸受の調製に関連する分野で知られており例えば
米国特許第3078563、3093885、3104135、
3167404、3300836、3300838及び3384950において
知られている。これらの特許に開示されたアルミ
ニウム系軸受合金の製造法を参考として挙げる。 軸受合金における球状ケイ素粒子の寸法及び個
数の制御すなわち少なくとも５ミクロンの寸法を
もつ少なくとも５個の粒子、は従来技術において
開示されていない条件によつて鋳造合金を制御焼
鈍することによつて得られる。特に本発明の方法
においては鋳造合金の圧延及び焼鈍の間に280〜
550℃の温度で1.5〜６時間焼鈍を行う。スリツテ
イングに続いて350℃より高く550℃以下の温度で
1.5〜６時間焼鈍を行い、続いて１時間200℃より
低い速度で制御冷却を行う。裏金鋼板への圧接に
続いて300〜400℃の温度で１〜２時間焼鈍を行
う。 ケイ素粒子の形状、寸法及び個数が特定された
アルミニウム系軸受合金及び部品を得るために本
発明において採用した方法と従来方法の相違につ
いては第１表より理解が進むであろう。 上述のように本発明によるアルミニウム系軸受
部品はアルミニウム系軸受合金を裏金鋼板に常法
により圧接することにより又300〜400℃で１〜２
時間得られた部品を焼鈍することにより得られ
る。本発明によるアルミニウム系軸受部品は従来
のアルミニウム系合金では必要であつた鉛オーバ
ーレイ層又はオーバーレイ板の必要がなく高荷重
の条件下で内燃機関用軸受として使用される。
であり、さらに詳しく述べるならば特定寸法のケ
イ素粒子が特定個数アルミニウムマトリツクスに
分散したアルミニウム系軸受合金に関するもので
ある。 アルミニウム合金は内燃機関の軸受として、例
えばコンロツド軸受及びクランクシヤフト軸受と
して自動車又は舶用エンジンに使用されている。
これらの軸受はエンジン環境における腐食に対し
て耐食性をもつているので上述の用途に極めて適
している。 内燃機関用軸受として使用される材料は高荷重
及び高温に耐えることが要求される。従つて近年
上記エンジンでみられる状況において耐焼付性、
耐疲労性及び耐摩耗性が高いアルミニウム系軸受
合金を提供するために多くの努力がなされてい
る。 アメリカ特許第4153756号によれば高温条件下
での軟化程度が低く、従つて疲労強度が高いAl
―Sn系軸受合金が開示されている。10〜30重量
％のスズ及び残部がアルミニウムからなる基本合
金にクロム又はジルコニウムを添加することによ
つてこの合金がつくられている。又この合金に銅
もしくは銅とベリリウムの両方を加えてもよいと
される。 3.5〜35重量％のSn、0.1〜1.0重量％のCr及び
Si、Cr、Mn、Sb、Ti、Zr、Ni及びFeからなる群
から選ばれた一種以上を合計量で１〜10重量％含
み、残りがアルミニウムであるAl―Sn系軸受合
金も従来技術において疲労強度が高く又更に耐摩
耗性も良好な合金として開示されている。 G.C.Pratt及びC.A.PerkinsがAluminum Based
Crankshaft Bearings for the High Speed
Diesel Engine，SAE Technical paper Series
810199（1981）に発表した論文によれば高速デイ
ーゼルエンジン用エンジン軸受ライニング合金の
発展及びSi（11重量％），Cu（１重量％）及び残
部がAlからなる合金が記述されている。この記
述によればこの合金は鉛青銅と比べて潤滑がまば
らで且つミスアライメンドが制御された状態の試
験装置で耐焼付性が良好であるとされている。更
に鋳造工程を採用し又以下合金をバイメタルに加
工することによつて、ケイ素粒子の寸法が数ミク
ロンに制限されること、又ケイ素粒子寸法が適合
性（この論文には軸受合金が極部的に鋼の対向面
に圧接されることへの抵抗と定義されている）、
の程度を決定する重要なフアクターであり、粗い
粒子が完全にない場合だけ高度の要求が満足され
ると述べられている。鋳造工程及び合金をバイメ
タルへ加工することは詳しくは述べられておらな
い。 しかしながら、アルミニウム系軸受合金にケイ
素を単に含有させても近年の内燃機関にみられる
過酷な負荷及び温度条件において耐焼付性、耐疲
労性及び耐摩耗性が常に優れていることとはなら
ず、特に球状黒鉛鋳鉄又はその他の粗い材料より
なるシヤフトが用いられている自動車のエンジン
においては特にこの問題がある。 従つて本発明の目的は、高荷重及び高温の条件
下で耐焼付性、耐疲労性及び耐摩耗性が常に良好
にバランスしており特に球状鋳鉄材料と組み合わ
せてスラストタイプの軸受面として使用した場合
にこれらの性質が常に良好にバランスしているア
ルミニウム系軸受合金及び軸受部品を提供するこ
とである。 本発明によると、重量百分率で0.5ないし５重
量％のSiを含有し、且つ断面3.56×10-2mm2当り少
なくとも５ミクロンのSi粒子を少なくとも５個含
有するアルミニウム系軸受合金が提供される。本
発明の合金は、任意成分として、Cu及びMgより
なる群より選択された少なくとも１種の元素を
0.1〜２重量％さらに含有し、又はCu及びMgよ
りなる群より選択された少なくとも１種の元素を
0.1〜２重量％と、Cr及びMnよりなる群より選択
された少なくとも１種の元素を0.1〜１重量％
と、を含有し、あるいは0.1〜１％のCrをさらに
含有することができる。 本発明の他の態様によると軸受合金を裏金鋼板
に圧接することにより軸受材料が提供される。 本発明のアルミニウム系軸受合金は0.5〜５重
量％のSiを含んでいる。本発明の軸受合金の優れ
た耐焼付性、耐疲労性及び耐摩耗性は合金のSi含
有量が0.5重量％未満であると得られない。Siの
含有量が５重量％を越えると、Si量の増大と共に
耐疲労性が低下する。Siの量が５重量％を越える
と合金の耐摩耗性及び強度が、低下する。Siの含
有量は２〜５重量％が好ましい。 本発明の合金のアルミニウムマトリツクスには
Siは折出物の形態で存在している。軸受合金の断
面積の3.56×10-2mm2当り少なくとも５個のSi粒子
が少なくとも５ミクロンの直径を有する球状
（nodular）粒子でなければならない。ここで粒子
の形状を定義するために用いた「球状」とは平た
んな薄片状又は針状粒子は異なり不規則な丸い塊
状の意味である。平たんもしくは針状の粒子は脆
くそして使用中に崩壊しやすく又軸受合金の耐焼
付性に悪影響を及ぼすために、球状粒子であるこ
とが必要である。 又ここで用いた「直径」という語句は合金の断
面積において粒子の最大寸法をさすものである。 少なくとも５ミクロンの直径すなわち寸法をも
つ球状Si粒子が少なくとも５個軸受合金の3.56×
10-2mm2の断面積に存在しなければならない。3.56
×10-2mm2の面積は便宜上選択されそして発明者の
顕微鏡装置の視野にもとづいている。単位面積あ
たりのケイ素粒子の個数を適切な変換フアクター
を用いて修正することができる。例えば、上述の
粒子個数／面積の限定は1.4×108粒子／m2に相当
する。又軸受合金の断面積当りの粒子個数は合金
板の水平断面によつて決められる。すなわち後述
の方法によつて調製された板の表面に平行な断面
（そしてその表面に垂直で見る）である。合金板
の垂直断面で測定したSi粒子の寸法は水平断面で
測定したものより小さい。更に、合金板を機械加
工した直後の表面では上記数値限定は満されない
こともあろう。 ケイ素の球状粒子が５ミクロン未満であれば、
優れた耐焼付性又は耐摩耗性は満されない。他方
Si粒子の寸法には約40ミクロンの事実上の上限が
ある。なぜならば粒子が40ミクロンを越える軸受
合金ではその機械加工が困難となるからである。 所望のレベルの耐焼付性を達成するためには合
金の断面3.56×10-2mm2当りの少なくとも５ミクロ
ンのサイズを有する球状粒子が少なくとも５個で
なければならない。なんらかの寸法の粒子の最大
数は合金に含有されるSi量によつて制限されるこ
とは当然である。典型的場合についていえば、本
発明のアルミニウム系軸受合金の所望の性質は、
少なくとも５ミクロン、特に５〜40ミクロンの間
の寸法の粒子の個数が合金中のSi量に基いて可能
な最大個数より少なく、残部のSiは５ミクロン未
満のケイ素であるときに達成される。 本発明による軸受合金の耐焼付性は球状Si粒子
の寸法増大と共に高められる。他方粒子の寸法が
大きいと軸受合金の耐疲労性が低下する傾向があ
るために大きい粒子の個数は制限される。最高の
耐焼付性を有する軸受合金を得るためには、断面
の3.56×10-2mm2当り５ミクロン以上の直径の粒子
が少なくとも５個であつて又直径10ミクロンより
大きい粒子が少なくとも５個であることが好まし
い。更に好ましくは、上記単位面積当り５ミクロ
ン以上の寸法の粒子が５個以上、10ミクロンを越
える粒子が少なくとも５個以上、そして20ミクロ
ンを越える粒子（上述の理由のように約40ミクロ
ン以下とする）が少なくとも１個以上とする。し
かし耐焼付性が最高の本発明の軸受合金では耐疲
労性が以下の表によつて記述するように若干低
い。 上述のように制限を課して制御したSi粒子の形
状、寸法及び個数が本発明の合金の耐焼付性を改
良する理由はアルミニウム系軸受とこの軸受によ
つて支持されている軸との間で起こるよく知られ
た接着（adhesion）現象がSi粒子の能力によつて
防止されるためであり、又軸の表面粗さを少なく
する能力をSi粒子がもつているからと考えられ
る。アルミニウムは回転する軸にこすりとられそ
して軸に粘着するが、軸上のアルミニウムは軸受
のアルミニウムに粘着する傾向がある。球状Si粒
子はアルミニウムを軸から取除くと考えられる。 用いられた軸が硬く且つ粗い表面を有する場
合、特に球状黒鉛鋳鉄軸を用いる場合本発明のア
ルミニウム系軸受のSi粒子が軸受によつて支持さ
れている軸の表面粗さを少なくする外見上の能力
が顕著となる。従来のアルミニウム系軸受では軸
の表面の黒鉛粒子の囲りに形成された研摩バリが
軸受材料の表面を研削し又は摩耗させる傾向があ
る。本発明の合金の球状Si粒子はこれに対してそ
の個数及び寸法を上述のように定めたので球状黒
鉛鋳鉄軸の表面粗さを滑らかにすると考えられ
る。Si粒子の形状、寸法及び個数を上述のように
制御しなければ本発明の軸受合金の優れた耐摩耗
性及び耐焼付性は得られないことに注意すべきで
ある。 本発明の軸受合金の耐焼付性、耐疲労性及び耐
摩耗性は合金の実施例に関連して以下で詳述する
動的荷重テストによつて定められる。合金の各種
耐性を定量的に定めるのは容易ではない。これは
数値が試験装置の設計によつて変わり又試験条件
によつても変わりそしてこれら装置及び条件は当
業界で標準化されていないからである。 本発明の軸受合金においてCu及び／又はMgを
0.1〜２重量％含有する。Cu及び／又はMgはア
ルミニウムマトリツクスの硬さに重要な作用を及
ぼしそして高温における硬度の低下を少なくす
る。合金の硬さは上記範囲においてCu及び／又
はMgの量と共に高くなるが耐焼付性は低下す
る。従つてCu及び／又はMgの量は硬さと耐焼付
性が軸受合金で所望のバランスをするように選ば
れる。合金の硬さの増加はCu及び／又はMgが
0.1重量％未満では得られない。これらの金属の
量が2.0重量％を越えると軸受合金の圧延性が悪
化し耐食性が低下する。更にMgはアルミニウム
マトリツクス中で固溶体として存在しその量が
2.0重量％を越える場合は焼鈍中に折出しやす
い。 Cr及び／又はMnを0.1〜１重量％本発明の軸受
合金に加えると高温におけるアルミニウム合金の
硬さ低下を防止することに有効である（ただし
Cu及び／又はMgの添加の場合よりも程度は低
い）。Cr及び／又はMnの量が0.1重量％未満であ
ると高温硬さの改良は期待できない。1.0重量％
を越える量の添加では効果がみられない。Cr及
び／又はMnは微細な折出物をアルミニウムマト
リツクス中で形成する。Cr及び／又はMnはCu及
び／又はMg添加の効果をも高める。 本発明の軸受合金のマトリツクスのヴイツカー
ス硬さは30〜60Hvであることが好ましい。アル
ミニウムマトリツクスが軟かすぎると軸受の負荷
能力が不十分であり荷重が軸受に加えられた時に
ケイ素粒子が表面に押し込まれる。アルミニウム
マトリツクスが硬すぎると、軸が軸受面に接触し
たときにケイ素粒子が表面から除かれ再び埋めこ
まれることはなく軸と軸受の間を転がつて過剰な
摩耗の原因となる。 本発明のアルミニウム系軸受合金はガス炉にお
いてアルミニウムを溶解しそして所望量のSiを添
加しそして合金の所望の性質によつて通常の方法
によつて溶融アルミニウムにCu、Mg、Mn及
び／又はCrを所望量添加して調製される。溶融
合金を鋳造しそして鋳造合金を皮削、必要ならば
繰返し圧延及び焼鈍の処理を行つて所望の厚さの
軸受合金片を得るにはスリツテイング、焼鈍、サ
ンドブラスト処理、ブラツシング等を行う。これ
らの軸受合金片は次に裏金鋼板に通常の圧接法に
よつて張りつけバイメタル片を得、これを次に焼
鈍及び巻き取りする。焼鈍されたこれらのバイメ
タル片は次に軸受素材に加工される。本発明の方
法において上記各段階それ自体はアルミニウム系
軸受の調製に関連する分野で知られており例えば
米国特許第3078563、3093885、3104135、
3167404、3300836、3300838及び3384950において
知られている。これらの特許に開示されたアルミ
ニウム系軸受合金の製造法を参考として挙げる。 軸受合金における球状ケイ素粒子の寸法及び個
数の制御すなわち少なくとも５ミクロンの寸法を
もつ少なくとも５個の粒子、は従来技術において
開示されていない条件によつて鋳造合金を制御焼
鈍することによつて得られる。特に本発明の方法
においては鋳造合金の圧延及び焼鈍の間に280〜
550℃の温度で1.5〜６時間焼鈍を行う。スリツテ
イングに続いて350℃より高く550℃以下の温度で
1.5〜６時間焼鈍を行い、続いて１時間200℃より
低い速度で制御冷却を行う。裏金鋼板への圧接に
続いて300〜400℃の温度で１〜２時間焼鈍を行
う。 ケイ素粒子の形状、寸法及び個数が特定された
アルミニウム系軸受合金及び部品を得るために本
発明において採用した方法と従来方法の相違につ
いては第１表より理解が進むであろう。 上述のように本発明によるアルミニウム系軸受
部品はアルミニウム系軸受合金を裏金鋼板に常法
により圧接することにより又300〜400℃で１〜２
時間得られた部品を焼鈍することにより得られ
る。本発明によるアルミニウム系軸受部品は従来
のアルミニウム系合金では必要であつた鉛オーバ
ーレイ層又はオーバーレイ板の必要がなく高荷重
の条件下で内燃機関用軸受として使用される。
【表】
以下の記述及びデータを参照として添附図面を
説明することによつて本発明の理解を更に深め
る。 以下、添附図面に示された耐焼付性、耐疲労性
及び耐摩耗性は第２表の条件で測定された。耐焼
付性のテストは油温が一定である場合に焼付をも
たらすに必要な静的荷重を測定したものである。
耐疲労テストは動荷重条件下で且つ温度が一定の
潤滑油を強制潤滑した条件で3000rpmで回転する
焼入材料製軸を用い応力を107回繰返した場合の
疲労限界を測定したものである。耐摩耗性テスト
は一定時間一定速度で回転する軸に対して一定の
荷重を加えた場合の軸受材料の摩耗量を測定した
ものである。 本発明のアルミニウム系軸受合金は第１表の条
件を用いて記述した方法により調製された。それ
ぞれの合金はアルミニウムの他に0.5重量％Cu及
び0.4重量Crを含有し、Siの含量は以下の表Ａに
示した通りである。焼鈍後の冷却条件は制御され
なかつた。製法の第８段階の焼鈍及び冷却条件を
制御してＡに示すようにそれぞれの合金が５〜10
ミクロンの寸法の球状Si粒子を33〜38個、10以上
20ミクロン以下の寸法のSi粒子を10〜18個、そし
て20ミクロンをこえ40ミクロン以下の寸法のSi球
状粒子を２〜４個、Siの残部は５ミクロン未満の
粒子であるようにした。
説明することによつて本発明の理解を更に深め
る。 以下、添附図面に示された耐焼付性、耐疲労性
及び耐摩耗性は第２表の条件で測定された。耐焼
付性のテストは油温が一定である場合に焼付をも
たらすに必要な静的荷重を測定したものである。
耐疲労テストは動荷重条件下で且つ温度が一定の
潤滑油を強制潤滑した条件で3000rpmで回転する
焼入材料製軸を用い応力を107回繰返した場合の
疲労限界を測定したものである。耐摩耗性テスト
は一定時間一定速度で回転する軸に対して一定の
荷重を加えた場合の軸受材料の摩耗量を測定した
ものである。 本発明のアルミニウム系軸受合金は第１表の条
件を用いて記述した方法により調製された。それ
ぞれの合金はアルミニウムの他に0.5重量％Cu及
び0.4重量Crを含有し、Siの含量は以下の表Ａに
示した通りである。焼鈍後の冷却条件は制御され
なかつた。製法の第８段階の焼鈍及び冷却条件を
制御してＡに示すようにそれぞれの合金が５〜10
ミクロンの寸法の球状Si粒子を33〜38個、10以上
20ミクロン以下の寸法のSi粒子を10〜18個、そし
て20ミクロンをこえ40ミクロン以下の寸法のSi球
状粒子を２〜４個、Siの残部は５ミクロン未満の
粒子であるようにした。
【表】
【表】
これらの合金の耐焼付性を第２表に焼付試験器
Ａとして示された条件を用いて測定した。比較の
ためにAl―Si―Cu（１重量％）の合金を従来法
によつて調製して、Si粒子の寸法が５ミクロン未
満であるようにした。得られたデーターを第１図
に示す。 第１図を参照すると明らかなように本発明のア
ルミニウム系軸受合金ではSi粒子の形状、寸法及
び個数が制御されているので、５ミクロン未満の
粒子を含む同様の合金よりも耐焼付性が良好であ
ることがわかる。
Ａとして示された条件を用いて測定した。比較の
ためにAl―Si―Cu（１重量％）の合金を従来法
によつて調製して、Si粒子の寸法が５ミクロン未
満であるようにした。得られたデーターを第１図
に示す。 第１図を参照すると明らかなように本発明のア
ルミニウム系軸受合金ではSi粒子の形状、寸法及
び個数が制御されているので、５ミクロン未満の
粒子を含む同様の合金よりも耐焼付性が良好であ
ることがわかる。
【表】
表Ａの合金の耐疲労性を第２表に疲労試験器Ｂ
として列挙した条件で測定した。第２図に疲労荷
重のデータを示す。本発明の合金の耐疲労性はSi
含有量が0.5〜5.0重量％の範囲で変わる場合に比
較的一定であるがSi含有量が５重量％を越えると
低下することがわかる。 表Ａの合金の耐摩耗性を第２表に摩耗試験器Ｃ
として列挙した条件によつて測定した。これらの
合金の摩耗データを第３図に示す。比較のための
合金Al―Si―Cu(1)合金はSi粒子の寸法が５ミク
ロン未満であり同様にそのデータを第３図に示
す。 Si粒子の形成が制御された本発明のアルミニウ
ム系軸受合金は耐摩耗性が極めて良好なことがわ
かる。 Si3重量％、Cu0.5重量％、及びCr0.4重量％、
残部がアルミニウムである組成の本発明のアルミ
ニウム系軸受合金を上述の方法で調製し第１表に
示した本発明の方法条件を用いて調製した。第８
段階における焼鈍条件は試料Ａ―１からＡ―３、
Ｂ―１からＢ―３、Ｃ―１からＣ―３及びＤ―１
からＤ―３を製造するように変化させ、これらの
試料の合金では表Ｂに示すように球状Si粒子の分
布を変えた。 本発明によるアルミニウム系軸受合金の硬さへ
のCu及び／又はMgの作用を第４図のデータによ
つて示す。第４図はアルミニウムの他に３重量％
のSi、0.4重量％のCr及びCu含有量を変えて含有
させた合金の硬さを25℃において示したものであ
る。合金の調製に用いられた焼鈍条件（第１表の
第８段階に相当する）を制御して表Ｂの合金Ｄ―
２に類似するSi粒子分布をもつようにした。Cu
の含有量は合金の硬さに重要な影響をもつことが
わかる。
として列挙した条件で測定した。第２図に疲労荷
重のデータを示す。本発明の合金の耐疲労性はSi
含有量が0.5〜5.0重量％の範囲で変わる場合に比
較的一定であるがSi含有量が５重量％を越えると
低下することがわかる。 表Ａの合金の耐摩耗性を第２表に摩耗試験器Ｃ
として列挙した条件によつて測定した。これらの
合金の摩耗データを第３図に示す。比較のための
合金Al―Si―Cu(1)合金はSi粒子の寸法が５ミク
ロン未満であり同様にそのデータを第３図に示
す。 Si粒子の形成が制御された本発明のアルミニウ
ム系軸受合金は耐摩耗性が極めて良好なことがわ
かる。 Si3重量％、Cu0.5重量％、及びCr0.4重量％、
残部がアルミニウムである組成の本発明のアルミ
ニウム系軸受合金を上述の方法で調製し第１表に
示した本発明の方法条件を用いて調製した。第８
段階における焼鈍条件は試料Ａ―１からＡ―３、
Ｂ―１からＢ―３、Ｃ―１からＣ―３及びＤ―１
からＤ―３を製造するように変化させ、これらの
試料の合金では表Ｂに示すように球状Si粒子の分
布を変えた。 本発明によるアルミニウム系軸受合金の硬さへ
のCu及び／又はMgの作用を第４図のデータによ
つて示す。第４図はアルミニウムの他に３重量％
のSi、0.4重量％のCr及びCu含有量を変えて含有
させた合金の硬さを25℃において示したものであ
る。合金の調製に用いられた焼鈍条件（第１表の
第８段階に相当する）を制御して表Ｂの合金Ｄ―
２に類似するSi粒子分布をもつようにした。Cu
の含有量は合金の硬さに重要な影響をもつことが
わかる。
【表】
【表】
本発明のアルミニウム系軸受合金の硬さ（200
℃）に及ぼすCr含有量の影響を第５図に示す。
第５図の合金は３重量％のSi、0.5重量％のCuを
含有し、Cr含有量を変えており、残部がアルミ
ニウムである。合金の調製においてはSi粒子の分
布が表Ｂの合金Ｄ―２のようにした。合金の硬さ
はCr含有量の増加と共に増加することがわか
る。（ただしCrがAl合金の硬さにおよぼす影響は
Cuのものほど大きくはない） 各種Si含有量をもつ本発明によるアルミニウム
系軸受合金の耐焼付性及び耐疲労性が優れている
ことを示すために、Cu含有量が0.5重量％、Cr含
有量が0.4重量％及びSi含有量が表Ｃに示す値で
あり、残部がアルミニウムからなる軸受合金を上
述の方法により又第１表に列挙した本発明の方法
条件を用いて調製した。焼鈍条件（第１表の工程
８）を表Ｃに示すようなSi粒子の個数及び寸法分
布が得られるように変化させた。 表ＣのデータはそれぞれのSi含有量について合
金の耐焼付性がSi粒子の個数及び寸法と共に増大
し、一方耐疲労性は大きいSi粒子を含有する軸受
合金については若干低くなることを示している。
℃）に及ぼすCr含有量の影響を第５図に示す。
第５図の合金は３重量％のSi、0.5重量％のCuを
含有し、Cr含有量を変えており、残部がアルミ
ニウムである。合金の調製においてはSi粒子の分
布が表Ｂの合金Ｄ―２のようにした。合金の硬さ
はCr含有量の増加と共に増加することがわか
る。（ただしCrがAl合金の硬さにおよぼす影響は
Cuのものほど大きくはない） 各種Si含有量をもつ本発明によるアルミニウム
系軸受合金の耐焼付性及び耐疲労性が優れている
ことを示すために、Cu含有量が0.5重量％、Cr含
有量が0.4重量％及びSi含有量が表Ｃに示す値で
あり、残部がアルミニウムからなる軸受合金を上
述の方法により又第１表に列挙した本発明の方法
条件を用いて調製した。焼鈍条件（第１表の工程
８）を表Ｃに示すようなSi粒子の個数及び寸法分
布が得られるように変化させた。 表ＣのデータはそれぞれのSi含有量について合
金の耐焼付性がSi粒子の個数及び寸法と共に増大
し、一方耐疲労性は大きいSi粒子を含有する軸受
合金については若干低くなることを示している。
【表】
【表】
表Ｄに示す組成及び球状Si粒子を有する本発明
の軸受合金を第１表に列挙したプロセス条件で調
製した。比較のために、Al―Si―Cu（1wt％）合
金のSi含有量を変化させ、Si粒子を５ミクロン未
満としたもの（供試材No.21〜24）、Si粒子形成を
制御しなかつたAl―Si（20wt％）合金（供試材
No.25）も同様に調製し、試験した結果を表Ｄに示
す。表Ｄのデータが示すところによると、本発明
のアルミニウム系軸受合金も比較例の合金より優
れた耐焼付性及び耐摩耗性を有している。
の軸受合金を第１表に列挙したプロセス条件で調
製した。比較のために、Al―Si―Cu（1wt％）合
金のSi含有量を変化させ、Si粒子を５ミクロン未
満としたもの（供試材No.21〜24）、Si粒子形成を
制御しなかつたAl―Si（20wt％）合金（供試材
No.25）も同様に調製し、試験した結果を表Ｄに示
す。表Ｄのデータが示すところによると、本発明
のアルミニウム系軸受合金も比較例の合金より優
れた耐焼付性及び耐摩耗性を有している。
【表】
【表】
以上、本発明を幾つかの実施態様に関連して記
述したが、本発明を限定する意図ではなく、特許
請求の範囲内において実施態様が種々ありうるこ
とを理解されたい。
述したが、本発明を限定する意図ではなく、特許
請求の範囲内において実施態様が種々ありうるこ
とを理解されたい。
第１図は本発明のアルミニウム系軸受合金及び
Al―Si―Cu（１重量％）合金―但しケイ素粒子
は５ミクロン未満―の焼付単位荷重を合金のケイ
素含有量の関数として示すグラフ、第２図は本発
明のアルミニウム系軸受合金の疲労単位荷重（耐
疲労性）を合金のケイ素含有量の関数として示す
グラフ、第３図は本発明のアルミニウム系軸受合
金の耐摩耗性をSi含有量に対して示し、ケイ素粒
子が５ミクロン未満のAl―Si―Cu（１％）合金
と共に示したグラフ、第４図は本発明のアルミニ
ウム系軸受合金の硬さ（Hv）を合金のCu含有量
の関数として示したグラフ、第５図は本発明のア
ルミニウム系軸受合金の硬さ（Hv）を合金のCr
含有量の関数として示したグラフである。
Al―Si―Cu（１重量％）合金―但しケイ素粒子
は５ミクロン未満―の焼付単位荷重を合金のケイ
素含有量の関数として示すグラフ、第２図は本発
明のアルミニウム系軸受合金の疲労単位荷重（耐
疲労性）を合金のケイ素含有量の関数として示す
グラフ、第３図は本発明のアルミニウム系軸受合
金の耐摩耗性をSi含有量に対して示し、ケイ素粒
子が５ミクロン未満のAl―Si―Cu（１％）合金
と共に示したグラフ、第４図は本発明のアルミニ
ウム系軸受合金の硬さ（Hv）を合金のCu含有量
の関数として示したグラフ、第５図は本発明のア
ルミニウム系軸受合金の硬さ（Hv）を合金のCr
含有量の関数として示したグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量百分率で0.5ないし５重量％のSiを含有
し、Cu及びMgよりなる群より選択された少なく
とも１種の元素を0.1〜２重量％さらに含有し、
且つ直径が少なくとも５ミクロンで40ミクロンを
越えない球状Si粒子を断面3.56×10-2mm2当り少な
くとも５個含有するアルミニウム系軸受合金。 ２ 重量百分率で0.5ないし５重量％のSiを含有
し、Cu及びMgよりなる群より選択された少なく
とも１種の元素を0.1〜２重量％と、Cr及びMnよ
りなる群より選択された少なくとも１種の元素を
0.1〜１重量％と、をさらに含有し、且つ直径が
少なくとも５ミクロンで40ミクロンを越えない球
状Si粒子を断面3.56×10-2mm2当り少なくとも５個
含有するアルミニウム系軸受合金。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US06/311,608 US4471030A (en) | 1981-10-15 | 1981-10-15 | Al-Si Bearing alloy and bearing composite |
| US311608 | 1981-10-15 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58136737A JPS58136737A (ja) | 1983-08-13 |
| JPS6245302B2 true JPS6245302B2 (ja) | 1987-09-25 |
Family
ID=23207649
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57181226A Granted JPS58136737A (ja) | 1981-10-15 | 1982-10-15 | アルミニウム系軸受合金 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4471030A (ja) |
| JP (1) | JPS58136737A (ja) |
Families Citing this family (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62142741A (ja) * | 1985-12-18 | 1987-06-26 | Nippon Light Metal Co Ltd | 耐疲労強度の優れた高強度アルミニウム合金の製造法 |
| JPH04113024A (ja) * | 1990-08-31 | 1992-04-14 | Daido Metal Co Ltd | 非焼付性に優れたＡｌ軸受合金製摺動部材 |
| US5365664A (en) * | 1993-06-22 | 1994-11-22 | Federal-Mogul Corporation | Method of making aluminum alloy bearing |
| JP3010246B2 (ja) * | 1994-04-21 | 2000-02-21 | 大同メタル工業株式会社 | 高温用軸受合金 |
| US5536587A (en) * | 1995-08-21 | 1996-07-16 | Federal-Mogul Corporation | Aluminum alloy bearing |
| US6602363B2 (en) * | 1999-12-23 | 2003-08-05 | Alcoa Inc. | Aluminum alloy with intergranular corrosion resistance and methods of making and use |
| JP2004028242A (ja) * | 2002-06-27 | 2004-01-29 | Daido Metal Co Ltd | 内燃機関用軸受装置 |
| KR20050110934A (ko) * | 2004-05-20 | 2005-11-24 | 현대자동차주식회사 | 자동차 스페이스 프레임의 주조연결부재용 알루미늄합금과 이를 이용한 주조연결부재의 제조방법 |
| AT414128B (de) * | 2004-08-03 | 2006-09-15 | Miba Gleitlager Gmbh | Aluminiumlegierung für tribologisch beanspruchte flächen |
| US20100260445A1 (en) * | 2007-10-11 | 2010-10-14 | Walter Gaertner | Method for producing a sliding bearing element having a bismuth-containing sliding layer |
| JP5437703B2 (ja) * | 2009-06-08 | 2014-03-12 | 大同メタル工業株式会社 | Ａｌ基摺動合金 |
| JPWO2011111603A1 (ja) * | 2010-03-10 | 2013-06-27 | 大同メタル工業株式会社 | Ａｌ基軸受合金 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CA945602A (en) * | 1968-02-12 | 1974-04-16 | Gould Inc. | Fine dispersion aluminum base bearing and method for making same |
| US4153756A (en) * | 1977-01-13 | 1979-05-08 | Taiho Kogyo Co., Ltd. | Aluminum-base bearing alloy and composite |
-
1981
- 1981-10-15 US US06/311,608 patent/US4471030A/en not_active Expired - Lifetime
-
1982
- 1982-10-15 JP JP57181226A patent/JPS58136737A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US4471030A (en) | 1984-09-11 |
| JPS58136737A (ja) | 1983-08-13 |
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