JP2014214827A - アルミニウム合金すべり軸受及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】5〜20%のSnを含有するAl−Sn系又は5〜20%Sn及び0.5〜12%Siを含有するAl−Sn−Si系アルミニウム合金圧延板を鋼裏金と冷間圧延により圧接し、その後焼鈍される方法で製造されるアルミニウム合金すべり軸受の接合強度を高める。【解決手段】アルミニウム合金圧延板がさらに0.5%〜1.5%以下のFeを含有し、かつFe相が分散している圧延板の圧接予定面を、粗さ1〜5μm JIS(Ra)に機械的に削り取り粗面化した後に圧接する。あるいは、アルミニウム合金圧延板にショットブラストにより凹部を形成する。【選択図】図1
Description
本発明はアルミニウム合金すべり軸受及びその製造方法に関するものであり、さらに詳しく述べるならば、アルミニウム合金圧延板を鋼裏金と冷間圧延により圧接するすべり軸受の製造方法に関するものである。
アルミニウム合金軸受材料は、1950年代にAl−20Sn合金が開発され、19
80年代にAl−Sn−Si系合金が開発された(非特許文献1:トライボロジスト Vol.48/No.3/2003、「すべり軸受用材料の変遷」第172−177頁、特に第175頁の3.4項)。これらのアルミニウム合金は、一般には、鋼裏金に圧接されたいわゆる「バイメタル」軸受として供用されている。
80年代にAl−Sn−Si系合金が開発された(非特許文献1:トライボロジスト Vol.48/No.3/2003、「すべり軸受用材料の変遷」第172−177頁、特に第175頁の3.4項)。これらのアルミニウム合金は、一般には、鋼裏金に圧接されたいわゆる「バイメタル」軸受として供用されている。
上記した圧接はストリップ状の各金属帯をロール圧接することにより行われ、圧接後
に焼鈍を行うことにより接着強度を高めている(特許文献1:特公昭62−42983号
公報、第14欄第15−16行、特許文献2:特許第3857503号、段落番号002
7)。焼鈍温度は特許文献1では350℃であり、AlとFeの拡散を起こさせることにより接合強度を高めることを意図している。
に焼鈍を行うことにより接着強度を高めている(特許文献1:特公昭62−42983号
公報、第14欄第15−16行、特許文献2:特許第3857503号、段落番号002
7)。焼鈍温度は特許文献1では350℃であり、AlとFeの拡散を起こさせることにより接合強度を高めることを意図している。
非特許文献2: SAE TECHNICAL PAPER SERIES, 940691, Improvement of
Multi-Layer Aluminum-Silicon-Tin Bearings for High Power Engines Through
Reinforced Intermediate Layer, Yoshiaki Sato et al. International Congress &
Exposition. Detroit, Michigan, Feb. 28 - Mar. 3, 1994 によると、Al−Sn合金中のSnは溶融して、鋼裏金とアルミニウム合金圧延板の界面に引伸ばされ、脆い金属間化合物を形成すると解説されている。これによる欠点を免れる方法として、アルミニウム合金に予めNiめっきを施す、中間層を挟んでアルミニウム合金圧延板と裏金を圧接するなどの方法が示されている。
Multi-Layer Aluminum-Silicon-Tin Bearings for High Power Engines Through
Reinforced Intermediate Layer, Yoshiaki Sato et al. International Congress &
Exposition. Detroit, Michigan, Feb. 28 - Mar. 3, 1994 によると、Al−Sn合金中のSnは溶融して、鋼裏金とアルミニウム合金圧延板の界面に引伸ばされ、脆い金属間化合物を形成すると解説されている。これによる欠点を免れる方法として、アルミニウム合金に予めNiめっきを施す、中間層を挟んでアルミニウム合金圧延板と裏金を圧接するなどの方法が示されている。
バイメタル状アルミニウム合金すべり軸受に関する従来の知見を、接合技術の観点から、要約すると、広義には圧接である。なお、圧接施工においては接合面をワイヤーブラシ、グラインダーで表面処理することが一般的に行われている。接合面の組織に着目すると、裏金とアルミニウム合金圧延板(いわゆる「ライニング」)の接合はFe−Alの拡散接合とSnが介在する接合により実現されている。後者は加熱により母材よりも低温で溶融する金属で母材を接合するいわゆる「ろう接」に相当するが、弱いSnによる接合界面が形成されるか、あるいは界面に脆いFe−Sn系金属間化合物が生成するために望ましくない。この問題は、焼鈍温度・時間を管理することにより、拡散接合の割合を多くすることができるが、Snの溶融は避けられないために、Snの介在を減らすかまたは無くすることで接合強度を保証している。しかしながら、この対策では、軸受性能保証上Sn含有量を多くする必要がある場合には十分に対応することができない。
以下、詳しく説明するように、本発明に係るすべり軸受の製造方法はアルミニウム合金中のFeを有効活用する技術に関するので、すべり軸受用アルミニウム合金に含有されるFeを記載した先行技術文献を引用する。すべり軸受用アルミニウム合金の組成を規定する工業規格又は仕様書においてFeは不純物として扱われているが、次の4件の特許文献ではFeは有用元素として活用されている。
特許文献3:特開昭62−37337号公報は、Al−押出材の断面積比で0.006〜0.040の潤滑成分―5.0〜10.0重量%の親油成分―0.2〜5.0重量%の強化成分からなる押出成形アルミニウム合金に関する。潤滑成分は、Pb、Sn、In、Sb及び/又はBiであり、硬質成分はSiであり、親油成分はZnであり、強化成分はCu、Cr、Mg、Mn、Ni及び/又はFeである。Feはアトマイズ粉の凝固時にAlマトリクスに強制固溶され、その強度を高める。
特許文献4:特許第3207863号は、粒状SiをAlマトリクスに分散させたAl−Sn−Si系溶射合金に関する。この合金の組成は、Al−12〜60%Si−0.1〜30%Snであり、さらに任意成分として7.0%以下のCu、5.0%以下のMg、1.5%以下のFe及び/又は8.0%以下のNiを含有する。任意成分のうちFeは溶射時にAlマトリクスに強制固溶してアルミニウム合金の強度を高める。
本出願人が提案した特許文献1は、Al−Sn系軸受合金圧延板を裏金鋼板に圧接する前に、350〜550℃で焼鈍することにより、該合金に添加されたFe,Siなどを粗大化・塊状化することを提案している。そのアルミニウム合金の組成、組織及び軸受とした場合の構造は次のとおりである。組成―(a)1〜35重量%(以下同じ)のSn、(b)0.5〜11%のMn、Fe、Mo、Ni、Zr、Co、Ti、Sb、Cr及び/又はNb、(c)0.1〜10%のPb、Cd、In、Tl及び/又はBi、(d)0.1〜2%のCu及び/又はMg。組織−前記(b)の元素からなる、又は(b)の元素を含む塊状粒子が形成され、その長径寸法が5〜40μmの粒子が3.56×10-2mm2当り5個以上存在する。また、軸受構造−オーバレイを使用せず、すべり軸受表面の塊状粒子が相手軸との「なじみ」を確保する。
この特許文献においては、Feは0.5%以上存在し、かつ圧接前の焼鈍を行うと塊状粒子となり、なじみ性に寄与するが、少量のFeは微細金属間化合物粒子として存在し、特性向上に寄与しないと説明されている。
この特許文献においては、Feは0.5%以上存在し、かつ圧接前の焼鈍を行うと塊状粒子となり、なじみ性に寄与するが、少量のFeは微細金属間化合物粒子として存在し、特性向上に寄与しないと説明されている。
特許文献2は、「鋳造後、板状に圧延されて裏金に圧接されるアルミニウム系軸受合金において、3〜40質量%のSn、0.5〜7質量%のSi、0.05〜2質量%のFe、0.1〜5質量%のCu、残部がAlおよび不可避的不純物からなり、硬質粒子として、Al−Si−Feの3元系金属間化合物およびSi粒子を含み、且つ、前記鋳造時に急冷して前記金属間化合物の鋳造当初の大きさを40〜55μmに制御することにより、前記硬質粒子のうち、前記金属間化合物からなる硬質粒子が、軸受表面において、最大径1〜20μmで、1mm2当たり6〜100個存在するようにしたことを特徴とするアルミニウム系軸受合金。」(請求項1)に関する。
特許文献1:特公昭62−42983号公報
特許文献2:特許第3857503号明細書
特許文献3:特開昭62−37337号公報
特許文献4:特許第3207863号公報
特許文献2:特許第3857503号明細書
特許文献3:特開昭62−37337号公報
特許文献4:特許第3207863号公報
非特許文献1:トライボロジスト Vol,48/No.3/2003、「すべり軸受用材料の変遷」第172−177頁、特に第175頁の3.4項
非特許文献2: SAE TECHNICAL PAPER SERIES, 940691, Improvement of
Multi-Layer Aluminum-Silicon-Tin Bearings for High Power Engines Through
Reinforced Intermediate Layer, Yoshiaki Sato et al. International Congress &
Exposition. Detroit, Michigan, Feb. 28 ? Mar. 3, 1994
非特許文献2: SAE TECHNICAL PAPER SERIES, 940691, Improvement of
Multi-Layer Aluminum-Silicon-Tin Bearings for High Power Engines Through
Reinforced Intermediate Layer, Yoshiaki Sato et al. International Congress &
Exposition. Detroit, Michigan, Feb. 28 ? Mar. 3, 1994
本発明者らがAl−Sn系アルミニウム合金圧延板を焼鈍温度に加熱して発見した現象を図1に示す。図1の下側はAl−Sn系アルミニウム合金圧延板であり、上側は何もないフリーな状態になっている。即ち、すべり軸受の製造の場合は、上側に鋼裏金が存在するが、焼鈍におけるSnの挙動を実験室で解明するために、上側は何もない状態としている。Al−Sn系アルミニウム合金圧延板の断面組織において白く見えるのはSn相であり、圧延板の表面に見える直径が100〜200μmの球状粒子はSn粒子である。
図1から、融点が低いSnが溶融し、体積が膨張して圧延板表面に噴出する発汗現象が認められる。Sn粒は圧延板の長さ10mmにつき数個〜数百個の割合で存在する。
図1から、融点が低いSnが溶融し、体積が膨張して圧延板表面に噴出する発汗現象が認められる。Sn粒は圧延板の長さ10mmにつき数個〜数百個の割合で存在する。
上記した知見に基づくと、バイメタルの圧接過程では、Al−Sn系アルミニウム
合金圧延板から一旦溶融Snが局部的に噴出し、次に溶融Sn粒がバイメタルの接着面で引伸ばされ、局部的にはいわゆる「ろう接」が行われる;この過程でSn相による接合界面が形成されるか、溶融Snと裏金のFeが反応し、Fe−Sn系金属間化合物が生成すると考えられる。本来バイメタルではAl−Fe拡散接合を優先的に起こすべきであり、Al−Sn系アルミニウム合金圧延板の表面の酸化膜は接合を妨害するから、ワイヤブラシなどで、酸化膜を除去している。しかしながら、上記知見が得られたので、溶融Snをアルミニウム合金圧延板の凹状構造に流入・収容し、接着面での引伸ばしを阻止すると、FeとSnの接触面積を小さくできることに想到する。具体的には、アルミニウム合金圧延板の接合面のワイヤーブラシなどの機械加工を強化し、より粗くする方法がある。しかし、粗さを著しく粗くすると、両方の金属板の真実接触面積が少なくなり、結果としてバイメタルの接着強度が低下する欠点がある。
合金圧延板から一旦溶融Snが局部的に噴出し、次に溶融Sn粒がバイメタルの接着面で引伸ばされ、局部的にはいわゆる「ろう接」が行われる;この過程でSn相による接合界面が形成されるか、溶融Snと裏金のFeが反応し、Fe−Sn系金属間化合物が生成すると考えられる。本来バイメタルではAl−Fe拡散接合を優先的に起こすべきであり、Al−Sn系アルミニウム合金圧延板の表面の酸化膜は接合を妨害するから、ワイヤブラシなどで、酸化膜を除去している。しかしながら、上記知見が得られたので、溶融Snをアルミニウム合金圧延板の凹状構造に流入・収容し、接着面での引伸ばしを阻止すると、FeとSnの接触面積を小さくできることに想到する。具体的には、アルミニウム合金圧延板の接合面のワイヤーブラシなどの機械加工を強化し、より粗くする方法がある。しかし、粗さを著しく粗くすると、両方の金属板の真実接触面積が少なくなり、結果としてバイメタルの接着強度が低下する欠点がある。
よって、本発明は、Al−Sn系又はAl−Sn−Si系アルミニウム合金圧延板を鋼裏金と圧延により圧接し、その後焼鈍するバイメタル状すべり軸受において、Sn含有量が高いアルミニウム合金であっても、Fe−Sn系金属間化合物の生成をできるだけ抑えることによりバイメタルの強度を高めることを目的とする。
さらに、本発明はAl−Sn系又はAl−Sn−Si系合金において従来不純物と考えられていたFeを有効活用することにより、アルミニウム合金と裏金鋼板との接合の際に生成するFe−Sn金属間化合物の生成をできるだけ抑えるすべり軸受の製造方法を提供することを目的とする。
さらに、本発明はAl−Sn系又はAl−Sn−Si系合金において従来不純物と考えられていたFeを有効活用することにより、アルミニウム合金と裏金鋼板との接合の際に生成するFe−Sn金属間化合物の生成をできるだけ抑えるすべり軸受の製造方法を提供することを目的とする。
本発明に係るすべり軸受は、質量%にて、1〜20%のSnを含有するAl−Sn系又は5〜20%Sn及び0.5〜12%Siを含有するAl−Sn−Si系アルミニウム合金圧延板を鋼裏金と、圧延及び焼鈍によりAl−Fe拡散層とSnのろう接面からなる圧接面を形成したすべり軸受において、前記ろう接面に存在するSnの一部が、圧延板の接合面に多数分散形成された凹部に埋収されたSnを含むことを特徴とする。
本発明に係るすべり軸受は、質量%にて、1〜20%のSnを含有するAl−Sn系又は5〜20%Sn及び0.5〜12%Siを含有するAl−Sn−Si系アルミニウム合金圧延板を鋼裏金と冷間圧延により圧接し、その後250〜500℃にて焼鈍するアルミニウム合金すべり軸受の製造方法において、Al−Sn系又はAl−Sn−Si系アルミニウム合金圧延板がさらに0.2%〜1.5%以下のFeを含有し、かつFe相が分散している圧延板の圧接予定面を、粗さ1〜5μm JIS(Ra)に機械的に削り取り粗面化した後に圧接する方法によって製造することができる。
以下、先ず本発明のすべり軸受及び製造方法に共通する事項を説明する。
以下、先ず本発明のすべり軸受及び製造方法に共通する事項を説明する。
本発明が適用される軸受用アルミニウム合金において、Snは潤滑性を付与する必須元素であり、その含有量(質量%、以下同じ)がAl−Sn系にあっては1%未満、Al−Sn−Si系にあっては5%未満であると、耐焼き付き性が低下し、一方20%を超えると、軟質なSn相による強度低下,融点降下により、機械的特性が不良となり、結果として耐摩耗性などが劣化する。好ましい、Sn含有量は2〜18%である。
Siは鋳造時にAl−Si共晶として結晶化し、その後鋳造板の圧延により、Si粒子として微細にアルミニウムマトリクス中に分散して、耐摩耗性を付与する。Si含有量が0.5%未満であると耐摩耗性向上効果がなく、一方、含有量が12%を超えると、アルミニウム合金の靭性が低下し、更に圧延が困難になる。Si粒子は特許文献1の方法により塊状化する必要はなく、微細化された粒子であっても耐摩耗性向上に寄与する。Si粒子の寸法は、特に限定されないが、平均粒径で2μm以上であり、かつ最大粒径は12μm以下が好ましい。好ましいSi含有量は2〜7%である。
本発明が適用されるアルミニウム合金は、工業的に使用されているAl−Sn系及びAl−Sn−Si系すべり軸受合金である。これらのSn、Siなどの基本成分以外に公知の添加元素を含有することができる。即ち、添加成分により軸受性能は改良されるが、Snの発汗が起こることはAl−Sn系及びAl−Sn−Si系合金に特有の現象である。
したがって、本発明の方法が適用されるアルミニウム合金は、0.5%以下のCr,3%以下のCuの少なくとも1種(以下「添加元素」という)を含有することができる。これらの添加元素のうちCrは、Al−Cr系金属間化合物を形成し、アルミニウムマトリクスの強度を向上させる。また、添加元素は後述のFe相に取り込まれる。Crの含有量が0.5%を超えるとアルミニウムマトリクス中に偏析し、圧延性低下などが起こり、好ましくはない。
したがって、本発明の方法が適用されるアルミニウム合金は、0.5%以下のCr,3%以下のCuの少なくとも1種(以下「添加元素」という)を含有することができる。これらの添加元素のうちCrは、Al−Cr系金属間化合物を形成し、アルミニウムマトリクスの強度を向上させる。また、添加元素は後述のFe相に取り込まれる。Crの含有量が0.5%を超えるとアルミニウムマトリクス中に偏析し、圧延性低下などが起こり、好ましくはない。
添加元素のうちCuはアルミニウム合金のマトリクスを強化し、また耐熱性を高める。Cuは後述のFe相にも取り込まれ、その硬度を高める。但し、Cuの添加量が3%を超えると、圧延性低下により、圧延時に割れなどが起こり、好ましくない。
さらに、本発明が適用されるアルミニウム合金は、Mg、Ag、Znのうち少なくとも1種を総量で8%以下、Zr、Mn、V、Sc、Li、Niのうち少なくとも1種を総量で0.5%以下を含有することができる。Mg、Ag、Znは固溶強化をもたらすが、含有量が総量で8%を超えると、金属間化合物の生成、析出や添加元素の晶出による靭性低下により性能が低下するため好ましくない。また、本発明に係るアルミニウム合金は、Zr、Mn、V、Sc、Li、Niのうち少なくとも1種を総量で0.5%以下することができる。Zr、Mn、V、Sc、Li、Niは析出強化をもたらすが、その総量が0.5%を超えると析出粒子の粗大化、偏析により強度向上の作用が得られないため好ましくない。これらの、Mg、Ag、Zn、Zr、Mn、V、Sc、Li、Niを以下「追加元素」という。追加元素のうち、Mn、Ni、Zr、Vは通常のFeの合金元素であるが、含有量が少ないために、Fe相中には痕跡量以下しか取り込まれない。
上記した基本成分、添加元素及び追加元素以外に、地金やスクラップ原料から不可避的にもたらされるPb、In、Biなどの不純物が少量含有される。
上記した基本成分、添加元素及び追加元素以外に、地金やスクラップ原料から不可避的にもたらされるPb、In、Biなどの不純物が少量含有される。
アルミニウム合金圧延板の厚さは、特に制限がないが、一般には、50μm〜2mmである。裏金鋼板は一般にはSPCCなどの低炭素鋼板であり、厚さは特に、制限はないが、一般には0.5mm〜4mmである。続いて、本発明に係るすべり軸受について説明する。
本発明に係るすべり軸受はAl−Sn系又はAl−Sn−Si系アルミニウム合金圧延板(以下「アルミニウム合金圧延板」という)が鋼裏金と広義では圧接により、溶接現象からはAl−Fe拡散接合とSnのろう接により接合されている。
本発明が特徴とする接合を模式的に説明する図2において、28はアルミニウム合金圧延板、28aはワイヤブラシなどで形成された微小凹凸、30は鋼裏金、40はアルミニウム合金圧延板中のSnが溶融して28と30をろう接しているSn層である。28bはアルミニウム合金圧延板の表面にショットブラスト、レーザー加工などで形成された凹部であり、平面図では互いに離れて多数分散している。したがって、Sn層40の下部は凹部28bに埋収されることにより、裏金鋼板30との反応が起こり難くなり、その結果Fe−Sn金属間化合物の生成が抑えられる。なお、埋収の機構については図10を参照して後述する。
本発明が特徴とする接合を模式的に説明する図2において、28はアルミニウム合金圧延板、28aはワイヤブラシなどで形成された微小凹凸、30は鋼裏金、40はアルミニウム合金圧延板中のSnが溶融して28と30をろう接しているSn層である。28bはアルミニウム合金圧延板の表面にショットブラスト、レーザー加工などで形成された凹部であり、平面図では互いに離れて多数分散している。したがって、Sn層40の下部は凹部28bに埋収されることにより、裏金鋼板30との反応が起こり難くなり、その結果Fe−Sn金属間化合物の生成が抑えられる。なお、埋収の機構については図10を参照して後述する。
凹部28bをショットブラストで形成する場合は、直径が0.3〜2.5mm程度のカットワイヤ鋼線、SiC粒子などのアルミニウムより硬度が高い材料の粒子を10〜200m/秒の速度でアルミニウム合金圧延板の上方から下向きに投射することが好ましい。
レーザーの場合は、Ybファイバーレーザーなどのパルスレーザー(出力5〜100W)をアルミニウム合金圧延板に走査することにより、深さが3〜15μm程度の凹部を形成することが好ましい。
本発明の凹部は、切削工具で形成した凹部のように連続していないことが一つの特長である。即ち、連続した凹部では必ずSnが埋収されない場所が存在し、これが圧接強度を低下させる原因となるからである。また、本発明の凹部は分散していることが必要であるが、Sn相の発汗位置との距離については、発汗位置は上述のように顕微鏡的に観察すると多数存在するから、通常の方法でショットブラスト処理でグリッド粒子を圧延板全面と衝突させると、必ず、凹部が発汗位置と近い位置に存在するからである。
レーザーの場合は、Ybファイバーレーザーなどのパルスレーザー(出力5〜100W)をアルミニウム合金圧延板に走査することにより、深さが3〜15μm程度の凹部を形成することが好ましい。
本発明の凹部は、切削工具で形成した凹部のように連続していないことが一つの特長である。即ち、連続した凹部では必ずSnが埋収されない場所が存在し、これが圧接強度を低下させる原因となるからである。また、本発明の凹部は分散していることが必要であるが、Sn相の発汗位置との距離については、発汗位置は上述のように顕微鏡的に観察すると多数存在するから、通常の方法でショットブラスト処理でグリッド粒子を圧延板全面と衝突させると、必ず、凹部が発汗位置と近い位置に存在するからである。
以下詳しく説明する本発明に係る方法は、アルミニウム合金圧延板の鋼裏金との圧接面を機械加工することにより、1〜5μmJIS(Ra)の範囲の粗面化面を形成する。本発明の方法におけるアルミニウム合金圧延板の粗さは圧延板の幅方向に測定するものとする。本発明による機械加工は、切削工具による切削、砥粒による研摩などにより行うことができる。粗面化面の先端の微細凸部はロール圧接の際に鋼材の面で押つぶされるために、次の工程の焼鈍にFe−Alの拡散が起こり易くなる(以下、「拡散促進効果」という)。さらに、粗面化面が形成される際にFe相が削り取られ、後述のSn埋収効果が実現される。この機械加工により形成される粗さが0.5μm未満であると、拡散促進効果が不足し、また後述のFe相が十分に削り取られないために、後述のSn埋収効果も不十分になる。一方、粗さが5μmを超えると、粗面化面の溝が深くなり過ぎるために、拡散促進効果が不十分になる。
アルミニウム合金圧延板は通常コイル状に巻き取られるので、金属をコイルに巻取るコイラーと最終圧延ロールスタンドの間で機械加工を行うことが好ましい。この場合、研摩砥粒はホイール、サンドベルトの表面に接着し、これらを金属帯の面に接触させて研摩を行う。一方、切削加工はホブカッター状の工具により行う。なお、金属帯コイルを一旦巻取った後に巻戻しながら機械加工を行うことも可能である。
アルミニウム合金圧延板は通常コイル状に巻き取られるので、金属をコイルに巻取るコイラーと最終圧延ロールスタンドの間で機械加工を行うことが好ましい。この場合、研摩砥粒はホイール、サンドベルトの表面に接着し、これらを金属帯の面に接触させて研摩を行う。一方、切削加工はホブカッター状の工具により行う。なお、金属帯コイルを一旦巻取った後に巻戻しながら機械加工を行うことも可能である。
図3は、Fe相を形成したAl−Sn−Si系すべり軸受合金圧延板の表面を、図の上下方向に切削した面のSEI像である。この図3から、アルミニウムマトリクスの面は上下方向に直線状切削痕が走っており、一方、不規則形状のFe相では切削痕が、周辺のアルミニウムマトリクスとは、断続し、白色と黒色模様が斑に入り混じった状態になっている。これらの直線状切削痕及び斑状Fe相から次のことが分かる。(イ)軟質なアルミニウムマトリクスは工具により直線状に削り取られる。(ロ)硬いFe相は微小な破片に分断され、破壊される。(ハ)Fe相は全体が工具により削り取られず、残っている部分がある。なお、(ニ)Al−Sn系又はAl−Sn−Si系アルミニウム合金では、Fe量が多いほど、切削後の表面粗さ(JIS(Rz))が小さくなる。この現象は、上記(ロ)の破壊と同時に切削工具の構成刃先であるアルミニウムが、アルミニウム合金中のFeにより削り取られるので、切削が安定化することに関連すると考えられる。
アルミニウム合金圧延板と鋼裏金の圧接は一般に圧下率30〜90%で行い、その後250〜500℃、好ましくは300〜480℃にて焼鈍を行う。
以下、本発明が特徴とするアルミニウム合金中のFeの有効利用について説明する。
以下、本発明が特徴とするアルミニウム合金中のFeの有効利用について説明する。
後述の鋳造時の冷却を制御する方法で製造した、Al−6%Sn−3%Si−2%Feの組成を有する圧延板について各元素の濃度をEPMAカラーマッピングした。このカラーマッピングを白黒の二値化した写真を図4に示す。図4に3列、3行で配列された元素は次のとおりである。なお、上記組成における2%Feは本請求項5の上限を超えているが、カラーマッピングが鮮明であるために、説明に使用する。したがって、本請求項5の範囲の内のFe量のアルミニウム合金に関しても、以下の説明は当てはまる。
図5〜7は表1に示す元素の濃度パターンのスケッチ図である。図5〜7において、20はAlマトリクス、21はFe相、22はSi相である。これらの図を元のカラーマッピングの情報を加えて説明すると、図5ではAlマトリクス20のAl濃度は最高の赤であり、図6ではFe相21のFe濃度は最高濃度の赤から低濃度の青までに分布しており、Alマトリクスの粒界沿って伸びている。図7のFe相21に取り込まれたAlは黄色から青までに分布している。図7に示されるSi相22と同じパターンが図5にも認められ、このパターンからSi相22にはAl−Si共晶であることが分かる。図6と図7はパターンが一致していないので、Al−Si共晶とFe相22の結晶化は別の位置で起こっている。
図8は、図6のFe相の21aのFe濃度及びAl濃度変化を紙面の水平方向で模式的に表したグラフである。図5〜8及びAl−Sn−Si−Fe系アルミニウム合金のAl−Fe擬二元系想定状態図で考察すると、本発明の方法が適用されるアルミニウム合金の組成は、Al−Fe共晶点よりAlリッチ側の亜共晶組成であるために、Al結晶凝固後その粒界に沿ってFe相が伸びており、またアルミニウムが結晶化した後に、FeがSn,Alなどを取り込むために、図8に示すような濃度プロフィールが形成される。
本発明において、Fe相とは、EPMA分析において、Al濃度が最高を示す領域(図4〜6に示す20)の外側にあって、金属Feが検出される領域である。図8に示すように、Alを取り込んだFe相を、Fe−Al二元系状態図を基に説明すると、Fe側21’は、約14重量%のAlを境にしてFeリッチ側は不規則固溶体であり、Alリッチ側は規則固溶体である。さらに、600℃以下ではFe3Al規則格子が形成される。即ち、Fe相の基本的形態は固溶体である。Al側21“はAl中へのFeの固溶度がないために、Feの析出が起こる。Fe相の中心はAlの濃度が低い純鉄に近い組成となっている。
本発明の方法が適用されるAl−Sn系もしくはAn−Sn−Si系合金において、Feの含有量が0.2%未満であると、Fe相の面積割合が少ないために、十分なSn埋収効果が得られない。一方、Feの含有量が1.5%を超えると圧延板の冷間圧延が困難になる。
上記の組成を有するアルミニウム合金溶湯を連続鋳造鋳型に注湯して、厚さが3〜20mmの連続鋳造板を成型する際に、鋳型内溶湯温度から凝固した鋳造板の温度について850〜300℃の温度範囲を2000〜5000℃/分の速度で冷却することにより、Fe相を形成することができる。また、冷却速度を遅くすることにより、Alや添加元素の取り込み量を多くすることができる。
なお、アルミニウム合金圧延板と裏金との間にアルミニウム合金からなる中間層を設けても良い。中間層はSnを含まない、例えば純アルミニウム中間層の場合は、前記圧延板と中間層の接着は拡散接合およびSnのろう接であり、中間層と裏金の接合も拡散接合となる。Al−Snのろう接においては、圧延板に形成された凹部は溶融Snを埋収することができる。Snを含む場合には中間層と裏金との密着力低下を回避するために、少なくとも中間層の裏金側の面に凹部を形成し、中間層のSnを埋収するようにしてもよい。
圧接後に焼鈍されている状態のFe相を含むアルミニウム合金圧延板と裏金の接合面を模式的に示す図9において、図5〜7と同じ参照符号は同じ相、物質などであり、斜線を付した相25はSn相、白抜きで示すFe相の上の黒で塗り潰した箇所21bは、機械加工で削り取られた凹部であり、30は鋼裏金である。なお、前述のように、Fe相は微小破片に破壊されているので、一部は残っているが、作図の都合上全体が除去されたように黒塗り潰し21bで図示した。アルミニウム合金圧延板28の表面部に存在するSn相は表面に噴出し、圧接の圧力により、該圧延板28と鋼裏金30の間の微小間隙を通過して、Sn流16として延伸している。
図10は溶融Snの埋収を説明する模式図である。25’は発汗により噴出したSn粒子である。Fe相が削り取られることにより形成される凹部21bは深さが一般に5〜30μmであり、径(D)は1〜50μmである。Fe相は図4に示されるように間隔がサブμmから数μmであるから、ライニング上に多数存在しており、凹部21bとSnの噴出が起こる箇所の最短間隔DSnもやはりサブμmから数μmである。したがって、噴出箇所から流動するSnは確実に凹部21bに埋収され、埋収量に応じて、Snの広がりが抑えられ、反比例してバイメタルの接合において占めるAl−Fe拡散接合の割合が多くなる。
Fe相を有効活用せず凹部(図2,28b)によりSnを埋収する場合は、図10において、残存Fe相21がなく、凹部28bに発汗により溶融したSn25’が埋収される。即ち、凹部28bはアルミニウム合金圧延板の至るところに多数形成されるために、溶融Sn25’を埋収することができる。但し、ショットブラストの場合は、主として軟らかいアルミウムマトリクスが陥没して凹部を形成し、レーザーの場合は、アルミニウムの組織・組成と関係なく、物質が蒸発することにより凹部が形成されるが、埋収の効果はほとんど同じである。
実施例1
Al−6%Sn−3%Si−1%Feの組成をもつアルミニウム合金溶湯連続鋳造し、厚さが15mmの連続鋳造板を得た。なお、実施例においては先に述べた、鋳造後の冷却速度制御を行い、一方、比較例では上記の温度範囲の制御を行わなかったので、放冷・徐冷となった。これら実施例及び比較例の連続鋳造板を1.5mmに冷間圧延し、圧延板の片面を粗さ2.5μmJIS(Ra)に工具により切削加工した。その後、圧延板を実験室の圧延機で圧延可能な長さに切断し、切削面を鋼裏金(SPCC、厚さ3mm)と重ね合わせ、ロール圧接した。得られたバイメタル状供試材を100mmに切断し、360℃で焼鈍した。
Al−6%Sn−3%Si−1%Feの組成をもつアルミニウム合金溶湯連続鋳造し、厚さが15mmの連続鋳造板を得た。なお、実施例においては先に述べた、鋳造後の冷却速度制御を行い、一方、比較例では上記の温度範囲の制御を行わなかったので、放冷・徐冷となった。これら実施例及び比較例の連続鋳造板を1.5mmに冷間圧延し、圧延板の片面を粗さ2.5μmJIS(Ra)に工具により切削加工した。その後、圧延板を実験室の圧延機で圧延可能な長さに切断し、切削面を鋼裏金(SPCC、厚さ3mm)と重ね合わせ、ロール圧接した。得られたバイメタル状供試材を100mmに切断し、360℃で焼鈍した。
その後、バイメタル状供試材の鋼裏金側を内側として、直径5mmの丸棒の周りに曲げる曲げ試験を行ったところ、本発明実施例のバイメタル状供試材は180°まで曲げが可能であったが、比較例のバイメタル状供試材は120°で破断した。
実施例2
実施例1の比較例のアルミニウム合金圧延板につき、平均粒子径50μmのSiC投射材を、投射速度50m/秒の条件でショットブラストを施し、これを実施例として実施例1と同様にバイメタル状供試材を作成して試験したところ、実施例1の発明例と同じ結果が得られた。
実施例1の比較例のアルミニウム合金圧延板につき、平均粒子径50μmのSiC投射材を、投射速度50m/秒の条件でショットブラストを施し、これを実施例として実施例1と同様にバイメタル状供試材を作成して試験したところ、実施例1の発明例と同じ結果が得られた。
本発明によると、強度が高いバイメタル状すべり軸受合金を得ることができるので、長い走行距離中の自動車運転すべり軸受の信頼性が向上し、さらに、軸受製造工場における品質管理や検査の簡略化などに貢献する。
16−Sn流
20−Alマトリクス
21−Fe相
21b −凹部
22−Si相
25−Sn相
28−アルミニウム合金圧延板
30−鋼裏金
20−Alマトリクス
21−Fe相
21b −凹部
22−Si相
25−Sn相
28−アルミニウム合金圧延板
30−鋼裏金
Claims (5)
- 質量%にて、1〜20%のSnを含有するAl−Sn系又は5〜20%Sn及び0.5〜12%Siを含有するAl−Sn−Si系アルミニウム合金圧延板(以下「圧延板」と略す)を鋼裏金と、圧延及び焼鈍によりAl−Fe拡散層とSnのろう接面からなる接合面を形成したすべり軸受において、前記ろう接面に存在するSnの一部が、圧延板の接合面に多数分散形成された凹部に埋収されたSnを含むことを特徴とするすべり軸受。
- 前記圧延板がさらに0.2%〜1.5%以下のFeを含有し、かつFe相が分散している圧延板の接合面を機械的に削り取ることにより前記凹部が形成されていることを特徴とする請求項1記載のすべり軸受。
- 前記凹部がショットブラストにより形成されていることを特徴とする請求項1記載のすべり軸受。
- 前記凹部がレーザーにより形成されていることを特徴とする請求項1記載のすべり軸受。
- 質量%にて、1〜20%のSnを含有するAl−Sn系又は5〜20%Sn及び0.5〜12%Siを含有するAl−Sn−Si系アルミニウム合金圧延板を鋼裏金と圧延により圧接し、その後250〜500℃にて焼鈍するアルミニウム合金すべり軸受の製造方法において、前記Al−Sn系又はAl−Sn−Si系アルミニウム合金圧延板がさらに0.2%〜1.5%以下のFeを含有し、かつFe相が分散している圧延板の圧接予定面を、粗さ1〜5μm−JIS(Ra)−に機械的に削り取り粗面化した後に圧接することを特徴とするアルミニウム合金すべり軸受の製造方法。
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CN111485142A (zh) * | 2019-01-25 | 2020-08-04 | 苏州慧驰轻合金精密成型科技有限公司 | 一种适用于手机中板的高屈服压铸合金材料及其制备方法 |
US10900102B2 (en) | 2016-09-30 | 2021-01-26 | Honeywell International Inc. | High strength aluminum alloy backing plate and methods of making |
CN112275597A (zh) * | 2020-09-04 | 2021-01-29 | 江苏信轮美合金发展有限公司 | 一种自行车轮圈防腐工艺 |
US11359273B2 (en) | 2015-08-03 | 2022-06-14 | Honeywell International Inc. | Frictionless forged aluminum alloy sputtering target with improved properties |
CN115194294A (zh) * | 2022-06-02 | 2022-10-18 | 东南大学 | 一种铝钢复合材料及其电弧增材制备方法 |
-
2013
- 2013-04-26 JP JP2013093604A patent/JP2014214827A/ja active Pending
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