JPH0114990B2 - - Google Patents
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- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
(1) 技術分野
本発明はアルミニウム系合金軸受の製造方法に
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
ウム系合金軸受の性能を改良しうる製法に関する
ものである。
(2) 背景技術の説明
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。なお、鉛はスズと同様に軟質の元素で
あり、スズと同様にアルミニウム合金に軸受性能
を付与するが、合金中に均一に分散させることが
困難であるので、スズほど合金元素として多用さ
れていない。しかしながらスズ及び鉛は物性的に
は共通の性質を有しているので、スズに加えて鉛
を含有させて、なじみ性を向上させたアルミニウ
ム系合金軸受も使用されている。ここでなじみ性
とは、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又は
摩耗される軸受の性質を、指すものである。
(3‐1) 従来技術の説明（その１−合金材料の説
明）
従来の慣用的方法はスズ又は鉛はアルミニウム
中に含有させ、これによつてなじみ性を発現しよ
うとするものであつた。ここで軸受の製法につい
て若干述べると、鋳造・圧延によつて成形された
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
ころがスズ及び／又は鉛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又は鉛の晶
出物が粗大化し、スズ及び／又は鉛含有アルミニ
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。
よつて、最近の技術によるとスズ又は鉛よりは
硬質の金属をアルミニウム合金に添加することに
より、アルミニウムマトリツクスを強化させ軸受
性能を高める提案がされるに至つた。
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
ではクロム等は極めて微細な硬質のAl−Cr金属
間化合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。
上記特願昭55−851号及び特願昭55−852号で
は、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、軟質なスズ及び／又は鉛粒子により軸受にな
じみ性を付与しようとる思想自体は、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、これらの微細分散微粒子がス
ズ及び／又は鉛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、軟質なスズ及び／又は鉛粒子の形態制
御により間接的にスズ及び／又は鉛含有アルミニ
ウム系合金のなじみ性を改良するという技術思想
にて上記特許出願の記載は首尾一貫しているとい
える。
(3‐2) 従来技術の説明（その２−軸受製法の説
明）
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。
この発明の要点は鋳造状態の比較的粗いケイ素
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
いケイ素含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。
例えば米国特許第3078563、3093885、3104135、
3167404、3300836、3300838及び3384950において
知られているアルミニウム系軸受合金の製法はガ
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Pb、Sn、
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。
これらの公知の製造方法においては、圧延後圧
接前の焼鈍温度は一般には230℃以下、稀には350
℃以下であり、ケイ素粒子は製品中に微細に分散
した状態で存在していた。
(4) 従来技術の問題点の説明
従来のアルミニウム系合金軸受においてはケイ
素等の硬質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
摺動する場合に焼付荷重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
ことも分かつた。
このような発見は、従来の軸受性能向上の考え
方とは全く相反していることの例として
SAE Technical Paper SeriesのAluminium
Based Crankshaft Beasings 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）を挙げる。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（m2）
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。
さらに、従来のアルミニウム系合金軸受は、ア
ルミニウムマトリツクス中の固溶元素量が多過ぎ
るため、耐焼付性及び耐疲労性が十分でなく、特
に回転荷重下での耐疲労性が著しく低いことも分
かつた。
(5) 発明の目的
本発明は、スズ及びケイ素を含有するアルミニ
ウム合金を用いたアルミニウム系合金軸受におい
て、耐焼付性及び耐疲労性にすぐれ、特に回転荷
重下での耐疲労性が良好な軸受を製造する方法を
提供することを目的とする。
(6) 発明の構成の説明
本発明は、重量百分率で３〜15％のスズ及び１
〜９％のケイ素を含有するアルミニウム合金材を
板状又は帯状に鋳造する鋳造工程と、この合金材
を少なくとも１回圧延する圧延工程と、圧延合金
材を切断する切断工程を含んでなるアルミニウム
系合金軸受の製造方法において、前記鋳造工程よ
り後の工程に、合金材を450〜550℃の温度で熱処
理する高温熱処理工程を少なくとも１回含み、か
つ、最後の高温熱処理工程に引き続いて合金材を
300℃／時間以下で冷却する冷却工程を有するこ
とを特徴とする。
本発明のアルミニウム合金は、２％以下の銅及
びマグネシウムの少なくとも１種、１％以下のク
ロム、マンガン、アンチモン及びジルコニウムの
少なくとも１種、及び／又は５％以下の鉛を含有
してもよい。さらに、該アルミニウム合金は、
鉄、チタン等の不純物元素を微量に含有する。
圧延は、熱間あるいは温間圧延でもよいが、省
エネルギの観点から冷間圧延が有利であり、この
場合は能率上許容される加工度までの冷間圧延を
行い、その後焼鈍を行うのが一般的である。ま
た、熱間圧延であると、低融点金属を含むため、
割れなどが発生しやすく、その制御は難しいの
で、この観点からも冷間圧延の方が有利である。
高温熱処理のうち最終工程にて、きわめてゆつく
り冷却すること、すなわち冷却速度が300℃／時
間以下である冷却を行うことが最重要である。
なお、高温熱処理が２回以上ある場合、少なく
ともその最終工程において、高温熱処理に引き続
いて本願の冷却工程をする必要がある。
もちろんこの高温熱処理が１回の場合は、その
工程に引き続いて行えばよいこととなる。
本願は、ケイ素の析出状態を中心とした合金の
ミクロ組織が制御される製造方法である。このた
めには、前述のとおり、高温熱処理のうち最後の
工程での、高温熱処理後の冷却方法が300℃／時
間以下であることが必須である。
以下、本発明の構成を詳しく説明する。
(6‐1) 化学組成
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15％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
としての強度が低下する。一方スズの含有量が
３％未満では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３ないし15
％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３〜８％、小
さいときはスズ含有量と高くする一方、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８〜15％
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の考え、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３〜８％であ
る。
ケイ素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１％未満では該なじ
み作用が不足し、一方９％を越えると疲労強
度、焼付荷重が低下する傾向があり、又軸を摩
耗させる好ましいケイ素含有量は２〜５％未満
である。
後述の本発明の熱処理によると、ケイ素粒子
が５ミクロン以上に粗大化し、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、ここの作用は該５ミクロン以上のケイ素
粒子が3.56×10-2mm2当り５個以上存在している
ときに顕著に認められ、多ければ多いほど顕著
になる。一方、ケイ素粒子の寸法が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
強度が低下する傾向が見られる。本発明の軸受
は相手材が鋼軸の場合も鋳鉄軸の場合も粗大な
ケイ素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、粗大なケイ素粒子を含む
軸受の相手材である軸の加工精度による微細な
凹凸、あるいは軸が球状黒鉛鋳鉄である場合に
ラツプ作用により表面部から黒鉛が脱落して生
じた凹部の周囲を、ケイ素粒子が平坦化し、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、上記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、まして粗大なケイ素粒子などの硬質粒
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鋳鋳
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集し易いので、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
は粗大なケイ素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。
さらに、後述の本発明による熱処理による
と、アルミニウムマトリツクスの改質が図られ
る。アルミニウムマトリツクスは鋳造時にケイ
素を過飽和に固溶している。この過酸和ケイ素
はマトリツクスの強化乃至硬化をもたらし、一
般的な意味でのアルミニウム合金の強度向上に
寄与することにはなるが、軸受の性能向上の観
点からは有害であることを発見した。したがつ
て、本発明者は種々の熱処理条件について検討
した結果、450〜550℃という従来のアルミニウ
ム系軸受合金で採用されていた焼鈍温度よりは
るかに高い熱処理温度を採用することにより軸
受性能を飛躍的に改善した。ここで450℃より
低温ではケイ素粒子の粗粒化はわずかに起こる
がアルミニウムマトリツクスから過飽和ケイ素
を析出させ平衡状態に近づけるには十分ではな
い。一方550℃より高温では、部分溶融したり、
スズの著しい粗大化を誘発したりするので好ま
しくない。
なお、上述の熱処理温度は従来Al−Si合金
において溶体化処理に採用されていた温度であ
る。例えば、特開昭55−12095号によると、針
状のSi結晶を有するAl−Si合金を塑性加工し
て、初晶Siを微細球状化し、次にこれを500℃
にて溶体化処理し、そしてT6処理を行い、Si
相が微細に分散したAl−Si合金が得られてい
る。このような組織のAl−Si合金は本発明の
ものとは全く異なるが、このような異なる結果
が得られている理由については、本発明合金の
スズ相が熱処理中にケイ素の粗粒化に関与して
おり、また本発明では鋳造時に板又は帯材が得
られ、一般の鋳物、ダイカスト等よりは冷却速
度が早いためには鋳造時に過飽和が起こり易い
ことが、おそらく原因であろう。したがつて、
本発明の熱処理は、材料乃至プロセス上の前提
がAl−Si合金の一般的ものと異なつているた
め、溶体化処理ではない。
このような、熱処理によると、過飽和ケイ素
が析出し、またある程度の量の不純物がある場
合は不純物も誘導的に析出するために、アルミ
ニウムマトリツクスは非常に純粋になり、固溶
体強化が極めて少ないマトリツクスとなる。こ
のようなマトリツクスは非常にじん性に富むた
め回転荷重下での疲労に対して極めて強い。よ
つて、本発明によるアルミニウム系合金軸受
は、ケイ素の粗大粒子による耐焼付性と、純粋
なアルミニウムマトリツクスによる回転荷重下
での耐疲労性がバランスした理想的軸受である
ということができる。
(7) 実施態様の説明
(7‐1) 化学組成
本発明のアルミニウム合金軸受は２％以下の
銅及びマグネシウムの１種以上を含有すること
ができる。これらの銅等はほとんど全量が本発
明の熱処理後にもマトリツクスに固溶しており
アルミニウム合金の硬さを高め、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。この銅等の硬さ改善
効果はクロム又はマンガン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。
本発明のアルミニウム合金軸受は、１％以下
のクロム、マンガン、アンチモン及びジルコニ
ウムの１種以上を含有することができる。これ
らのクロム等は本発明による熱処理後にはほと
んどが析出物としてアルミニウム合金中に存在
し、往復動荷重に対する耐疲労性を高める。し
たがつて、クロム等を含有する本発明の軸受
は、本来回転荷重にすぐれているから、きわめ
て優秀な性能を有することとなる。さらに、
鉛、ビスマス、インジウム、タリウム及びカド
ミウムの少なくとも１種を５％以下含有するこ
ともできる。
(7‐2) ケイ素粒子の寸法及び個数制御方法
一般に、Al−Si合金では鋳造過程でケイ素
の多くは針状の共晶結晶として晶出し、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Al−Si合金
薄板中のケイ素粒子はほとんどが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Al合金軸受の製造では
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
焼鈍によつてはケイ素粒子がほとんど粗大化し
ない。これに対して、粗大ケイ素粒子を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ケイ素粒子寸法制
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ケイ素粒
子の寸法制御が至難であり、そうかといつて圧
接時又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ケイ
素含有量によりケイ素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ケイ素粒子とし
て全ケイ素が晶出したと仮定して計算したもの
である。実際には５ミクロン未満のケイ素粒子
は圧接前の高温熱処理により５ミクロン以上の
ケイ素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ケ
イ素粒子制御方法の資料として有用である。
(1) Technical Field The present invention relates to a method for manufacturing an aluminum alloy bearing, and more specifically, to a manufacturing method that can improve the performance of a tin-containing aluminum alloy bearing used as a bearing for an internal combustion engine. (2) Description of Background Art The above aluminum alloys containing tin are generally used as bearings by being pressure-welded to a backing steel plate. Lead, like tin, is a soft element, and like tin, it imparts bearing performance to aluminum alloys, but it is difficult to disperse uniformly in the alloy, so it is not used as frequently as an alloying element. do not have. However, since tin and lead have common physical properties, aluminum alloy bearings containing lead in addition to tin to improve conformability are also used. Compatibility here means that the surface of the bearing is such that the surface of the bearing can always come into contact with the shaft with a lubricating oil film interposed between the bearing and the shaft, depending on the machining accuracy of the shaft, which is the mating material of the bearing. Refers to the property of a bearing that is partially scraped or worn by the shaft during early use. (3-1) Description of the prior art (Part 1 - Description of alloy materials) The conventional method was to incorporate tin or lead into aluminum, thereby creating compatibility. A few words about the manufacturing method of bearings.In order to increase the adhesive strength between the bearing alloy formed by casting and rolling and the backing steel plate, it is essential to annealing the bearing alloy after pressure welding. The process is carried out for a long time at a temperature lower than that at which Al-Fe intermetallic compounds are formed. However, when tin and/or lead-containing aluminum alloys are exposed to high temperatures during the above-mentioned annealing, aluminum crystal grains and tin or lead crystals become coarse in the alloy structure, resulting in tin and/or lead-containing aluminum alloys. The drawback was that the high-temperature hardness and fatigue strength of the steel were reduced. Accordingly, recent technology has led to proposals to strengthen the aluminum matrix and improve bearing performance by adding a metal harder than tin or lead to the aluminum alloy. In Japanese Patent Application No. 1985-851, the applicant proposed an aluminum alloy containing 2.5 to 25% tin, 0.5 to 8% zinc, and 0.1 to less than 1.0% chromium by weight percentage. In addition, the applicant of the present application, in Japanese Patent Application No. 1985-852, stated that in terms of weight percentage, 2.5 to 25%
of tin, 0.5 to 8% zinc and 1 to 7%
silicon, chromium, manganese, nickel, iron, zirconium, molybdenum, cobalt, tungsten, titanium, antimony, niobium, vanadium,
An aluminum-based alloy containing at least one element selected from the group consisting of cerium, barium, and calcium, with the balance substantially consisting of aluminum has also been proposed. In these aluminum alloys, chromium etc. are dispersed in the matrix as extremely fine hard Al-Cr intermetallic compounds, which mainly have the effect of preventing the coarsening of tin particles, and most of the zinc is solidified in the matrix. The melting strengthens the matrix, thereby increasing the fatigue strength and high temperature hardness of the alloy. The bearing performance of these aluminum-based alloys is improved by the synergistic effect of both matrix reinforcement and fine dispersion reinforcement compared to the case of either single action. In the above-mentioned Japanese Patent Application Nos. 55-851 and 1985-852, it is understood that soft tin particles achieve excellent conformability. The above-mentioned approach to compatibility is an established concept in the industry, and the idea of imparting compatibility to bearings using soft tin and/or lead particles is in line with the conventional thinking in the industry. , and can be said to be an extension of that. In addition, the effects of chromium, silicon, etc. are understood from the perspective that these finely dispersed particles prevent the coarsening of tin and/or lead particles, so to speak, the particles of chromium, silicon, etc. directly improve compatibility. The description in the above patent application is based on the technical idea of indirectly improving the compatibility of tin and/or lead-containing aluminum alloys by controlling the morphology of soft tin and/or lead particles. It can be said that it is consistent. (3-2) Description of conventional technology (Part 2 - Description of bearing manufacturing method) According to Japanese Patent Application Laid-open No. 55-82756, in the manufacture of bearing alloys, 5 to 15% silicon, less than 5% copper, and 10% bismuth are used. A reduction in area of at least 90% is obtained by hot or cold rolling or extrusion of an aluminum-based alloy consisting of: An invention has been proposed in which the particles do not form a skeleton-like network structure but instead exist in the state of finely divided particles. The key point of this invention is that the relatively coarse silicon particles in the cast state are finely dispersed by rolling, etc., and the annealing performed as necessary after rolling is limited to the extent that the processed structure is restored, thereby maintaining the fine morphology of the silicon particles. be. Furthermore, since this invention specifies that a high silicon content of about 10% is preferable, it has been found to be meaningful to finely disperse silicon particles, which grow quite large in aluminum alloys with a high silicon content. There is. For example, US Patent No. 3078563, 3093885, 3104135,
The process for producing aluminum-based bearing alloys known as 3167404, 3300836, 3300838 and 3384950 involves melting aluminum in a gas furnace and adding the desired amount of Si and depending on the desired properties of the alloy by melting in a conventional manner. Aluminum with Pb, Sn,
It is prepared by adding desired amounts of Cu, Mg, Mn and/or Cr. The molten alloy is cast, and the cast alloy is subjected to skin shaving and, if necessary, repeated rolling and annealing to obtain a bearing alloy piece of a desired thickness, which includes slitting, annealing, sandblasting, brushing, etc. These bearing alloy pieces are then attached to a backing steel plate by a conventional pressure welding method to obtain a bimetallic piece, which is then annealed and rolled up. These annealed bimetal pieces are then processed into bearing blanks. In these known manufacturing methods, the annealing temperature after rolling and before pressure welding is generally below 230°C, and rarely below 350°C.
℃ or less, and silicon particles were present in a finely dispersed state in the product. (4) Explanation of problems in conventional technology In conventional aluminum alloy bearings, if the content of hard elements such as silicon is high, the fatigue strength of the bearing decreases, and in particular, the bearing slides under repeated loads from the shaft. It was found that there is a drawback that the seizure load is significantly reduced in some cases. Furthermore, it has been found that for the purpose of improving bearing performance, satisfactory results cannot be obtained by methods such as rolling that finely disperse silicon particles. As an example of how such a discovery is completely contrary to the conventional concept of improving bearing performance, the SAE Technical Paper Series' Aluminum
Based Crankshaft Beasings for the High
Paper entitled Speed Diesel Engine (February 1981)
(Announced in Detroit on the 23rd-27th). In it, the seizure load for 11%Si-1%Cu-Al alloy is listed. According to this, silicon particles with a size exceeding 17 microns have a unit area (m 2 )
If there are 8.7×10 6 pieces per area, there will be a lot of variation in the seizure load, while if it exceeds 17 microns, it will be 0.6×
10 It is explained that if there are 6 pieces, the seizure load will be higher and the variation will be smaller. Furthermore, conventional aluminum-based alloy bearings do not have sufficient seizure resistance or fatigue resistance due to the large amount of solid solution elements in the aluminum matrix, and their fatigue resistance is particularly low under rotational loads. I understand. (5) Purpose of the Invention The present invention provides an aluminum alloy bearing using an aluminum alloy containing tin and silicon, which has excellent seizure resistance and fatigue resistance, and particularly has good fatigue resistance under rotational loads. The purpose is to provide a method for manufacturing. (6) Description of the structure of the invention The present invention is based on a method containing 3 to 15% tin and 1% by weight.
An aluminum-based product comprising a casting process of casting an aluminum alloy material containing ~9% silicon into a plate or strip shape, a rolling process of rolling this alloy material at least once, and a cutting process of cutting the rolled alloy material. In the method for manufacturing an alloy bearing, the process after the casting process includes at least one high-temperature heat treatment process in which the alloy material is heat-treated at a temperature of 450 to 550°C, and the alloy material is treated after the last high-temperature heat treatment process.
It is characterized by having a cooling step of cooling at 300° C./hour or less. The aluminum alloy of the present invention may contain up to 2% of at least one of copper and magnesium, up to 1% of at least one of chromium, manganese, antimony and zirconium, and/or up to 5% of lead. Furthermore, the aluminum alloy
Contains trace amounts of impurity elements such as iron and titanium. Although hot rolling or warm rolling may be used, cold rolling is advantageous from the viewpoint of energy saving. In this case, cold rolling is performed to a degree of workability that is allowable for efficiency, and then annealing is performed. Common. In addition, since hot rolling contains low melting point metals,
Since cracks are likely to occur and are difficult to control, cold rolling is more advantageous from this point of view as well.
In the final step of high-temperature heat treatment, it is most important to perform cooling extremely slowly, that is, to perform cooling at a cooling rate of 300° C./hour or less. In addition, when high-temperature heat treatment is performed two or more times, it is necessary to perform the cooling step of the present application following the high-temperature heat treatment at least in the final step. Of course, if this high-temperature heat treatment is performed once, it may be performed immediately after that step. The present application is a manufacturing method in which the microstructure of an alloy is controlled mainly by the state of silicon precipitation. For this purpose, as described above, it is essential that the cooling method after the high-temperature heat treatment in the last step of the high-temperature heat treatment is 300° C./hour or less. Hereinafter, the configuration of the present invention will be explained in detail. (6-1) Chemical composition First, regarding the chemical composition, tin is an element that changes the properties of the aluminum alloy into softness, giving it lubricating performance and conformability suitable for bearings. Familiarity here is defined by a technical concept that is generally accepted in the industry as described above, and is hereinafter referred to as familiarity of the general concept. When the tin content exceeds 15%, the general conformability and lubricity improve, but the hardness of the aluminum alloy decreases and the strength as a bearing decreases. On the other hand, if the tin content is less than 3%, the compatibility of the general concept as a bearing alloy deteriorates. Add amount of tin from 3 to 15
% range should be determined appropriately depending on the application, but generally speaking, when the load applied to the bearing, that is, the explosive load applied via the piston of an internal combustion engine, is large. The tin content should be low, for example 3 to 8%, and if it is small, the tin content should be high, but if there is a concern about bearing seizure due to high loads and high speed rotation, the tin content should be high. For example 8-15%
You should do it. In order to make the fatigue strength and high-temperature hardness of the tin-containing aluminum alloy sufficient for the performance required as a bearing,
The applicant believes that it is important that tin particles are finely dispersed in the alloy, and in a previous patent application, the coarsening of tin particles that tends to occur when the content exceeds 15% is due to fine particles such as chromium. We made proposals to prevent this from happening. However, in the present invention, since the special running-in effect described later is substantially responsible for bearing performance, there is no problem in using the bearing as a bearing for an internal combustion engine, even if miniaturization of tin particles is not so important. The preferred tin content is 3-8%. Silicon is an element that brings about a special conforming effect, which will be described later.If its content is less than 1%, the conforming effect will be insufficient, while if it exceeds 9%, fatigue strength and seizure load will tend to decrease, and the shaft will wear out. The preferred silicon content is between 2% and less than 5%. According to the heat treatment of the present invention, which will be described later, the silicon particles become coarser than 5 microns, and the bearing performance of the tin-containing aluminum alloy is dramatically improved.
This effect is noticeable when there are 5 or more silicon particles of 5 microns or more per 3.56 x 10 -2 mm 2 , and the larger the number, the more pronounced the effect is. On the other hand, when the size of the silicon particles exceeds 40 microns, the fatigue strength of the tin-containing aluminum alloy tends to decrease. In the bearing of the present invention, whether the mating material is a steel shaft or a cast iron shaft, coarse silicon particles have much better performance other than fatigue strength. Therefore, the surroundings of minute irregularities due to the machining accuracy of the shaft, which is the mating material of the bearing containing coarse silicon particles, or the recesses caused by graphite falling from the surface due to the lapping action when the shaft is made of spheroidal graphite cast iron, are It is thought that the silicon particles are flattened and that good sliding occurs with an oil film always interposed between the bearing and the shaft. In addition, in the field of conventional bearings, it is generally believed that soft components such as tin contribute to the conformability of aluminum alloys, and in the SAE journal mentioned above and in other papers published to the best of the inventor's knowledge, There is no concept that hard particles scrape away the surface irregularities of the mating shaft, flatten it, and contribute to conformability. Furthermore, the presence of many hard particles such as coarse silicon particles in a bearing improves bearing performance such as seizure loads. No experimental data has been published that suggests this. Therefore, the above-mentioned special running-in effect is a feature of the present invention, and the bearing performance, for example, the seizure load, is significantly improved when compared with a material having only the conventional running-in effect of the general concept.
Of course, the alloy of the present invention contains tin, but it is believed that the embedding of the soft metal into the surface of the mating material due to the general concept of conforming action is achieved after the unevenness of the mating material is flattened by a special conforming action. is,
As a result, it is believed that the combination of both will provide excellent performance as a bearing for automobile internal combustion engines. The above-mentioned special running-in effect is particularly effective when the mating shaft is made of spheroidal graphite cast iron or flaky black cast iron. Spheroidal graphite cast iron tends to be used in place of conventional forged shafts in order to reduce the cost of shafts such as internal combustion engine crankshafts, but graphite particles are scraped off from the shaft surface during shaft polishing. The traces of the fallen spheroidal graphite particles are many depressions or cavities, and the iron-based matrix around them is work-hardened sharp burrs or edges. Conventional tin-containing aluminum alloys for bearings have had the problem that these burrs cause abnormal wear on the bearing surface. According to the research of the present inventor, the soft aluminum matrix is scraped off by burrs and incorporated into the recesses.
It has also been found that due to the aluminum and the lack of aluminum conformability of the bearing material, it is very easy to agglomerate, resulting in seizure immediately. However, in the tin-containing aluminum alloy according to the present invention, the coarse silicon particles scrape off the burrs and make the area around the recesses smooth. As a result, seizure does not occur even under high loads, and seizure resistance is significantly improved. Furthermore, the aluminum matrix is modified by heat treatment according to the present invention, which will be described later. The aluminum matrix contains silicon in a supersaturated solid solution during casting. It was discovered that although this silicon peroxide strengthens or hardens the matrix and contributes to improving the strength of the aluminum alloy in a general sense, it is harmful from the perspective of improving the performance of the bearing. Therefore, as a result of studying various heat treatment conditions, the inventors of the present invention have dramatically improved bearing performance by adopting a heat treatment temperature of 450 to 550°C, which is much higher than the annealing temperature used for conventional aluminum bearing alloys. improved significantly. Here, at temperatures lower than 450°C, silicon particles become coarser slightly, but this is not enough to precipitate supersaturated silicon from the aluminum matrix and bring it close to an equilibrium state. On the other hand, at temperatures higher than 550℃, partial melting may occur.
This is not preferable because it induces significant coarsening of tin. Note that the above-mentioned heat treatment temperature is the temperature conventionally employed in solution treatment of Al--Si alloys. For example, according to JP-A-55-12095, an Al-Si alloy having needle-shaped Si crystals is plastically worked to form primary Si crystals into fine spherules, which are then heated to 500°C.
After solution treatment and T6 treatment, Si
An Al-Si alloy with finely dispersed phases was obtained. Although the Al-Si alloy with such a structure is completely different from that of the present invention, the reason why such different results are obtained is that the tin phase of the present alloy is caused by the coarsening of silicon during heat treatment. This is probably due to the fact that in the present invention, plates or strips are obtained during casting, and the cooling rate is faster than in general casting, die casting, etc., so supersaturation is likely to occur during casting. Therefore,
The heat treatment of the present invention is not a solution treatment because the material and process assumptions are different from those for general Al--Si alloys. Through such heat treatment, supersaturated silicon precipitates, and if there is a certain amount of impurities, the impurities also precipitate inductively, making the aluminum matrix extremely pure and resulting in a matrix with very little solid solution strengthening. becomes. Such matrices are very tough and therefore extremely resistant to fatigue under rotating loads. Therefore, the aluminum alloy bearing according to the present invention can be said to be an ideal bearing that has a balance between seizure resistance due to coarse silicon particles and fatigue resistance under rotational load due to the pure aluminum matrix. (7) Description of Embodiments (7-1) Chemical composition The aluminum alloy bearing of the present invention can contain 2% or less of one or more of copper and magnesium. Almost all of these coppers remain in solid solution in the matrix even after the heat treatment of the present invention, increasing the hardness of the aluminum alloy and contributing to improving the fatigue strength of the bearing. If the content of copper, etc. is less than 0.1%, the hardness improvement effect will be small, and if it exceeds 2.0%, the tin-containing aluminum alloy will become too hard, impairing its rolling properties, and will also reduce its seizure resistance and corrosion resistance to lubricating oil. The hardness-improving effect of copper or the like becomes even more pronounced when it coexists with chromium or manganese, and the hardness does not decrease much even at temperatures of over 200°C. The aluminum alloy bearing of the present invention can contain 1% or less of one or more of chromium, manganese, antimony, and zirconium. Most of these chromium and the like exist as precipitates in the aluminum alloy after the heat treatment according to the present invention, and improve the fatigue resistance against reciprocating loads. Therefore, since the bearing of the present invention containing chromium or the like is inherently excellent in rotational loads, it has extremely excellent performance. moreover,
It can also contain 5% or less of at least one of lead, bismuth, indium, thallium, and cadmium. (7-2) Method for controlling the size and number of silicon particles In general, in Al-Si alloys, most of the silicon crystallizes as needle-shaped eutectic crystals during the casting process, and the cast alloy is rolled to the required thickness for the bearing. During the rolling process, it is divided and its dimensions become smaller. Most of the silicon particles in the Al-Si alloy thin plate obtained by this casting-rolling method are less than 5 microns, and although there are rare particles less than 10 microns, the number per unit area is small, and the size of the particles is small. It has a flat or flat shape. Further, in the production of Al alloy bearings, intermediate annealing is performed after rolling, but the temperature is selected to be around the recrystallization temperature, so that the silicon particles hardly become coarse due to the intermediate annealing. On the other hand, coarse silicon particles with a diameter of 5 microns or more and 40 microns or less are 3.56×10 -2 mm 2
It has been found that the most effective way to have five or more particles present per bearing alloy is to subject the bearing alloy to a high temperature heat treatment at 350 to 550° C. before the above-mentioned pressure welding. That is,
Silicon particle size control other than the heat treatment process before pressure welding is less effective; for example, controlling the heating temperature, rolling reduction rate, etc. in the rolling process, cooling rate control in the casting process, intermediate annealing, etc. Dimensional control is extremely difficult, and heat treatment during and after pressure welding may result in the formation of Al-Fe intermetallic compounds or the dissolution of low melting point components such as tin in the aluminum alloy of the bearing just before completion. , these have undesirable consequences in terms of bearing performance, particularly in terms of familiarity of the general concept. Table 1 shows how the number of crystallized silicon particles changes depending on the silicon content in the high-temperature heat treatment before pressure bonding as described above. Table 1 was calculated assuming that all the silicon was crystallized as cubic silicon particles of the dimensions indicated in the horizontal columns. In reality, most of the silicon particles smaller than 5 microns are coarsened into silicon particles larger than 5 microns by high-temperature heat treatment before pressure bonding. Therefore, Table 1 is useful as a reference for the method of controlling silicon particles in the aluminum alloy of the present invention.
【表】
一般に圧延されたスズ含有アルミニウム合金
中のケイ素粒子は針状を呈し、圧延方向に長手
方向が一致している場合が多いが、本発明の高
温熱処理を介挿させるとケイ素粒子は比較的圧
延直交方向の巾が大きくなり塊状となる。この
ケイ素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はほぼ塊状を呈する。
好ましい形状は水平面及び垂直面で見て塊状で
ある。そして、５ミクロン以上のケイ素粒子は
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。
ケイ素粒子の観察法としては上記水平面で行
ないケイ素粒子の寸法を測定するものとする。
該合金中にはケイ素粒子の他にクロムの金属間
化合物、スズ粒子その他の粒子（相）が存在し
ているが、これらからケイ素粒子を識別するた
めには金属顕微鏡で見た時にクロム、スズ等は
白色、ケイ素粒子はエツチング方法の如何によ
らず灰色（濃灰色）を呈していること、に依れ
ば良い。
(7‐3) アルミニウムマトリツクスの固溶量制御
上記350〜550℃の温度範囲のうち450〜550℃
の熱処理により過飽和シリコン等の析出が起こ
る。好ましい熱処理時間は各回毎に３〜６時間
である。上記450〜550℃への加熱後の冷却速度
はゆるやかな方が望ましい。なお、一般の溶体
化処理では急冷が通常乃至必須であるが、本発
明では、高温熱処理後の冷却工程において、
300℃／時間以下のゆつくりとした冷却をした
ため、合金のミクロ組織は、ケイ素が大きく析
出したものとなり、回転荷重下の耐疲労性が極
めて優れたものになる。
これは、高温熱処理においてケイ素は、析出
分と常温に対して過飽和である固溶分との２つ
の状態で存在しているが、本発明の冷却工程で
はこの過飽和の固溶分のケイ素をも殆ど析出せ
しめる。このため、本発明で製造された合金
は、冷却工程後のアルミマトリツクス中のケイ
素の固溶量が、急冷した場合に比べて極めて少
なく、ケイ素に関しては低固溶マトリツクスと
なつている。そして、この低固溶マトリツクス
が合金の性質を良好にし、このことが、回転荷
重下の耐疲労性の向上に大きく寄与している。
同時に、冷却速度が遅いことが、ケイ素の熟
成を効果的に達成せしめることとなり、これも
回転荷重下の耐疲労性の向上に寄与することと
なる。
以上の観点から、高温熱処理工程のうち、最
終工程後に引き続いて施される冷却工程は、そ
の冷却速度を300℃／時間以下とする必要があ
り、中でも、50℃／時間以下例えば25℃／時間
とすることがより好ましい。
なお、本発明の製法で、選択的にアルミニウ
ム合金材に含有される銅と、本発明の高温熱処
理と冷却の関係について、前記（７−１）化学
組成の欄での説明を踏まえ、再度詳細に述べ
る。
本発明で含有される銅は、２％以下である。
このような成分範囲では、高温熱処理におい
て銅は、合金中に固溶状態として存在している
が、本発明の冷却工程ではこの固溶分の銅を実
質的に保持し、そのほとんど全量がマトリツク
スに固溶している状態となる。
そして、ごく一部として析出する銅は、本発
明ではゆつくり冷却されるため、比較的大きく
析出することとなる。
もちろん、銅の含有量が常温での固溶量より
も少ない場合には、このような析出は実質的に
は起こらない。
このように本発明の製法によれば、銅が常温
での固溶量より多く含有されても、実質的に過
飽和状態で固溶しておらず、平衡状態に近い固
溶状態の合金であり、含有量がそれ以下の場合
では、実質的に銅の全量が固溶している状態の
合金であることがわかる。
このため、本発明の冷却処理後に、低温熱処
理を施しても、銅に関しては、析出するような
過飽和固溶分が実質的に存在しえないため、安
定した合金組織が維持されることとなる。
よつて、銅の固溶による合金の硬さの向上
と、存在してもごく微量で大きな析出物の存在
により、合金の性質が改善されて、回転荷重下
の耐疲労性の向上に寄与することとなる。
例えば動的荷重が比較的少ない軸受使用条件
では、徐冷の程度を大きくし、また高い疲労強
度が要求される苛酷な軸受使用条件では急冷に
より近い冷却を行うなど使用条件によつて徐冷
の程度を変えてもよい。
なお、本発明の熱処理の他に通常の焼鈍を行
つてもよい。
(7‐4) 軸受構造
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す必
要がない構造である。また、軸受合金は下地付
の又は下地なしの裏金に圧接等の方法により接
着される。
但し、必要ならば、オーバレイを設け且つ／
又はソリツド軸受の構造であつてもよい。
(7‐5) 製造工程条件
本発明による製造工程条件の詳しい例を第２
表に示す。これらは本発明の熱処理を除いては
本発明を限定するものではない。[Table] Generally, silicon particles in rolled tin-containing aluminum alloys are needle-shaped, and their longitudinal direction often coincides with the rolling direction, but when the high-temperature heat treatment of the present invention is applied, the silicon particles The width of the target in the direction perpendicular to rolling increases and becomes lumpy. When viewed from the horizontal plane of the bearing, that is, the plane in contact with the shaft of the mating material, the silicon particles have a substantially lump-like shape.
The preferred shape is blocky in horizontal and vertical planes. Most of the silicon particles having a size of 5 microns or more are in the form of lumps, have few flat shapes, and have almost no needle shapes in a given area. Such a blocky shape is extremely effective in terms of special conforming effect. The silicon particles are observed on the above-mentioned horizontal plane to measure the dimensions of the silicon particles.
In addition to silicon particles, intermetallic compounds of chromium, tin particles, and other particles (phases) are present in this alloy, but in order to distinguish silicon particles from these, chromium and tin are separated when viewed with a metallurgical microscope. etc. are white, and silicon particles are gray (dark gray) regardless of the etching method. (7-3) Control of solid solution amount in aluminum matrix 450 to 550℃ within the above temperature range of 350 to 550℃
The heat treatment causes precipitation of supersaturated silicon, etc. The preferred heat treatment time is 3 to 6 hours each time. It is preferable that the cooling rate after heating to 450 to 550°C is slow. Note that in general solution treatment, rapid cooling is usually or essential, but in the present invention, in the cooling step after high-temperature heat treatment,
Because the alloy was cooled slowly at less than 300°C/hour, the microstructure of the alloy became one in which large amounts of silicon precipitated, resulting in extremely excellent fatigue resistance under rotational loads. This is because during high-temperature heat treatment, silicon exists in two states: a precipitated component and a solid solution component that is supersaturated with respect to room temperature, but in the cooling process of the present invention, this supersaturated solid solution silicon is also removed. Most of it precipitates out. Therefore, in the alloy manufactured according to the present invention, the amount of solid solution of silicon in the aluminum matrix after the cooling process is extremely smaller than that in the case of rapid cooling, resulting in a low solid solution matrix for silicon. This low solid solution matrix improves the properties of the alloy, which greatly contributes to improving fatigue resistance under rotational loads. At the same time, the slow cooling rate effectively matures the silicon, which also contributes to improved fatigue resistance under rotational loads. From the above point of view, among the high-temperature heat treatment steps, the cooling step that is performed subsequent to the final step must have a cooling rate of 300°C/hour or less, and in particular, 50°C/hour or less, e.g. 25°C/hour. It is more preferable that In addition, in the manufacturing method of the present invention, the relationship between the copper selectively contained in the aluminum alloy material and the high-temperature heat treatment and cooling of the present invention will be explained in detail again based on the explanation in the column of (7-1) Chemical composition above. I will explain. Copper contained in the present invention is 2% or less. In such a component range, copper exists as a solid solution in the alloy during high-temperature heat treatment, but in the cooling process of the present invention, this solid solution content of copper is substantially retained, and almost all of it is in the matrix. It becomes a solid solution state. In the present invention, the copper that precipitates as a small portion is slowly cooled, so that it precipitates in a relatively large amount. Of course, if the copper content is less than the solid solution amount at room temperature, such precipitation will not substantially occur. As described above, according to the manufacturing method of the present invention, even if copper is contained in an amount larger than the solid solution amount at room temperature, the alloy is not substantially supersaturated and solid solution, but is in a solid solution state close to the equilibrium state. , it can be seen that when the content is less than that, the alloy is in a state in which substantially the entire amount of copper is dissolved in solid solution. Therefore, even if low-temperature heat treatment is performed after the cooling treatment of the present invention, there is virtually no supersaturated solid solution that would precipitate copper, so a stable alloy structure is maintained. . Therefore, the hardness of the alloy is improved by solid solution of copper, and the presence of very small and large precipitates improves the properties of the alloy, contributing to improved fatigue resistance under rotational loads. It happens. For example, when bearings are used under conditions where dynamic loads are relatively low, the degree of slow cooling is increased, and when bearings are used under severe bearing conditions that require high fatigue strength, cooling is more similar to rapid cooling. The degree may be changed. Note that ordinary annealing may be performed in addition to the heat treatment of the present invention. (7-4) Bearing structure The thickness of the bearing alloy mentioned above is 0.1 to 1 mm, especially 0.2 mm.
~0.5 mm is preferred. Apply anti-rust oil to the bearing alloy if necessary. The bearing of the present invention has a structure that does not require an overlay because it has excellent seizure resistance for the reasons described above. Further, the bearing alloy is bonded to a backing plate with or without a base by a method such as pressure welding. However, if necessary, an overlay and/or
Alternatively, it may have a solid bearing structure. (7-5) Manufacturing process conditions Detailed examples of manufacturing process conditions according to the present invention are shown in the second section.
Shown in the table. These do not limit the invention except for the heat treatment of the invention.
【表】【table】
【表】
(8) 実施例
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約１mmの
アルミニウム合金薄板を得た。続いて450〜550℃
の範囲で所望の大きさのケイ素粒子を得るように
３時間熱処理し、続いてアルミニウム合金薄板を
100℃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と
した。
実施例 １
次の表に組成を示すアルミニウム合金を用い軸
受を製造した。[Table] (8) Examples The present invention will be explained below using examples. In these Examples, unless otherwise specified, the manufacturing method of the bearing or bearing alloy was as follows. An aluminum alloy of a predetermined composition was continuously cast to form a plate with a thickness of 15 mm, and after peeling, the cast plate was continuously cold-rolled to a plate thickness of 6 mm. Next, intermediate annealing (350°C) was performed, followed by cold rolling to obtain an aluminum alloy thin plate of approximately 1 mm. followed by 450-550℃
The aluminum alloy thin plate was heat-treated for 3 hours to obtain silicon particles with a desired size within the range of
The bearing was preheated to 100°C, pressed to a similarly preheated iron backing plate, and annealed at 350°C for pressure welding. Example 1 A bearing was manufactured using an aluminum alloy whose composition is shown in the following table.
【表】
第２表中試料No.2及びNo.3は、上記450−550
℃の高温熱処理の代りに200〜300℃の低温熱処理
を行つたものであり、熱処理条件の比較例であ
る。No.4はこの熱処理条件の他に、Siを含有し
ない組成の点で比較例である。なおSi粒径は400
倍の視野中、最も大きいものから５個選び、その
平均を求めたものである。
下記：
回転数：1000rpm
潤滑油：10W−30
油 温：140℃
軸粗さ：0.4〜0.6μｍRz
軸 径：52mm
の条件にて、なじみ運転後、さらに同条件下で荷
重を暫増して焼付に至つた時に試験を中止し、焼
付面圧を求めた。この結果を第１図に示す。図中
●はDCI軸、〇は入鋼軸が相手材であることを示
す。
次に、試料１〜４について下記条件で曽田式動
荷重試験機標準試験法により、往復動荷重下で軸
受にクラツクが発生した荷重繰返数を求めた。
面 圧：０±1000Kg／cm2
回転数：2100〜2400rpm
潤滑油：10W−30
油 温：140±５℃
軸 種：S55C焼入
軸粗さ：0.8〜1.0μｍRz
軸 径：40mm
結果を第２図に示す。図中●はクラツク発生、
〇はクラツク未発生を示す。
続いて、試料１、２及び４について下記条件で
三軸式回転荷重試験機標準試験法により回転荷重
下で軸受にクラツクが発生した荷重繰返数を求め
た。
面 圧：208Kg／cm2
回転数：800rpm
潤滑油：10W−30
油 温：160±５℃
軸 種：S45C焼入
軸粗さ：0.4〜0.6μｍRz
軸 径：48
この結果を第３図に示す。
実施例 ２
第４表に示す組成のアルミニウム合金を用いた
軸受を製造した。この軸受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又はS50C
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（FCD70）
（Hv500−600）
（S50Cの焼入材）
荷 重−50Kg／cm2／30mm間隔で同量増加
軸受粗さ−１〜1.8μｍRz
軸受径−52mm[Table] Samples No. 2 and No. 3 in Table 2 are 450-550 above.
This is a comparative example of heat treatment conditions, in which low-temperature heat treatment at 200 to 300 °C was performed instead of high-temperature heat treatment at 200 to 300 °C. In addition to these heat treatment conditions, No. 4 is a comparative example in that the composition does not contain Si. The Si particle size is 400
The five largest images were selected from the double field of view and the average was calculated. Below: Rotation speed: 1000rpm Lubricating oil: 10W-30 Oil temperature: 140℃ Shaft roughness: 0.4-0.6μmRz Shaft diameter: After running under the conditions of 52mm, increase the load temporarily under the same conditions to prevent seizure. When this was reached, the test was stopped and the seizure surface pressure was determined. The results are shown in FIG. In the figure, ● indicates that the DCI shaft is the mating material, and ○ indicates that the steel-filled shaft is the mating material. Next, for Samples 1 to 4, the number of load repetitions at which cracks occurred in the bearing under reciprocating load was determined using the Soda dynamic load tester standard test method under the following conditions. Surface pressure: 0±1000Kg/cm 2 Rotation speed: 2100~2400rpm Lubricating oil: 10W-30 Oil temperature: 140±5℃ Shaft type: S55C Hardened shaft roughness: 0.8~1.0μmRz Shaft diameter: 40mm Results are shown in the second As shown in the figure. ● in the figure indicates a crack has occurred.
○ indicates no cracks. Subsequently, for Samples 1, 2, and 4, the number of load repetitions at which cracks occurred in the bearing under rotational load was determined using the standard test method using a triaxial rotating load tester under the following conditions. Surface pressure: 208Kg/cm 2 rotation speed: 800rpm Lubricating oil: 10W-30 Oil temperature: 160±5℃ Shaft type: S45C Quenched shaft roughness: 0.4-0.6μmRz Shaft diameter: 48 The results are shown in Figure 3. . Example 2 A bearing was manufactured using an aluminum alloy having the composition shown in Table 4. This bearing was subjected to seizure load measurement under the following conditions. Condition A Tester: Journal type seizure tester Conditions: Compatible shaft - FCD70 or S50C Lubricating oil type - SAE10W-30 Shaft surface roughness - 0.4 to 0.6 μmRz Lubricating oil temperature - 140 ± 2.5°C Shaft rotation speed - 1000 rpm Shaft diameter -52mm Shaft hardness - Hv200-300 (FCD70) (Hv500-600) (S50C hardened material) Load - 50Kg/cm 2 /Increased by the same amount at 30mm intervals Bearing roughness - 1 to 1.8μmRz Bearing diameter - 52mm
【表】【table】
【表】
第４表において、10a及び10bは高温熱処理を
それぞれ460℃×６時間及び540℃×３時間にて行
つたものである。また10cは６mmの冷間圧延板に
て高温熱処理を行つたものである。
なお、上記本発明の試料はケイ素粒径が最大の
ものから10個の平均が６〜10μｍ（但しNo.9は６
〜15μｍ）であつた。
いくつかの試料について、実施例１と同様に曽
田式動荷重試験機標準試験法及び三軸式回転荷重
試験機標準試験法による試験を行つた。但し、前
者では繰返し数を107回とし、クラツクが発生し
た時の荷重面圧（往復動荷重疲労面圧）を求め
た。結果を第４図に示す。
(9) 効果
(イ) 回転荷重下の耐疲労性と往復動荷重下の耐疲
労性がバランスしており、何れも良好である。
(ロ) 耐焼付性がすぐれている。特に相手材がDCI
軸の場合の耐焼付性がすぐれている。
(ハ) 耐焼付性のばらつきが少なく、良好した軸受
性能が得られるので信頼性が高い。[Table] In Table 4, samples 10a and 10b were subjected to high-temperature heat treatment at 460°C for 6 hours and 540°C for 3 hours, respectively. Moreover, 10c is a 6 mm cold rolled plate subjected to high temperature heat treatment. In addition, in the samples of the present invention, the average of the 10 silicon particles from the largest one is 6 to 10 μm (however, No. 9 has a silicon particle size of 6 to 10 μm).
~15 μm). Several samples were tested in the same manner as in Example 1 using the Soda dynamic load tester standard test method and the triaxial rotary load tester standard test method. However, in the former case, the number of repetitions was 107 times, and the load surface pressure (reciprocating load fatigue surface pressure) at the time the crack occurred was determined. The results are shown in Figure 4. (9) Effects (a) Fatigue resistance under rotational load and fatigue resistance under reciprocating load are well balanced, and both are good. (b) Excellent seizure resistance. Especially when the mating material is DCI
Excellent seizure resistance for shafts. (c) High reliability as there is little variation in seizure resistance and good bearing performance is obtained.
第１図は焼付面圧を示すプロツト図、第２図及
び第３図はそれぞれ往復動及び回転荷重下の繰返
数を示すプロツト図、第４図は往復動荷重疲労面
圧及び回転荷重繰返数を示すグラフである。
Figure 1 is a plot diagram showing the seizure surface pressure, Figures 2 and 3 are plot diagrams showing the number of cycles under reciprocating motion and rotational load, respectively, and Figure 4 is a plot diagram showing the fatigue surface pressure under reciprocating load and rotational load repetition. It is a graph showing the number of returns.
Claims (1)
ケイ素を含有するアルミニウム合金材を板状又は
帯状に鋳造する鋳造工程と、この合金材を少なく
とも１回圧延する圧延工程と、圧延合金材を切断
する切断工程を含んでなるアルミニウム系合金軸
受の製造方法において、前記鋳造工程より後の工
程に、合金材を450〜550℃の温度で熱処理する高
温熱処理工程を少なくとも１回含み、かつ、最後
の高温熱処理工程に引き続いて合金材を300℃／
時間以下で冷却する冷却工程を有することを特徴
とするアルミニウム系合金軸受の製造方法。 ２ 前記切断工程で切断された圧延合金材を、裏
金に圧接する圧接工程を含んでなり、前記高温熱
処理工程を該圧接工程の前に行うことを特徴とす
る特許請求の範囲第１項記載の方法。 ３ アルミニウム合金材が２％以下の銅及びマグ
ネシウムの少なくとも１種を含有することを特徴
とする特許請求の範囲第１項又は第２項記載の方
法。 ４ アルミニウム合金材が１％以下のクロム、マ
ンガン、アンチモン、及びジルコニウムの少なく
とも１種を含有することを特徴とする特許請求の
範囲第１項から第３項までのいずれかに記載の方
法。 ５ アルミニウム合金材が５％以下の鉛、ビスマ
ス、インジウム、タリウム、及びカドミウムの少
なくとも１種を含有することを特徴とする特許請
求の範囲第１項らか第４項までのいずれかに記載
の方法。 ６ 前記圧延工程の圧延は冷間圧延であり、冷間
圧延後焼鈍を行う焼鈍工程を有することを特徴と
する特許請求の範囲第１項記載の方法。 ７ ２回以上熱処理する工程を含み、そのうち少
なくとも１回の焼鈍工程と、少なくとも１回の高
温熱処理工程を行うことを特徴とする特許請求の
範囲第１項記載の方法。 ８ 鋳造工程は連続鋳造であり、前記アルミニウ
ム合金材の鋳造時の厚さが５〜30mmであることを
特徴とする特許請求の範囲第１項記載の方法。 ９ 前記冷却工程の冷却速度が、50℃／時間以下
であることを特徴とする特許請求の範囲第１項記
載の方法。[Claims] 1. A casting process of casting an aluminum alloy material containing 3 to 15% tin and 1 to 9% silicon by weight percentage into a plate or strip shape, and rolling this alloy material at least once. A method for manufacturing an aluminum alloy bearing comprising a rolling process and a cutting process of cutting the rolled alloy material, the process after the casting process including a high temperature heat treatment process of heat treating the alloy material at a temperature of 450 to 550°C. At least once, and following the last high temperature heat treatment step, the alloy material is heated to 300℃/300℃.
A method for manufacturing an aluminum alloy bearing, comprising a cooling step for cooling in less than an hour. 2. The method according to claim 1, comprising a pressure welding step of press-welding the rolled alloy material cut in the cutting step to a back metal, and the high temperature heat treatment step is performed before the pressure welding step. Method. 3. The method according to claim 1 or 2, wherein the aluminum alloy material contains 2% or less of at least one of copper and magnesium. 4. The method according to any one of claims 1 to 3, wherein the aluminum alloy material contains 1% or less of at least one of chromium, manganese, antimony, and zirconium. 5. The aluminum alloy material according to any one of claims 1 to 4, characterized in that the aluminum alloy material contains 5% or less of at least one of lead, bismuth, indium, thallium, and cadmium. Method. 6. The method according to claim 1, wherein the rolling in the rolling step is cold rolling, and the method includes an annealing step of performing annealing after cold rolling. 7. The method according to claim 1, which includes a step of heat treatment two or more times, of which at least one annealing step and at least one high temperature heat treatment step are performed. 8. The method according to claim 1, wherein the casting step is continuous casting, and the aluminum alloy material has a thickness of 5 to 30 mm during casting. 9. The method according to claim 1, wherein the cooling rate in the cooling step is 50° C./hour or less.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6460783A JPS59193254A (en) | 1983-04-14 | 1983-04-14 | Preparation of aluminum alloy bearing |
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| JP6460783A JPS59193254A (en) | 1983-04-14 | 1983-04-14 | Preparation of aluminum alloy bearing |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59193254A JPS59193254A (en) | 1984-11-01 |
| JPH0114990B2 true JPH0114990B2 (en) | 1989-03-15 |
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ID=13263111
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6460783A Granted JPS59193254A (en) | 1983-04-14 | 1983-04-14 | Preparation of aluminum alloy bearing |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59193254A (en) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6263636A (en) * | 1985-09-17 | 1987-03-20 | Taiho Kogyo Co Ltd | Aluminum bearing alloy |
| JPS6263638A (en) * | 1985-09-17 | 1987-03-20 | Taiho Kogyo Co Ltd | Aluminum bearing alloy |
| JPS6263637A (en) * | 1985-09-17 | 1987-03-20 | Taiho Kogyo Co Ltd | Aluminum bearing alloy |
| JPH07103455B2 (en) * | 1991-03-25 | 1995-11-08 | エヌデーシー株式会社 | Method for manufacturing aluminum-based bearing alloy |
| JP3472284B2 (en) * | 2001-10-10 | 2003-12-02 | 大同メタル工業株式会社 | Aluminum bearing alloy |
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Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5693849A (en) * | 1979-12-27 | 1981-07-29 | Showa Alum Ind Kk | Bearing use aluminum alloy and production thereof |
-
1983
- 1983-04-14 JP JP6460783A patent/JPS59193254A/en active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5693849A (en) * | 1979-12-27 | 1981-07-29 | Showa Alum Ind Kk | Bearing use aluminum alloy and production thereof |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59193254A (en) | 1984-11-01 |
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