JPH0277540A - Al―Sn系軸受合金 - Google Patents
Al―Sn系軸受合金Info
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- JPH0277540A JPH0277540A JP13304089A JP13304089A JPH0277540A JP H0277540 A JPH0277540 A JP H0277540A JP 13304089 A JP13304089 A JP 13304089A JP 13304089 A JP13304089 A JP 13304089A JP H0277540 A JPH0277540 A JP H0277540A
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Landscapes
- Sliding-Contact Bearings (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
産業上の利用分野
本発明はAt−3n系軸受合金に係り、詳しくは、マト
リックス中に31粒子が球状若しくはそれに近い形状に
析出され、しかも、高速・高負荷運転が可能で、なかで
も、高油温下において特に耐疲労性且つ耐焼付性、耐摩
耗性にすぐれるAJ −3n系軸受合金に係る。
リックス中に31粒子が球状若しくはそれに近い形状に
析出され、しかも、高速・高負荷運転が可能で、なかで
も、高油温下において特に耐疲労性且つ耐焼付性、耐摩
耗性にすぐれるAJ −3n系軸受合金に係る。
従 来 の 技 術
最近の自動車用エンジンは、小型化、省燃費、高出力の
ものとなり、これにともなって軸受にかかる荷重が増加
すると共に、潤滑油の温度が上昇し、軸受の使用条件は
苛酷化の一途をたどっている。この点から、従来例の多
元系やAl系等では、軸受台金の表面にはオーバーレイ
メツキ等によりPb−3n系等の表面層が形成されてい
るが、この構造の軸受では、潤滑面の高温化により疲労
や焼付現象にみまわれ、上記の苛酷な使用条件に耐えら
れなくなっている。そこで最近は、オーバーレイメツキ
等によって表面層が形成されない軸受が求められている
。しかしながら、この種の軸受でも、上記の苛酷な使用
条件では、必ずしも安定した性能を発揮できないのが現
状である。
ものとなり、これにともなって軸受にかかる荷重が増加
すると共に、潤滑油の温度が上昇し、軸受の使用条件は
苛酷化の一途をたどっている。この点から、従来例の多
元系やAl系等では、軸受台金の表面にはオーバーレイ
メツキ等によりPb−3n系等の表面層が形成されてい
るが、この構造の軸受では、潤滑面の高温化により疲労
や焼付現象にみまわれ、上記の苛酷な使用条件に耐えら
れなくなっている。そこで最近は、オーバーレイメツキ
等によって表面層が形成されない軸受が求められている
。しかしながら、この種の軸受でも、上記の苛酷な使用
条件では、必ずしも安定した性能を発揮できないのが現
状である。
すなわち、表面にオーバーレイメツキ薩を有する軸受は
、−殻内には、JIS H5402、AJ−1(10%
Sn、 0.75%Cu、0.5%N1、Aj!Bad
)や、JIS H5402、AJ−2(6%Sn、2.
5%Cu、 1.0%N1、AJBaj1等のJIS
規格、SAE 780(6%Si1.2%Si.1%C
u、 0,5%Ni、0.1%■1、Aj!’Ba/)
riのSAE規格に示される通り、その軸受台金部分は
Sn含有量が比較的少ない低Sn−A1合金から成って
、これら軸受合金部分の軸受面は何れもPb −Sn系
合金のオーバーレイメツキ層が形成されている。
、−殻内には、JIS H5402、AJ−1(10%
Sn、 0.75%Cu、0.5%N1、Aj!Bad
)や、JIS H5402、AJ−2(6%Sn、2.
5%Cu、 1.0%N1、AJBaj1等のJIS
規格、SAE 780(6%Si1.2%Si.1%C
u、 0,5%Ni、0.1%■1、Aj!’Ba/)
riのSAE規格に示される通り、その軸受台金部分は
Sn含有量が比較的少ない低Sn−A1合金から成って
、これら軸受合金部分の軸受面は何れもPb −Sn系
合金のオーバーレイメツキ層が形成されている。
しかし、これら軸受は、近年の高負荷、高温の使用条件
下では表面のオーバーレイメツギ■がI!J滅して焼付
きに至り、使用に耐えられなくなっている。これに対し
、表面にオーバーレイメツキ層を形成しない軸受は、S
AE 7g3(20%Sn、0.5%Si.1.0%C
u、 0.1%■1、Aj!Ba/)に示される通り、
sn含有量が多い高Sn−Aj合金から成っている。し
かし、このようにSnが′20%程度の如く多(含まれ
る合金は、硬度が低(、Atマトリックスが弱くなるた
め、高負荷に耐えられない。
下では表面のオーバーレイメツギ■がI!J滅して焼付
きに至り、使用に耐えられなくなっている。これに対し
、表面にオーバーレイメツキ層を形成しない軸受は、S
AE 7g3(20%Sn、0.5%Si.1.0%C
u、 0.1%■1、Aj!Ba/)に示される通り、
sn含有量が多い高Sn−Aj合金から成っている。し
かし、このようにSnが′20%程度の如く多(含まれ
る合金は、硬度が低(、Atマトリックスが弱くなるた
め、高負荷に耐えられない。
また、Sn含有量の多少に拘らず、Al −3n系合金
中にpbを′yAす口して潤滑性を増進させ、耐焼付性
をもたせた軸受台金が、例えば、水野昂−著昭和29年
日刊工業新聞社発行1軸受台金J第139頁に記載され
、この軸受台金は10%Sn、1.5%Cu、0.5%
Siを含むとともに3%pbを添加して成るAl −3
n−Pb系合金である。
中にpbを′yAす口して潤滑性を増進させ、耐焼付性
をもたせた軸受台金が、例えば、水野昂−著昭和29年
日刊工業新聞社発行1軸受台金J第139頁に記載され
、この軸受台金は10%Sn、1.5%Cu、0.5%
Siを含むとともに3%pbを添加して成るAl −3
n−Pb系合金である。
更に、このAl −3n−Pb系合金では、PbIfA
/とはほとんど固湿しないため、このllbの分散性の
向上のために、Sbを添加したAl−3n−Pb−Sb
系合金が特公昭52−12131号に記載され、更に、
Atマトリックス強化のためにCrを添加したAl−3
n−1’b−3b−Cr系合金が特公昭58−1898
5号に記載されている。しかし、これらのAl −3n
−Pb系合金は通常運転時の潤滑性の向上を目的として
開発されたもので、高負荷運転条件では十分な耐疲労性
を示さない欠点がある。
/とはほとんど固湿しないため、このllbの分散性の
向上のために、Sbを添加したAl−3n−Pb−Sb
系合金が特公昭52−12131号に記載され、更に、
Atマトリックス強化のためにCrを添加したAl−3
n−1’b−3b−Cr系合金が特公昭58−1898
5号に記載されている。しかし、これらのAl −3n
−Pb系合金は通常運転時の潤滑性の向上を目的として
開発されたもので、高負荷運転条件では十分な耐疲労性
を示さない欠点がある。
この理由は、通常の運転下に比べると、高負荷運転下の
軸と軸受との潤滑機構は根本的に相違するからである。
軸と軸受との潤滑機構は根本的に相違するからである。
そこで、高負荷運転下の潤滑機構につき、基本的な検討
が行なわれ、その一つとしてAl−3n系合金中に粗大
なSiを分散析出させたものが特開昭58−64336
号によって提案されている。
が行なわれ、その一つとしてAl−3n系合金中に粗大
なSiを分散析出させたものが特開昭58−64336
号によって提案されている。
この軸受は硬いS1析出物により切削力を持たせたもの
であって、切削力を持つが故に、相手軸の表面凹凸部が
削られて平坦化し、軸受性能を向上させるものである。
であって、切削力を持つが故に、相手軸の表面凹凸部が
削られて平坦化し、軸受性能を向上させるものである。
更に詳しく説明すると、球状若しくは片状の黒鉛を析出
させた黒鉛鋳鉄から成る相手軸の表面には、研摩加工時
に脱落した黒鉛粒子のあとに凹部が残り、この四部周囲
には硬く加工硬化したパリやエツジ等の凸部が生成して
いる。従って、上記の如きAl−Sn系、Al −Sn
−Pb系等の軸受台金では、これら凹凸部により高負荷
運転時には異常摩耗が発生し易い。これに対し、上記の
粗大なSiを分散析出させた軸受台金では、硬いSlの
析出物により切削力が付与されているために、相手軸の
凹凸部分は機械的に切削されて平坦化され、これ故に、
異常摩耗や焼付きが起らない。
させた黒鉛鋳鉄から成る相手軸の表面には、研摩加工時
に脱落した黒鉛粒子のあとに凹部が残り、この四部周囲
には硬く加工硬化したパリやエツジ等の凸部が生成して
いる。従って、上記の如きAl−Sn系、Al −Sn
−Pb系等の軸受台金では、これら凹凸部により高負荷
運転時には異常摩耗が発生し易い。これに対し、上記の
粗大なSiを分散析出させた軸受台金では、硬いSlの
析出物により切削力が付与されているために、相手軸の
凹凸部分は機械的に切削されて平坦化され、これ故に、
異常摩耗や焼付きが起らない。
しかしながら、相手軸が黒鉛鋳鉄以外の場合には、高負
荷運転のときに、かえって粗大なSi析出物によって相
手軸の表面が不規則にけずられ、焼付きが発生し、大き
な障害が生じる。
荷運転のときに、かえって粗大なSi析出物によって相
手軸の表面が不規則にけずられ、焼付きが発生し、大き
な障害が生じる。
発明が解決しようとする課題
本発明は上記欠点の解決を目的とし、具体的には、従来
例のAl−Sn系軸受合金では、潤滑性向上のためにs
nやpb等の含有量を高めたり、更に、Atマトリック
スの強化を目的としてCr、Sb等ヤMn%Ni等の元
素を添加していたが、これらの元素によってA/マトリ
ックスの硬度を増すことはできても、逆にA1合金が脆
弱となり高負荷運転時には殆んど高温下(100〜25
0℃)での耐疲労性を示さないということが解った。そ
こで31を球状に近い形で合金中に析出させることによ
り耐焼付性、耐摩耗性の問題点を解決することを目的と
する。
例のAl−Sn系軸受合金では、潤滑性向上のためにs
nやpb等の含有量を高めたり、更に、Atマトリック
スの強化を目的としてCr、Sb等ヤMn%Ni等の元
素を添加していたが、これらの元素によってA/マトリ
ックスの硬度を増すことはできても、逆にA1合金が脆
弱となり高負荷運転時には殆んど高温下(100〜25
0℃)での耐疲労性を示さないということが解った。そ
こで31を球状に近い形で合金中に析出させることによ
り耐焼付性、耐摩耗性の問題点を解決することを目的と
する。
従って、本発明は、最近のエンジンの高出力化に伴ない
、軸受部温度が上昇する傾向にあり、特に、この高温で
の耐疲労性が強く要求されることに着目し、従来のAt
マトリックス強化元累を添加するのにも拘らず、At合
金の脆弱化を改善し、特に高温下での耐疲労性を高める
と共に更に高い耐焼付性、耐摩耗性を具えるAl−3n
系軸受合金を提供する。
、軸受部温度が上昇する傾向にあり、特に、この高温で
の耐疲労性が強く要求されることに着目し、従来のAt
マトリックス強化元累を添加するのにも拘らず、At合
金の脆弱化を改善し、特に高温下での耐疲労性を高める
と共に更に高い耐焼付性、耐摩耗性を具えるAl−3n
系軸受合金を提供する。
課題を解決するための
手段ならびにその作用
すなわら、本発明は、1厘%で1〜20%Sn。
0.1〜5%pb、1〜10%SiならびにGu%Mg
、Znのうち1種を重味若しくは2種以上を合量で0.
3〜3.0%を含有し、残余が実質的にAlから成るA
l−3n系軸受合金において、0.01%超o、i%未
満のSbを添加してAlマトリックス中にSi粒子を球
状、だ円状若しくは先端が丸味をおびる形状として分散
、析出させSn−Pb合金に隣接して存在する構造とし
たものから成ることを特徴とする。
、Znのうち1種を重味若しくは2種以上を合量で0.
3〜3.0%を含有し、残余が実質的にAlから成るA
l−3n系軸受合金において、0.01%超o、i%未
満のSbを添加してAlマトリックス中にSi粒子を球
状、だ円状若しくは先端が丸味をおびる形状として分散
、析出させSn−Pb合金に隣接して存在する構造とし
たものから成ることを特徴とする。
そこで、これら手段たる構成ならびにその作用について
更に詳しく説明すると、次の通りである。
更に詳しく説明すると、次の通りである。
まず、本発明は高温状態における耐疲労性を高めるため
に成されたものである。
に成されたものである。
すなわら、従来例においては、単に高融点元素であるC
r、 Co、Ni等を添加し、高;工強度を高め、高温
下で硬さが急激に低下することを防止すると共に、耐摩
耗性を高めている。しかし、このように、Ant−3n
系合金の高温状態における耐疲労性を高めるために、単
に高融点元素を添加すると、硬さは増すが、合金が脆弱
となり、引張強度、伸びならびに衝撃値が低下する欠点
が生じ、軸受台金としての耐疲労性を高めるのに有効な
手段に到っていない。
r、 Co、Ni等を添加し、高;工強度を高め、高温
下で硬さが急激に低下することを防止すると共に、耐摩
耗性を高めている。しかし、このように、Ant−3n
系合金の高温状態における耐疲労性を高めるために、単
に高融点元素を添加すると、硬さは増すが、合金が脆弱
となり、引張強度、伸びならびに衝撃値が低下する欠点
が生じ、軸受台金としての耐疲労性を高めるのに有効な
手段に到っていない。
これに対し、本発明は、高温、高荷重下の苛酷な条件に
好適な軸受台金を提供するもので、まず、本発明ではS
bを必須成分として添加し、このSbをSiに作用させ
、鋳造時点より31結晶の球状化を8↑す、更に、熱処
理によりこの81結晶の球状化を高め、これにより、A
l−3n合金の引張強度、伸びならびに衝撃強さを高め
る。
好適な軸受台金を提供するもので、まず、本発明ではS
bを必須成分として添加し、このSbをSiに作用させ
、鋳造時点より31結晶の球状化を8↑す、更に、熱処
理によりこの81結晶の球状化を高め、これにより、A
l−3n合金の引張強度、伸びならびに衝撃強さを高め
る。
すなわち、−殻内に云って、耐疲労強さは材料の引張強
さ、伸び、衝撃強さ、組織的構造等に起因するものであ
って、単に軸受成分の添加によっては解決できないとさ
れている。この点について、本発明者等が研究を重ねた
ところ、このようなSbの作用を知見し、これにもとす
いて本発明は成されたものである。また、本発明は、添
加元素として上記の如く高R点元素をAnt−3n合金
に添加しても、Sbの添加によってn械的特性の低下を
防止することができるので、高温下での機械的特性を急
激に低下さセることがない。このような本発明の特徴は
高温、高荷重下で疲労試験を行なった結果、疲労強度の
向上が認められたことでも裏付けることができる。
さ、伸び、衝撃強さ、組織的構造等に起因するものであ
って、単に軸受成分の添加によっては解決できないとさ
れている。この点について、本発明者等が研究を重ねた
ところ、このようなSbの作用を知見し、これにもとす
いて本発明は成されたものである。また、本発明は、添
加元素として上記の如く高R点元素をAnt−3n合金
に添加しても、Sbの添加によってn械的特性の低下を
防止することができるので、高温下での機械的特性を急
激に低下さセることがない。このような本発明の特徴は
高温、高荷重下で疲労試験を行なった結果、疲労強度の
向上が認められたことでも裏付けることができる。
また、本発明は、表面の組織構成の面で高温、高負荷条
件に適合し、ごれにより表面性能が著しく高められてい
る。
件に適合し、ごれにより表面性能が著しく高められてい
る。
一般的に、焼付現象はそれに達する過程が複雑で多くの
条件が相乗的に作用して達するため、一義的に把握する
ことは困難であると云われている。しかし、表面にPb
−Sn合金のオーバーレイメツキ層を形成したCu−
Pb系軸受合金は高荷重運転下ではこのメツキ層が摩滅
し焼付きに至るのに対し、At −3n−11b系合金
であって、Si、Cu等を含む軸受は表面にオーバーレ
イメツキ層が形成されていないのにも拘らず、焼付きに
至らない現象が存在する。
条件が相乗的に作用して達するため、一義的に把握する
ことは困難であると云われている。しかし、表面にPb
−Sn合金のオーバーレイメツキ層を形成したCu−
Pb系軸受合金は高荷重運転下ではこのメツキ層が摩滅
し焼付きに至るのに対し、At −3n−11b系合金
であって、Si、Cu等を含む軸受は表面にオーバーレ
イメツキ層が形成されていないのにも拘らず、焼付きに
至らない現象が存在する。
そこで、本発明者等はこの現象に着目し、両軸受を構造
的に比較横1した。すなわち、第3図は表面にオーバー
レイメツキ■を有する軸受の一部の拡大断面図であり、
第4図はAl−3n−pb合金であって、表面にオーバ
ーレイメツキ閣がなくしかもSi、Cc+9を含む軸受
の一部の拡大断面図である。第3図から明らかな如(、
この軸受は表面のオーバーレイメツキ[4、合金I15
ならびに裏金6から成って、このオーバーレイメツキ層
4の全表面によって軸荷重が支持される。これに対し、
第4図に示す如(、Al −3n−pb系合金で31、
Cu等を含む軸受は合金II5と裏金6とから成って、
この合金1i15のマトリックス中に棒状や片状のSi
粒子2が析出している。従って、この軸受では相手軸の
荷重は硬い31粒子2で支えられ、しかも、Si粒子が
上記の如く切削力を持っている。
的に比較横1した。すなわち、第3図は表面にオーバー
レイメツキ■を有する軸受の一部の拡大断面図であり、
第4図はAl−3n−pb合金であって、表面にオーバ
ーレイメツキ閣がなくしかもSi、Cc+9を含む軸受
の一部の拡大断面図である。第3図から明らかな如(、
この軸受は表面のオーバーレイメツキ[4、合金I15
ならびに裏金6から成って、このオーバーレイメツキ層
4の全表面によって軸荷重が支持される。これに対し、
第4図に示す如(、Al −3n−pb系合金で31、
Cu等を含む軸受は合金II5と裏金6とから成って、
この合金1i15のマトリックス中に棒状や片状のSi
粒子2が析出している。従って、この軸受では相手軸の
荷重は硬い31粒子2で支えられ、しかも、Si粒子が
上記の如く切削力を持っている。
要するに、両者の差は面接触と点接触であり、この差に
よって潤滑、FJ擦面の温度上昇において決定的な相違
となっている。つまり、第3図に示す軸受のように、面
接触では、高速、高負荷条件下で11!m面の温度は急
速に上昇するのに対し、第4図に示す軸受のように点接
触では、合金8i5の表面と相手軸表面との間に間隙が
形成され、この間隙の油膜にはあまり大きなり1重がか
からないため、十分な潤滑が保持され、摩擦面の温度上
昇はおさえられる。
よって潤滑、FJ擦面の温度上昇において決定的な相違
となっている。つまり、第3図に示す軸受のように、面
接触では、高速、高負荷条件下で11!m面の温度は急
速に上昇するのに対し、第4図に示す軸受のように点接
触では、合金8i5の表面と相手軸表面との間に間隙が
形成され、この間隙の油膜にはあまり大きなり1重がか
からないため、十分な潤滑が保持され、摩擦面の温度上
昇はおさえられる。
更に進んで、本発明者等は、第4図に示す如き点接触に
よる軸荷重の支持が高荷重下の潤滑にきわめて有効であ
るという基本的見地に立って、その効果を最大限に生か
すための組成ならびに構造について研究し、本発明に係
る軸受台金を完成するに至ったのである。
よる軸荷重の支持が高荷重下の潤滑にきわめて有効であ
るという基本的見地に立って、その効果を最大限に生か
すための組成ならびに構造について研究し、本発明に係
る軸受台金を完成するに至ったのである。
具体的に示すと、本発明者等はAl −3n−Pb系合
金であって、SlやCu等を含む軸受台金におけるSl
の析出形態に着目し、その形態の潤滑面におよぼす効果
について調査研究を進めたところ、 第1に、Slは融点が高い安定物質であり、がっ、非金
属的性質が強く、相手軸の主成分のFeに200℃〜5
00℃程度の高温状態で接触しても、全く拡散若しくは
溶解を起さないことから、軸荷重の点支持手段はStが
きわめて好適であることがわかった。
金であって、SlやCu等を含む軸受台金におけるSl
の析出形態に着目し、その形態の潤滑面におよぼす効果
について調査研究を進めたところ、 第1に、Slは融点が高い安定物質であり、がっ、非金
属的性質が強く、相手軸の主成分のFeに200℃〜5
00℃程度の高温状態で接触しても、全く拡散若しくは
溶解を起さないことから、軸荷重の点支持手段はStが
きわめて好適であることがわかった。
第2に、相手軸を′a膜を介し点支持する場合、31粒
子はそのごッカース硬さが599にも達するほど硬く、
しかも、Si粒子は化合物でないためもろさがな(、弾
性に冨み、急激な変動荷重に耐えられることifわかっ
た。
子はそのごッカース硬さが599にも達するほど硬く、
しかも、Si粒子は化合物でないためもろさがな(、弾
性に冨み、急激な変動荷重に耐えられることifわかっ
た。
しかしながら、Slは上記の如(性質を持っているのに
も拘らず、結晶性が強(、A/との共晶析出形態でも、
板状若しくは棒状を呈し、軸受の製造過程で圧延や熱処
理を経ても、その形状はわずか変化する程度である。こ
のため、Si粒子の析出形態の制御を行なわない場合は
、第5図に示す如く、合金層でマトリックス1中にSi
−pb合金粒子とともに析出する81粒子2は板状若し
くは棒状化し、81粒子2から離れてSn −Pb合金
粒子3が存在している。この状態であると、−い81粒
子2のエツジによって相手軸が削られてきずつけられ易
く、かえって、潤滑性が低下し、焼付きが起こる。
も拘らず、結晶性が強(、A/との共晶析出形態でも、
板状若しくは棒状を呈し、軸受の製造過程で圧延や熱処
理を経ても、その形状はわずか変化する程度である。こ
のため、Si粒子の析出形態の制御を行なわない場合は
、第5図に示す如く、合金層でマトリックス1中にSi
−pb合金粒子とともに析出する81粒子2は板状若し
くは棒状化し、81粒子2から離れてSn −Pb合金
粒子3が存在している。この状態であると、−い81粒
子2のエツジによって相手軸が削られてきずつけられ易
く、かえって、潤滑性が低下し、焼付きが起こる。
この点から、本発明において潤滑性の飛躍的向上のため
に、81粒子から切削力を除去し、球状等の如くエツジ
部に丸味をおびさせるような形態に1IIIIlする。
に、81粒子から切削力を除去し、球状等の如くエツジ
部に丸味をおびさせるような形態に1IIIIlする。
すなわち、第1図は本発明の一つの実施例に係る軸受台
金の一部の拡大断面図であって、第1図に示す如く、合
金層において、そのマトリックス1中に分散析出するS
i粒子2は球状化し、この球状Si粒子2によって点接
触の理想に近づけ、より潤滑性を高め且つ耐摩耗性を高
めることができる。また、高速かつ急激な高荷重がかけ
られても、相手軸をきずつけることがない。また、Si
が球状化しているため、マトリックス中の切欠効果がな
く、強度的にも安定したマトリックスを得ることができ
、耐摩耗性にも優れる。
金の一部の拡大断面図であって、第1図に示す如く、合
金層において、そのマトリックス1中に分散析出するS
i粒子2は球状化し、この球状Si粒子2によって点接
触の理想に近づけ、より潤滑性を高め且つ耐摩耗性を高
めることができる。また、高速かつ急激な高荷重がかけ
られても、相手軸をきずつけることがない。また、Si
が球状化しているため、マトリックス中の切欠効果がな
く、強度的にも安定したマトリックスを得ることができ
、耐摩耗性にも優れる。
このSi粒子の球状化は、Slが析出する共晶点のA1
合金液相の性質を改善することによって達成でき、と(
に、その添加元素としてSbが有効である。
合金液相の性質を改善することによって達成でき、と(
に、その添加元素としてSbが有効である。
更に、Sbを添加すると、Sn−Pb合金粒子3の析出
形態が変化し、第1図に示すようにSiの球状化粒子2
にSn −Pb合金3がより隣接して存在するようにな
る。この構造は、従来例のもの(例λば、第5図参照)
に比して、潤滑性能を飛躍的に向上させる。
形態が変化し、第1図に示すようにSiの球状化粒子2
にSn −Pb合金3がより隣接して存在するようにな
る。この構造は、従来例のもの(例λば、第5図参照)
に比して、潤滑性能を飛躍的に向上させる。
また、以上のように表面性能を原理的に解決するほか、
マトリックスの^温での強化をはかる必Qがある。
マトリックスの^温での強化をはかる必Qがある。
すなわち%Atは熱に対して感受性が強く、150℃を
すぎると軟化してしまい(HV10以下)、強度を失な
ってしまう。この軟化の防止のために、析出硬化型のマ
トリックス強化元素として、例えば、Or、 Mn%F
e、 Go、Ni、 Ti、 VlZr等を添加し、こ
れら強化元素はその中の1種若しくは2n1以上を選択
し、適切な熱処理を行なうと、高温での強度を更に上昇
させることができる。
すぎると軟化してしまい(HV10以下)、強度を失な
ってしまう。この軟化の防止のために、析出硬化型のマ
トリックス強化元素として、例えば、Or、 Mn%F
e、 Go、Ni、 Ti、 VlZr等を添加し、こ
れら強化元素はその中の1種若しくは2n1以上を選択
し、適切な熱処理を行なうと、高温での強度を更に上昇
させることができる。
以上の通り、本発明においては、巾に従来のように素地
強化元素を添加するだけでなく、これら強化元素ととも
にSbを添加し、硬さのみでな(、引張強度、伸びを従
来より向上させ、耐疲労性を高め、高v1重運転下での
軸受性能の向上をはかるものであるが、その機構ととも
に各成分組成について説明すると、次の通りである。
強化元素を添加するだけでなく、これら強化元素ととも
にSbを添加し、硬さのみでな(、引張強度、伸びを従
来より向上させ、耐疲労性を高め、高v1重運転下での
軸受性能の向上をはかるものであるが、その機構ととも
に各成分組成について説明すると、次の通りである。
第1図に示す構成の軸受では、軸荷重をざざえる潤滑面
はマトリックス1の表面から突出する31粒子2の先端
部であり、しかも、31粒子と相手軸との間に′a膜が
介在し、流体潤滑が保たれている。しかし、急激な変動
荷重を受け、この油lIJが破れ、局部的に境界潤滑に
遅し、この時に、Si粒子2の上面にSn−Pb合金の
フィルムが介在すれば、焼付きを防止でき、しかも、正
常に油膜が再生されて流体潤滑の状態にすみやかに復帰
する口とができる。このときにも、第1図に示す構造で
あると、31粒子2の近傍にSn−pb合金粒子3が存
在し、この合金は溶融状態でも潤滑油と親和性があり、
このため、油切れを起こしにくい。また、相手軸と31
粒子との摩擦で、81粒子が高温になっても、5i−P
bの融解熱で熱吸収され、近傍のマトリックスのAlの
合金と相手軸との焼付きが起こりにくくなる。又、この
時にも第2図に示す如<、81粒子2に隣接するSn−
Pb合金粒子3の少なくとも一部が液相化しており、こ
の液相3atfSi粒子2の突出面に供給される。この
供給量は温度の上昇とともに−5−えて、Si粒子2の
潤滑面には常にSn−Pbの液相3aが介在するため、
オーバーヒートを未然に防止できる。要するに、Si粒
子2が球状化し、口れにSn −Pb合金粒子3が隣接
する構造は、境界潤滑状態(油膜が切れた)で非常に有
効であり、また、普通の流体潤滑状態でも、硬い81粒
子2が相手軸に適切になじみ、かつ、やわらかいSn−
pblにおおわれ、これがショックアブソーバ−的な働
きをする。
はマトリックス1の表面から突出する31粒子2の先端
部であり、しかも、31粒子と相手軸との間に′a膜が
介在し、流体潤滑が保たれている。しかし、急激な変動
荷重を受け、この油lIJが破れ、局部的に境界潤滑に
遅し、この時に、Si粒子2の上面にSn−Pb合金の
フィルムが介在すれば、焼付きを防止でき、しかも、正
常に油膜が再生されて流体潤滑の状態にすみやかに復帰
する口とができる。このときにも、第1図に示す構造で
あると、31粒子2の近傍にSn−pb合金粒子3が存
在し、この合金は溶融状態でも潤滑油と親和性があり、
このため、油切れを起こしにくい。また、相手軸と31
粒子との摩擦で、81粒子が高温になっても、5i−P
bの融解熱で熱吸収され、近傍のマトリックスのAlの
合金と相手軸との焼付きが起こりにくくなる。又、この
時にも第2図に示す如<、81粒子2に隣接するSn−
Pb合金粒子3の少なくとも一部が液相化しており、こ
の液相3atfSi粒子2の突出面に供給される。この
供給量は温度の上昇とともに−5−えて、Si粒子2の
潤滑面には常にSn−Pbの液相3aが介在するため、
オーバーヒートを未然に防止できる。要するに、Si粒
子2が球状化し、口れにSn −Pb合金粒子3が隣接
する構造は、境界潤滑状態(油膜が切れた)で非常に有
効であり、また、普通の流体潤滑状態でも、硬い81粒
子2が相手軸に適切になじみ、かつ、やわらかいSn−
pblにおおわれ、これがショックアブソーバ−的な働
きをする。
更に、すぐれた潤滑面を得る為には31粒子やSn−P
b合金粒子を支持する強靭なマトリックスが必要である
。すなわち、前記特許請求の範囲に記載の如く限定する
理由と、その作用効果(相乗効果を含む)について各々
の元素について列記する。
b合金粒子を支持する強靭なマトリックスが必要である
。すなわち、前記特許請求の範囲に記載の如く限定する
理由と、その作用効果(相乗効果を含む)について各々
の元素について列記する。
(11Sn7〜20%:
Snはpbと共にAtマトリックス中に分散して存在し
、軸受が基本的に必要とする耐焼付性、埋収性、なじみ
性を担う金属である。7%未満ではその耐焼付性の効果
が少なく、20%超ではSn相が三次元的に連続化し、
強度をそこねる。
、軸受が基本的に必要とする耐焼付性、埋収性、なじみ
性を担う金属である。7%未満ではその耐焼付性の効果
が少なく、20%超ではSn相が三次元的に連続化し、
強度をそこねる。
t21 Pb O,1〜5%:
pbは上記Snと共存し、Soの持つ耐焼付性、埋収性
、なじみ性の能力をより向上させ、かつ親油性、非凝着
性にすぐれ、9虚の添加でも潤滑性能を飛躍的に向上さ
せる。その量は0.1%未満では上記効果を定厚できず
、5%超は実質的にAtマトリックス中にSnと共存さ
ぜ、均一に分散させることが事実上不可能となる。
、なじみ性の能力をより向上させ、かつ親油性、非凝着
性にすぐれ、9虚の添加でも潤滑性能を飛躍的に向上さ
せる。その量は0.1%未満では上記効果を定厚できず
、5%超は実質的にAtマトリックス中にSnと共存さ
ぜ、均一に分散させることが事実上不可能となる。
(3) s* 1〜10%:
Al軸軸受非焼付性、耐荷重性、耐摩耗性を付与する重
要な元素で、1%未満では添加効果は認められず、10
%超では合金が硬くなり延性がな(なり、かえって耐荷
重性を阻害する。
要な元素で、1%未満では添加効果は認められず、10
%超では合金が硬くなり延性がな(なり、かえって耐荷
重性を阻害する。
(4) Cu、 Mg、lnの1種若しくは2種以上0
.3〜3%: Cu%MりはA!マトリックスを強化する基本的元素で
熱処理を適切に施すことで、その効果を定厚する。その
量は0.3%未満では添加効果はみられず、又、3%超
ではAlと化合物をつくり、かえって材料の延性を阻害
する。
.3〜3%: Cu%MりはA!マトリックスを強化する基本的元素で
熱処理を適切に施すことで、その効果を定厚する。その
量は0.3%未満では添加効果はみられず、又、3%超
ではAlと化合物をつくり、かえって材料の延性を阻害
する。
(5) Sb 00OIHA0.1%未満:Sbは81
粒子を球状、だ円状若しくは先端が丸味をおびる形状と
して分散析出させる効果を持つ。この効果を持たせる為
には、0.01超0.1%未満の添加が最も好ましく
、 0.01%以下ではSi粒子の形状に影響を与えず
、又、0.1%以上加えるとSn相内部に析出し、31
粒子の改良には役にたたない。
粒子を球状、だ円状若しくは先端が丸味をおびる形状と
して分散析出させる効果を持つ。この効果を持たせる為
には、0.01超0.1%未満の添加が最も好ましく
、 0.01%以下ではSi粒子の形状に影響を与えず
、又、0.1%以上加えるとSn相内部に析出し、31
粒子の改良には役にたたない。
実施例
次に、本発明の実施例について説明する。
実施例1゜
まず、第1表に示す組成のAl −Sn系軸受合金を連
続鋳造により厚さ20Mの板状材として鋳造し、各鋳造
ビレットの上下面を1.OH面削し続いて冷間圧延によ
り2III11の厚さまで圧下した。
続鋳造により厚さ20Mの板状材として鋳造し、各鋳造
ビレットの上下面を1.OH面削し続いて冷間圧延によ
り2III11の厚さまで圧下した。
この状態で300〜350℃の熱処理を行なってひずみ
を除去し、その後、輛へ!の薄い板を介して裏金の鉄板
に圧看させて厚み1.50鴎の軸受を得た。
を除去し、その後、輛へ!の薄い板を介して裏金の鉄板
に圧看させて厚み1.50鴎の軸受を得た。
これらの軸受のうちで、供試材NL1〜6は比較例の供
試材であり、&7〜11は本発明に係るもので、N・7
〜11は81球状化の為にSbを添加しかつマトリック
ス添加の為にCuおよび/またはM(1を添加したもの
である。
試材であり、&7〜11は本発明に係るもので、N・7
〜11は81球状化の為にSbを添加しかつマトリック
ス添加の為にCuおよび/またはM(1を添加したもの
である。
これらの各供試材は、軸受として使用される常温及び2
00℃の機械的性質を見るために、引張強度、伸びなら
びに硬さの試験を行ない、これを第2表に示した。なお
、各供試材は裏当金を礪械加工により削除してAl−S
n合金部分のみとし、試験片の形状はJIS z 22
01の5号に示すものとした。
00℃の機械的性質を見るために、引張強度、伸びなら
びに硬さの試験を行ない、これを第2表に示した。なお
、各供試材は裏当金を礪械加工により削除してAl−S
n合金部分のみとし、試験片の形状はJIS z 22
01の5号に示すものとした。
これらの結果から、供試材7〜11は比較例の供試材に
比べ、高温(200℃)における強度低下が少なく、C
1及びl′又はMgの添加効果がうががえる。すなわち
、Siの球状化及びマトリック2強化が相開されて強度
や伸びが改善されたものと考えられる。又、伸びも従来
例に比べて向上しており、高温での総合的な機械的性質
は向上したと言える。
比べ、高温(200℃)における強度低下が少なく、C
1及びl′又はMgの添加効果がうががえる。すなわち
、Siの球状化及びマトリック2強化が相開されて強度
や伸びが改善されたものと考えられる。又、伸びも従来
例に比べて向上しており、高温での総合的な機械的性質
は向上したと言える。
次に、供試材の耐焼付性と耐摩耗性を知るために、鈴木
式摩擦摩耗試験薇を用いて試験し、その試験条件は次の
通りであった。
式摩擦摩耗試験薇を用いて試験し、その試験条件は次の
通りであった。
マサツ速度 4R1/Sec
相手材 345G、硬さ)IIIIC=55面アラサ0
.8〜1.O3 使用オイル SAE、 20v−40油 層
150±5℃ 焼付荷1 100kg/crか6101a)/al 5
tepで焼付きに至るまで15分毎に血圧を上げてゆき
、焼付きをおこした血圧を焼付荷重とする 耐摩耗性 一方、耐摩耗性をみるために100klJ/
l112一定で6時間試験し、その後の重層変化をみる
この結果を第2表に示す。
.8〜1.O3 使用オイル SAE、 20v−40油 層
150±5℃ 焼付荷1 100kg/crか6101a)/al 5
tepで焼付きに至るまで15分毎に血圧を上げてゆき
、焼付きをおこした血圧を焼付荷重とする 耐摩耗性 一方、耐摩耗性をみるために100klJ/
l112一定で6時間試験し、その後の重層変化をみる
この結果を第2表に示す。
これによれば、供試材1〜11の何れも比較例の供試材
に比べ良好な耐焼付性、耐摩耗性を示しており、Sbg
11加及びマトリックス強化元素添加により表面性能も
向上していることがわかる。
に比べ良好な耐焼付性、耐摩耗性を示しており、Sbg
11加及びマトリックス強化元素添加により表面性能も
向上していることがわかる。
すなわち、本発明に係る合金はすぐれた潤滑機構を有し
ていることを示している。
ていることを示している。
次に、寅際に、各供試材をベアリング形状に加工し、最
終的なベアリングの疲労テストを行なったところ、第2
表に示す結果を得た。これは寅際のエンジンの条件とほ
ぼ同じようにベアリングをコンロッドに固定し、軸に偏
心荷重をかけて、以下の条件で耐久テストを行ない、焼
付きや破損を起さず、その性能をM持したFJ#間の長
さで評価するテストである。
終的なベアリングの疲労テストを行なったところ、第2
表に示す結果を得た。これは寅際のエンジンの条件とほ
ぼ同じようにベアリングをコンロッドに固定し、軸に偏
心荷重をかけて、以下の条件で耐久テストを行ない、焼
付きや破損を起さず、その性能をM持したFJ#間の長
さで評価するテストである。
なお、テスト条件は次の通りである。
面 圧 600k(If/c12回 転
数 400Or、p、m相手材料 FCD
70、アラサ0.8〜1,5S使用オイル SAE
20v−40 油 温 150℃±5℃ なお、このテストvtmの上限は300時間とし、N=
5の平均値を第2表に示した。この結果、何れも比較例
の供試材に比べ長い耐久時間を示しており、本発明に係
る合金はすぐれた耐疲労性−万、従来例No2の合金と
更にSbを0.03%添加した場合(供試材&9)にお
けるSlの形態の変化を示すと、第6図ならびに第7図
の通りであった。すなわち、第6図ならびに第1図は従
来例の合金と本発明に係る合金の顕微鏡組織を示す各説
明図であって、とくに、それぞれの試料を81粒の形状
がわかるように深くエツチングし、電子顕微鏡を用いて
撤影したものである。これら図面から明確に解るように
、第6図の如く、従来例では粒子2が全く球状化してい
ないのに反し、本発明ではSbの添加により31粒子2
のエツジ部が球状化していることがわかる。
数 400Or、p、m相手材料 FCD
70、アラサ0.8〜1,5S使用オイル SAE
20v−40 油 温 150℃±5℃ なお、このテストvtmの上限は300時間とし、N=
5の平均値を第2表に示した。この結果、何れも比較例
の供試材に比べ長い耐久時間を示しており、本発明に係
る合金はすぐれた耐疲労性−万、従来例No2の合金と
更にSbを0.03%添加した場合(供試材&9)にお
けるSlの形態の変化を示すと、第6図ならびに第7図
の通りであった。すなわち、第6図ならびに第1図は従
来例の合金と本発明に係る合金の顕微鏡組織を示す各説
明図であって、とくに、それぞれの試料を81粒の形状
がわかるように深くエツチングし、電子顕微鏡を用いて
撤影したものである。これら図面から明確に解るように
、第6図の如く、従来例では粒子2が全く球状化してい
ないのに反し、本発明ではSbの添加により31粒子2
のエツジ部が球状化していることがわかる。
実施例2゜
本発明に係る軸受台金が高融点金属等をA/マトリック
スの強化剤として添加して、合金の脆弱化を改善する効
果があるが否かを確認するため、代用特性として衝撃値
を測定し、Sbの添加作用による改善効果を実験によっ
て求めた。
スの強化剤として添加して、合金の脆弱化を改善する効
果があるが否かを確認するため、代用特性として衝撃値
を測定し、Sbの添加作用による改善効果を実験によっ
て求めた。
実験の供試材として、実施例1の第1表に示す比較材で
あるSbを含まない&5と本発明に係るちのであるN@
、 9にて比較実験を行なった。
あるSbを含まない&5と本発明に係るちのであるN@
、 9にて比較実験を行なった。
実験はJIS 22242、シャルピー衝撃試験方法に
て3号試験片(r+=5)を作成して行なった。
て3号試験片(r+=5)を作成して行なった。
実験の結果従来材は平均値0.84kg・m/CI2で
あったが、本発明に係るものは平均値3.15kq・f
fl/[)2であり、明らかに本発明に係る軸受台金は
Sb添加により改善効果が認められた。
あったが、本発明に係るものは平均値3.15kq・f
fl/[)2であり、明らかに本発明に係る軸受台金は
Sb添加により改善効果が認められた。
実施例3゜
Sbmの違いによるAt −3口合金への影響を把握す
るため、第3表に示す成分を含有する730℃の溶湯が
ら厚さ20鮒の板状材を鋳造した。このVI造材の断面
組織における81粒の形状は画像処理装置を使って円形
度係数を求めた。
るため、第3表に示す成分を含有する730℃の溶湯が
ら厚さ20鮒の板状材を鋳造した。このVI造材の断面
組織における81粒の形状は画像処理装置を使って円形
度係数を求めた。
また、この鋳造材からJIS 22201で規定された
試験片144号を切り出し、その機械的特性第4表に示
す通り、St+lが0.2%(比較材)より0.06%
(本!fi発明材)の万が31粒が著しく円形になって
おり、また、機械的性質も改善され、特に、材料が破壊
するまでの吸収エネルギー塑を代用するエネルギー値が
約1割向上している。
試験片144号を切り出し、その機械的特性第4表に示
す通り、St+lが0.2%(比較材)より0.06%
(本!fi発明材)の万が31粒が著しく円形になって
おり、また、機械的性質も改善され、特に、材料が破壊
するまでの吸収エネルギー塑を代用するエネルギー値が
約1割向上している。
これらの事からも、Sll!1が0.1%未膚の本願発
明材は従来材に比較して明らかな性質上の相違が認めら
れる。
明材は従来材に比較して明らかな性質上の相違が認めら
れる。
・、発明の効果〉
以上詳しく説明した通り、本発明は、重患%で7〜20
%Sn、0.1〜5%Pi)、1〜10%Siならびに
Cu、Mg、Inのうち1種を単味若しくは2種以上を
合量で0.3〜3.0%を含有し、残余が実質的にA/
かう成るAt−Sn系軸受合金において、0.01%超
0.1%未満のSbを添加してAtマトリックス中に3
1粒子を球状、だ円状若しくは先端が丸味をおびる形状
として分散、析出させ、Sn−Pb合金に隣接して存在
する構造のものから成るもので、この構成による本発明
軸受台金は極めて、潤滑性に優れ、がっ、100〜25
0℃の高温における機械的性質が極めて良好であり、高
負荷運転による使用条件の苛酷さに十分に耐える軸受台
金である。
%Sn、0.1〜5%Pi)、1〜10%Siならびに
Cu、Mg、Inのうち1種を単味若しくは2種以上を
合量で0.3〜3.0%を含有し、残余が実質的にA/
かう成るAt−Sn系軸受合金において、0.01%超
0.1%未満のSbを添加してAtマトリックス中に3
1粒子を球状、だ円状若しくは先端が丸味をおびる形状
として分散、析出させ、Sn−Pb合金に隣接して存在
する構造のものから成るもので、この構成による本発明
軸受台金は極めて、潤滑性に優れ、がっ、100〜25
0℃の高温における機械的性質が極めて良好であり、高
負荷運転による使用条件の苛酷さに十分に耐える軸受台
金である。
第1図は本発明の一つの寅施例に係る軸受台金の一部の
拡大断面図、第2図は第1図に示す軸受台金の潤滑R横
の説明図、第3図ならびに第4図は従来例の軸受の一部
の各拡大断面図、第5図は第4図の軸受台金の一部の拡
大断面図、第6図は従来例に係る軸受台金の組織を示す
説明図、第7図は本発明に係る軸受台金の組織を示す説
明図である。 符号1・・・・・・マトリックス 2・・・・・・Si粒子 3・・・・・・Sn−Pb合金粒子 3a・・・・・・Sr+−Pb液相 4・・・・・・オーバーレイメツキ囮 5・・・・・・軸受台金回 6・・・・・・裏金 第1図 3srl−pb枇灘+ / 第2図 第3図 第4図 第5図
拡大断面図、第2図は第1図に示す軸受台金の潤滑R横
の説明図、第3図ならびに第4図は従来例の軸受の一部
の各拡大断面図、第5図は第4図の軸受台金の一部の拡
大断面図、第6図は従来例に係る軸受台金の組織を示す
説明図、第7図は本発明に係る軸受台金の組織を示す説
明図である。 符号1・・・・・・マトリックス 2・・・・・・Si粒子 3・・・・・・Sn−Pb合金粒子 3a・・・・・・Sr+−Pb液相 4・・・・・・オーバーレイメツキ囮 5・・・・・・軸受台金回 6・・・・・・裏金 第1図 3srl−pb枇灘+ / 第2図 第3図 第4図 第5図
Claims (1)
- 1)重量%で1〜20%Sn、0.1〜5%Pb、1〜
10%SiならびにCu、Mg、Znのうち1種を単味
若しくは2種以上を合量で0.3〜3.0%を含有し、
残余が実質的にAlから成るAl−Sn系軸受合金にお
いて、0.01%超0.1%未満のSbを添加してAl
マトリックス中にSi粒子を球状、だ円状若しくは先端
が丸味をおびる形状としての分散、析出させ、Sn−P
b合金に隣接して存在する構造としたものから成ること
を特徴とするAl−Sn系軸受合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP13304089A JPH0277540A (ja) | 1989-05-26 | 1989-05-26 | Al―Sn系軸受合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP13304089A JPH0277540A (ja) | 1989-05-26 | 1989-05-26 | Al―Sn系軸受合金 |
Related Parent Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP8844789A Division JPH0717980B2 (ja) | 1989-04-07 | 1989-04-07 | Al―Sn系軸受合金 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0277540A true JPH0277540A (ja) | 1990-03-16 |
Family
ID=15095408
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP13304089A Pending JPH0277540A (ja) | 1989-05-26 | 1989-05-26 | Al―Sn系軸受合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0277540A (ja) |
-
1989
- 1989-05-26 JP JP13304089A patent/JPH0277540A/ja active Pending
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