JPS582577B2 - アルミニウム軸受合金 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、高温状態におけるＳｎ（スズ）粒子の成長お
よび硬さの低下が少なく、耐疲労性に優れかつ耐摩耗性
に優れたアルミニウム（Ａｌ）軸受合金に関するもので
、特に鋳造後数回の圧延と焼鈍を行なった後使用する場
合に好適な合金を提供するものである。

従来のアルミニウム軸受合金としては、主としてＡｌ−
Ｓｎ系合金、たとえばＡｌ−Ｓｎ（２０％）−Ｃｕ（銅
）１％、Ａｌ−Ｓｎ（２０％）−Ｐｂ（鉛）３％−Ｃｕ
（１％）−Ｓｉ（ケイ素）３％等が使用されているが、
この合金を自動車用内燃機関の軸受に使用した場合、内
燃機関の高負荷運転が継続したとき等に短時間で疲労破
壊の起ることがあった。

これは内燃機関内のオイルが高負荷連続運転時に特に高
温となり、たとえばオイルパン内のオイルの温度は１３
０℃〜１５０℃にも達するため、軸受はそのすべり面に
おいてかなり高温度になることが予想され、この結果従
来のＡｌ−Ｓｎ系合金では高温下で硬さが急激に低下し
てＳｎの溶融や移動がおこり、このことが疲労強度も低
下することの原因であると考えられる。

本発明の発明者等が高温下で硬さの高い合金やＳｎの動
きにくい合金を内燃機関軸受の形状に加工し、高温油下
で動荷重疲労試験を行なった結果、疲労強度の向上が認
められたことは上記考察を裏付けている。

また、以上の高温硬さの低下に基く疲労強度の低下とは
別に、従来のＡｌ−Ｓｎ系合金では合金組織におけるＳ
ｎ粒子の粗大化も疲労強度の低下の原因となっている。

すなわち、アルミニウム軸受合金は、Ａｌ−Ｓｎ系合金
を裏金鋼板に圧接して形成するものであるが、両金属の
接着強度を増すために圧接後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
化合物の析出する温度（約４７５℃）以下で、温度が高
く時間が長い程接着強度が大となる。

ところが、従来のＡｌ−Ｓｎ系合金は焼鈍によって高温
下におかれると、合金組織中でＡｌ粒界およびＳｎ粒子
の移動が起り、この結果時間の経過とともにＳｎ粒子の
粗大化が進行してしまうという欠点があった。

つまり従来のアルミニウム軸受合金では、裏金鋼板との
接着強度を増すために焼鈍すれば、Ｓｎ粒子の粗大化を
招き、この粗大化はＡＩ−Ｓｎ系合金の疲労強度を低下
させる原因となっている。

本発明の発明者等は、Ａｌ−Ｓｎ系合金に種々の添加元
素を加えてその高温硬さ、疲労強度についての改良を進
めた結果、既にＡｌにＳｎの他所要量のＣｒ（クロム）
またはＺｒ（ジルコニウム）およびＣｕ等を加えた合金
を開発し、特許出願（特願昭５２−２６９０号つしてい
る。

さらにＳｎ、ＣｒおよびＣｕ等の他、ｐｂまたはＩｎ（
インジウム）を加え、耐疲労性を同等に維持したまま特
になじみ性を向上させた合金を開発し、特許出願（特願
昭５２−１８２５５）している。

本発明は、さらに研究を進めた結果、Ａｌ−Ｓｎ系合金
に特にＣｒの含有量を増すことにより、相手材質を選ば
ずに耐摩耗性を著しく向上させることができる材料を見
出してなされたものである。

本発明のＡｌ−Ｓｎ系合金は、基本的には重量％で３５
％〜３５％のＳｎと、１．０％を越え７０％のＣｒとか
らなるＡＩ−Ｓｎ系合金を基本とし、これにＣｕおよび
（または）Ｍｇ（マグネシウム）３０％以下（０を含ま
ず）、９％以下（０を含まず）のｐｂ、Ｉｎ、Ｂｉ（ビ
スマス）の少なくとも１種とから構成され、かつ、Ｓｎ
量は添加元素中最大となるようにしたことを特徴とする
もので、従来のＡＩ−Ｓｎ系合金に比べＣｒ、Ｐｂ、Ｂ
ｉ、Ｉｎを加えたことによってＳｎが微細化されるとと
もになじみ性が向上し、加えて硬さが上昇し、特に高温
状態におけるＳｎの移動と成長がほとんどないことが認
められた。

また高温硬さの低下も少ない。

さらに動荷重疲労試験を行なったところ、高油温下での
疲労強度の向上が確認された。

また、特に軸受の摺動性能に大きな影響を及ぼす相手材
質、すなわち軸材質を選ばず、どんな材料であっても充
分な耐摩耗性を持つこども確認された。

Ｓｎの含有量を重量％で３５〜３５％に限定した理由は
、Ｓｎは潤滑を主目的として添加される元素であるが、
これを３５％以上添加するとなじみ性、潤滑性は向上す
るが硬さが低下し、これが３．５％以下では逆に軸受台
金としてはなじみ性等に劣るからである。

なお、このＳｎの添加量はＳｎを弧立分散させるために
、従来のＡｌ−Ｓｎ系合金では１５％程度が上限とされ
ており、その理由はこれを１５％以上添加すると合金中
のＳｎ粒子がＡｌ中に弧立して分散できなくなり連続状
態で存在し始めるため、硬さが低下するからとされてい
たが、本発明では後述する他の元素の添加効果によって
これを３５％迄添加した場合でもＳｎ粒子が弧立分散し
実用上支障がなくなった。

また、Ｓｎの添加量を３．５〜３５％の範囲でどのよう
に定めるかは、用途に応じ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（負荷）の大なると
きはＳｎ量を少なく、荷重の小なるときはＳｎ量を多く
すると良い。

また別の観点からは、焼付きが懸念される状態で使用さ
れるときはＳｎ量を多く、この心配のないときはＳｎ量
を少なくするのが良い。

しかし最近は高油温により軸受が高温になり、これが原
因で軸受が変形し焼付、疲労を起すことが問題であるの
で、高温での変形が少ないという点からＳｎ量を定める
必要もある。

Ｃｒは硬さの上昇と高温時の軟化を防ぐ点、および焼鈍
によってもＳｎ粒子の粗大化を招かないという点、また
相手材質を選ばずに充分な耐摩耗性茶持つという点につ
いて特に添加効果が高い。

まず硬さの上昇と高温時の軟化防止について述べると、
このＣｒの添加量が重量で１．０％以下では高温硬さの
改良は期待できるが耐摩耗件の向上が望めない。

７．０％以上添加するとＣｒＡｌ等のＡｌ−Ｃｒ金属間
化合物が析出し過ぎ、軸受合金としては硬くなり過ぎ、
耐摩耗性は向上してもなじみ性が極端に低下し過ぎるこ
とからその添加量を１０を越え７．０％に限定したもの
である。

この高温硬さの向上についてさらに詳述すると、Ｃｒは
ＡＩ中に固溶することによってＡＩの再結晶温度を上げ
、かつ固溶すること自体でＡＩ地の硬さを上昇させるが
、これと同時に数回の圧延によっても鋳造時に比して硬
さが上昇する。

再結晶温度を上げることは内燃機関の軸受がさらされる
高温領域でも安定した機械的性質を維持させるために効
果があり、特に硬さについては、高温下での硬さの低下
を少なくして高温領域での軸受の軟化を防ぐことができ
、ひいては疲労強度の向上をもたらす。

また固溶限を過ぎて析出するＡｌ−Ｃｒの金属間化合物
は、ウイツカース硬さで約３７０を示しこのためこの化
合物が分散析出することは高温硬さの維持を助け、これ
が適量分散することは良い効果を生ずる。

次にＣｒ添加によるＳｎ粒子の粗大化阻止効果について
述べる。

Ｓｎ粒子の粗大化はＡｌ−Ｓｎ系合金が高温下におかれ
た場合Ａｌ粒界およびＳｎ粒子の移動が起るために生ず
る現象であるが、Ｃｒは上記のようにＡｌ−Ｃｒの金属
間化合物の析出物を作り、この析出物がＡｌ地金中に細
かく分散して存在するため、この金属間化合物が直接的
にはＡｌ粒界の移動を妨げ、同時にＡｌ結晶粒の成長を
妨げてＳｎ粒子の移動、つまりＳｎ粒子の粗大化を防ぐ
からであると考えられる。

このことは、圧延、焼鈍等により微細化されたＳｎ粒子
を、そのまま保つことにつながり、前記種々の効果を持
つのである。

そしてこのような現象は比較的Ｓｎ量の多い場合（約１
０％以上）において、またより顕著な効果はＳｎが連続
して存在しはじめる約１５％前後以上において効果があ
る。

しかし、Ｓｎ量が１０％以下であってもその使用条件、
用途によっては上記Ｃｒの添加による効果が充分必要と
されることはもちろんである。

また、Ｓｎ粒子が微細のまま保持されてＡｌ地金中に存
在するということは、同時に２３２℃という低い融点を
もつＳｎ粒子の高温下での溶出現象を防止するためにも
効果的であると考えられ、この観点からしても硬さの低
下防止の効果が背首される。

なお、以上は焼鈍に関してＳｎ粒子の粗大化阻止効果を
述べたものであるが、以上の効果は本軸受材料の使用環
境が焼鈍に匹敵する高温下である場合にもそのまま妥当
し、したがって軟化の防止を通じ疲労強度の向上を図る
、ことができる。

次に、Ｃｒ添加による耐摩耗性向上効果について述べる
。

ＣｒはＡｌ地金中において上記のようにＡｌ−Ｃｒの金
属間化合物の析出物を作るが、この化合物は、ウイツカ
ース硬さで約３７０を示し、非常に硬い析出物であるの
で軸との摩擦による軸受の摩耗をこの析出物により著し
く減少させることができ、これが適量分散することは良
い効果を生ずる。

ここに適量の範囲は、前述のようにＣｒが７．０％以下
を意味し、この範囲であれば上記折出物は均一に分散し
、なじみ性等他に悪影響を与えることなく耐摩耗性を向
上させる効果が得られる。

加えてＡｌ−Ｃｒ析出物は次のような効果を持つ。

すなわち軸受にとって相手材質は軸受性能を大きく左右
し、たとえば従来のＡｌ−Ｓｎ系軸受と球状黒鉛鋳鉄軸
と組合せて使用すると焼付性、耐摩耗性等についての軸
受性能を著しく阻害する。

そしてまた昨今、鋼軸に替わり加工上安価な球状黒鉛鋳
鉄軸が多く使われるようになってきた。

ところが球状黒鉛鋳鉄は軟質な黒鉛が鉄地の中に点在し
ていて、このためこの軸を研削するとその黒鉛の周囲に
鋭い刃形を持った研摩パリが発生する。

このような研摩パリの発生した軸を相手に油膜厚さと軸
および軸受表面粗さとが同じになる程度の高荷重下で軸
受を摺動させると、このパリにより軸より軟かい軸受面
は切削されることになり、この状況が進行すると軸受表
面精度が粗くなったり軸の軸受とのクリアランスが増大
したりし、しいては油膜圧力が構成されなくなったり、
油膜破断により油膜が構成されなくなったりして、その
結果軸と軸受との直接接触つまり金属接触がより多く起
り焼付に至る。

ところが本発明に係る合金は球状黒鉛鋳鉄軸のパリより
も硬いＡｌ−Ｃｒの析出物をＡｌ地中に分散存在させて
、このＡｌ−Ｃｒ析出物により球状黒鉛鋳鉄軸の研摩パ
リを取り去る効果およびＡｌ−Ｃｒの析出物が移着、凝
着現象を起しにくくする効果をも持たせてあり、これに
より軸受表面の摩耗の進行は比較的短時間で抑えられ安
定した油膜が構成されるようになり、この結果球状黒鉛
鋳鉄軸に対して特に耐摩耗性、耐焼付性を向上させる。

次に本発明は、上記組成に加えてＣｕ または（および
）Ｍｇを重量％で３％以下加えたものである。

このうちＣｕを用いる場合にはその添加量を３％以下と
する。

３％以下添加すると硬さは向上するがＣｕの増加と共に
圧延性、耐斡性が低下し好ましくないからである。

ここでより好ましい添加割合は２．０以下である。

またＭｇについては、これを３％以上添加すると、硬さ
は向上するが圧延による硬さ上昇が大きくなり過ぎて充
分な圧延ができなくなり、このため微細なＳｎ組織を得
ることが困難になる。

また焼鈍時にＡｌに固溶していたＭｇが析出しやすく余
分に添加された量は析出してしまうため、固溶によるＡ
ｌ地の強化は期待できない。

ここでより好ましい添加割合は２．０以下である。

このＣｕとＭｇの上記効果はＣｒと同時に添加して生ず
るもので、ＣｕまたはＭｇ単独では高温下での硬さの上
昇の効果が期待できない。

すなわちＣｕまたはＭｇはＡｌ中に添加した場合に圧延
時の硬さの上昇が大きく同一圧延率でも他の元素を添加
したＡｌ材料に比し、硬さの上昇は顕著であるが、２０
０℃近く迄加熱すると容易に軟化し、高温硬さの維持は
期待できない。

これに対してＣｒとＣｕ またはＭｇを同時に添加する
と、ＣｕまたはＭｇの添加効果によって圧延時に高くな
った硬さが、焼鈍をしてもＣｒの添加効果、すなわち再
結晶温度の上昇によりあまり低下しない。

この硬さは高温時においても保たれ、従来合金に比べて
高温強度のある合金となり、ひいては疲労強度の向上に
もつながる。

なおＣｕとＭｇを同時に添加する場合は、その合計量は
３％以内とし、その内Ｃｕは２％以内とすることが好ま
しい。

次にＰｂ，Ｂｉ、Ｉｎのうち少なくとも１種添加するこ
とはＳｎの潤滑金属としての性質を改良するためであり
、Ｃｒと一緒に添加したときに効果が認められる。

従来Ａｌ−Ｓｎ系合金の中にこれらの元素を添加するこ
とは考えられ、また一部行なわれているが、これらの添
加元素を単独で加えるとＡｌ−Ｓｎ系合金の中へ合金化
されてしまうためＳｎの融点が低くなってしまうという
欠点が避けられない。

このため従来のＡｌ−Ｓｎ系合金は低温でＳｎの溶融と
移動が起こり易くなる結果、粗大なＳｎ粒に成長しやす
く、これを軸受として使用すると、高負荷運転が連続し
たとき部分的に溶融し、ハクリすることもありうる。

これに対し本発明のようにＣｒを加えることによってＳ
ｎ粒を微細化し、かつその組織を高温でも維持でぎるよ
うにしておくと、Ｐｂ，Ｂｉ、Ｉｎのうち少なくとも１
種を加えても上記のような幣害は生ぜずにＳｎの潤滑性
を改鋳することができ、高い疲労強度の必要とされる軸
受にも使用可能となり、さらに耐疲労性に加えてなじみ
性の向上も図ることができる。

またさらに析出したＡｌ−Ｃｒ金属間化合物の軸受表面
に露出した表面に、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｉｎの添加によって潤
滑性能が改善されたＳｎ系低融点金属が薄く被膜を形成
することにより、摩擦特性が改善される。

このような効果を得ることのできるＰｂ、Ｂｉ、Ｉｎの
うち少なくとも１種の添加量は９％以下（０を含まず）
であり、好ましくは含有Ｓｎ量に対し約１５％以下程度
がよい。

なおｐｂとＢｉとＩｎを合わせて９％以下としてもよい
。

さらにＳｎとｐｂ、Ｂｉ、Ｉｎのうち少なくとも１種と
の合計添加量は３５％以内がよい。

なおＡｌ中に潤滑金属を微細に存在させるためにＳｎ量
は添加示素の中では最も多くなければならない。

上記組織のＡｌ軸受合金は、主に車輌用内燃機関のすべ
り軸受として使用されるが、この場合裏金鋼板に圧接し
て用いるのが普通であり、この圧接後には接着強度を増
すために焼鈍を行なっている。

ところが前述のように従来のＡｌ−Ｓｎ系合金では圧延
後の数回に渡る焼鈍によって合金組織中のＡｌ粒界およ
びＳｎ粒子の移動が生じ、Ｓｎ粒子が粗大化するため、
硬さの低下、Ｓｎ粒子の溶出等の欠点が生じていた。

これに対し本発明では、圧延、焼鈍の工程から生じるＡ
ｌ−Ｃｒ金属間化合物の析出物がＡｌ粒界の移動を妨げ
るとともにＡｌ結晶粒の成長を阻止するので、焼鈍によ
る上記悪影響の生ずることがなく、このため焼鈍温度を
上げてＡｌ−Ｓｎ系合金と裏金鋼板との接着強度を増す
ことができる。

なおこのことは、本合金が焼鈍に匹敵する高温下に置か
れる場合にも、そのまま妥当するから、軟化の防止を通
じ疲労強度の向上に寄与できることも同時に意味してい
る。

次に実施例によって本発明を説明する。

次表は本発明に係る合金１〜１７、比較材として合金１
８〜２１の化学成分値を示すものである。

合金１から１７迄は、ガス炉においてＡｌ地金を溶解し
、次にＡｌ−Ｃｒ母合金やＡｌ−Ｃｕ母合金Ａｌ−Ｍｇ
母合金を目的成分に応じて溶解し最後にＳｎおよびｐｂ
等を添加したのち脱ガス処理をし、湯温７２０℃で金型
に鋳造を行なったものでその後圧延と焼鈍（３５０℃）
を繰り返して試料を作り、高温硬さ測定を行なった。

次にこの試料をさらに圧延し、その後これらの合金と裏
金鋼板とを圧接してバイメタル材とし、これを焼鈍（３
８０℃）した後平面軸受に加工して動荷重疲労試験を行
なった。

また合金１８〜２１は、比較の便宜のために従来の組成
の合金を上記合金と同一の製造法で作製して試料とし、
同一の試験を行なった。

第１図は、上記合金１ないし２１の高温下での硬さをヴ
イツカース硬度で測定した結果を示すものである。

これらのグラフから明らかなように、本発明に係る合金
１〜１７は従来の合金１８〜２０に比してすべての温度
領域において硬度が高く、また従来の合金２１との比較
では、合金２１の方が低温度領域において硬度の高い場
合も存在するが、合金２１は温度の上昇と共に急激にそ
の硬度が低下するのに対し、本発明の合金１ないし１７
は温度上昇に伴う硬度低下の程度がゆるやかであり、し
たがって温度の変化に伴う軸受状態の変化を少なくでき
るという効果がある。

また特にＰｂ、Ｂｉ、Ｉｎの他にＣｕまたは（および）
Ｍｇを添加した合金５〜１３，１６，１７は、全温度領
域において特に硬度の高いことが認められ、かつ合金２
１に比して温度上昇に伴う硬度低下が少なく特に温度２
００℃においても高い硬度を維持している。

これは明らかにＣｕ，Ｍｇを加えたことによる効果であ
る。

また合金組織の上からは、本発明に係る合金１ないし１
７は、裏金鋼板との接合後の焼鈍を経ても、Ｓｎ粒子の
粗大化は認められなかった。

第２図は、本発明の合金２，５，９，１４，１６と従来
の合金１Ｂ，１９，２０について動荷重軸受疲労試験を
行なった結果を示す。

この試験は、軸回転数３０００ｒ．ｐ．ｍ、軸材として
Ｓ５５Ｃ焼入れ材を使用し、一定油温の強制潤滑下にお
いて、鉄鋼材料の疲労状況を知る１０７回応力繰り返し
条件で油温を異ならせて耐疲労面圧を測定したものであ
る。

このグラフから明らかなように合金２，５，９，１４，
１６，１８，１９，２０とも温度が高い程耐疲労面圧が
低下するが、本発明に係る合金２，５，９，１ ４，１
６は耐疲労面圧の低下の程度が従来の合金１８，１９，
２０程大きくなく、かつ合金２，５，９，１４，１６と
合金１８，１９，２０は低温側の耐疲労面圧での差はそ
れ程大きくないが、高温側の耐疲労面圧は合金２，５，
９，１４，１６が合金１８，１９，２０を凌駕している
ことが明瞭に認められる。

なお、第２図は本発明に係る合金を代表させて合金２，
５，９，１４，１６従来の合金を代表させて１８，１９
，２０を挙げたものであるが、他の合金も同様の傾向を
行す結果が得られている。

また次表は本発明に係る合金２，９，１２と従来の合金
１８，１９について焼付試験を行なったときの焼付荷重
を示すものである。

この実験は、軸回転数１０００ｒ．ｐ．ｍ、軸材として
Ｓ５５Ｃ焼入れ材を使用し、一定油温（１４０℃）の強
制潤滑下において、焼付に至る迄の荷重（静荷重）を測
定したものであって、本発明の合金２，９，１２は合金
１８，１９に比しはるかに優れた焼付荷重を示しており
、これはなじみ性を向上させる添加剤、すなわちＰｂ，
Ｂｉ、Ｉｎの効果であることが認められる。

さらに第３図は本発明に係る合金２，９と従来の合金１
９について、荷重を増加させた場合の摩擦トルクの変化
の状態を測定した結果を示すグラフである。

この実験は、上記焼付試験の際、荷重を増加させる途中
の状況をオシログラフで測定している。

このグラフによれば、従来の合金１９では荷重を増加さ
せる度に摩擦トルクはピークの発生を伴って大きく変動
しつつ増加し、また合金２ではピークを伴う程大きな変
動は認められず滑らかに変動しているが、荷重増加の停
１Ｆ時に山形の摩擦トルク変動が生じている。

これに対し本発明の合金９では、荷重の増加に対して極
めて滑らかに追従して摩擦トルクが増加しており、有害
な摩擦トルク変動は生じていない。

これは本発明の合金がなじみ性に優れ、かつ焼付の生じ
にくいことを示している。

すなわち従来の合金１９にみられる変動の大きなピーク
波形は、摺動面の油膜が部分的に破壊され、固体接触が
生じこれが繰り返されると全体破壊（焼付）を生じるこ
とを意味しており、このような波形を生じない本発明の
合金２，９はなじみ性および耐焼付荷重が高い。

なお、本発明に係る合金組成において、Ａ１中には通常
の精練技術ではどうしても避けられない不純物が含まれ
ることは勿論である。

次に第４図は本発明に係る合金１，５，１４と従来の合
金１８，１９について摩耗試験を行なったときの荷重を
増加させた場合の摩耗量の変化の状態を測定した結果を
示すグラフである。

このグラフによれば、従来の合金１８と比較しＣｒを添
加した１，５，１４また従来の合金中Ｓｉを添加した１
９は摩耗量が極めて少ないことが認められる。

またＣｒを添加した合金でもＣｒ含有量の差によって摩
耗量に差が認められる。

すなわち、Ｃｒ添加量の多い５，１４の方が１より摩耗
量が少ない。

この実験は、軸回転数１０００ｒ．ｐ．ｍ，軸材として
Ｓ５５Ｃ焼入れ材（軸アラサ１μ）を使用し、一定油温
（１２０℃）の強制潤滑下において荷重を増加させた場
合の、各荷重での摩耗量を測定したものであり、本発明
の合金１，５，１４は合金１８に比しはるかに優れた耐
摩耗性を示しており、これはＣｒ添加による効果である
ことが認められる。

次に第５図は第４図と同様の実験を軸材質として球状黒
鉛鋳鉄材を使用して行なったものである。

第４図の鋼軸の場合と比して、本発明に係る合金１，５
，１６は、従来の合金である１８と摩耗量において大き
な差が認められ、Ｃｒ添加による耐摩耗性向上効果は、
球状黒鉛鋳鉄軸を使用した場合の方が鋼軸を使用した場
合より、より明確となる。

なお、第４図、第５図の結果では、本件発明品と従来材
の一部とは同様の結果を示しているが、従来材は第１〜
３図で明らかなように欠点を持ち、結局は充分な合金と
はいえない。

次に第６図は本発明に係る合金１．２，９と従来の合金
１８，１９，２０について焼付試験を相手材質として球
状黒鉛鋳鉄軸を使用して行なったときの、焼付に至った
ときの面圧を示すグラフである。

このグラフによれば従来の合金１８と比較しＣｒを添加
した合金１，２，９は焼せ面圧が高いことが認められる
。

またＣｒを添加した合金宅もＣｒ含有量の差によって焼
付荷重に差が認められる。

すなわちＣｒ添加量の多い合金２の方が１より耐焼付性
に優れている。

中でもｐｂを添加した合金９については、すぐれた耐焼
付性を示している。

また従来の合金１９は、その化学成分中のＳｉによると
思われる耐焼付性の向下が見られ、かつｐｂが添加され
た合金２０はよりすぐれた本件発明と同様の効果が認め
られる。

ただし前述した如く、これら従来材は本発明の合金の特
徴の一つである高温硬さの低下防止、耐疲労性の向上等
は認められない。

以上の通り本発明に係るアルミニウム軸受合金は、Ｃｒ
添加による硬さの向上、高温硬さの低下防止、Ｓｎ粒子
の粗大化阻止効果、これらを通じての耐疲労性向上、お
よび耐摩耗性の向上に加え、特に球状黒鉛鋳鉄軸に使用
する場合においての耐摩耗性、耐焼付性の向上、またＣ
ｒとともに添加して効果のあるＰｂ，Ｂｉ、Ｉｎにより
なじみ性の向上、耐焼付性の向上を図ることができ、さ
らにＣｕ、Ｍｇを加えれば高蝉強度がより向上する。

また裏金鋼板との圧接後の圧延焼鈍を高温度長時間で行
なえるので、両者の密着性を高めることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明に係るアルミニウム軸受合金と従来の
同種軸受合金等との温度変化に伴う硬度変化の様子をプ
ロットしたグラフ、第２図は、同じく耐疲労面圧の変化
の様子をプロットしたグラフ、第３図は同じく荷重を増
加させた場合の摩擦トルクの変化の状態を示すグラフ、
第４図は、鋼軸に対して同じく荷重を増加させた場合の
摩耗量の変化の状態を示すグラフであり、第５図は同じ
く球状黒鉛鋳鉄軸に対しての摩耗量を示すグラフである
。 第６図は球状黒鉛鋳鉄軸に対しての焼付面圧を示すグラ
フである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量でスズ３．５〜３５％、クロム１．０を越え７
   ．０％、および残部が本質的にアルミニウムからなるア
   ルミニウムースズ系軸受合金。 ２ 重量でスズ３．５〜３５％、クロム１．０を越え７
   ．０％、銅および（または）マグネシウム３，０％以下
   （０を含まず）、および残部が本質的にアルミニウムか
   らなるアルミニウムースズ系軸受合金。 ３ 重量でスズ３．５〜３５％、クロム１．０を越え７
   ．０％、銅および（または）マグネシウム３．０％以下
   （０を含まず）、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｉｎの少なくとも１種を
   ９．０％以下（０を含まず）、および残部が本質的にア
   ルミニウムからなるアルミニウム−スズ系軸受合金。 ４ 重量でスズ３．５〜３５％、クロム１．０を越え７
   ．０％、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｉｎの少なくとも１種を９．０％
   以下（０を含まず）、および残部が本質的にアルミニウ
   ムからなるアルミニウム−スズ系軸受合金。