JPS6263635A - Al−Sn−Pb系軸受合金 - Google Patents
Al−Sn−Pb系軸受合金Info
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- JPS6263635A JPS6263635A JP60202942A JP20294285A JPS6263635A JP S6263635 A JPS6263635 A JP S6263635A JP 60202942 A JP60202942 A JP 60202942A JP 20294285 A JP20294285 A JP 20294285A JP S6263635 A JPS6263635 A JP S6263635A
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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】
〈発明の目的〉
産業上の利用分野
本発明はi −Sn−Pb系軸受合金に係り、詳しくは
、マトリックス中にSi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
、耐摩耗性を有するAl−Sn−Pb系軸受合金に係る
。
、マトリックス中にSi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
、耐摩耗性を有するAl−Sn−Pb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、潤滑油の温度が上界し、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
メッキ等によりPb−Sn系等の表面−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、オーバーレイメッキ
等によ−)で表面N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、潤滑油の温度が上界し、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
メッキ等によりPb−Sn系等の表面−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、オーバーレイメッキ
等によ−)で表面N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ッキ層を有する軸受は
、一般的には、JIS H5402、AJ−1(10%
Sn、 0.75%Cu、 0.5%N1.1Baj?
)ヤ、JIS H5402、AJ−2(6%Sn、2.
5%Cu、1.0%Ni5八1Bal)等のJIS規格
、SAE 780(6%Sn、2%Si、1%Cu、0
.5%Ni、0.1%Ti、AlBa/)等のSAE規
格に示される通り、その軸受台金部分は釘含有母が比較
的少ない低5n−AI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
イメッキ留が形成されている。
、一般的には、JIS H5402、AJ−1(10%
Sn、 0.75%Cu、 0.5%N1.1Baj?
)ヤ、JIS H5402、AJ−2(6%Sn、2.
5%Cu、1.0%Ni5八1Bal)等のJIS規格
、SAE 780(6%Sn、2%Si、1%Cu、0
.5%Ni、0.1%Ti、AlBa/)等のSAE規
格に示される通り、その軸受台金部分は釘含有母が比較
的少ない低5n−AI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
イメッキ留が形成されている。
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ッキ層が摩滅して焼付きに
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ッキ層を形成しない軸受は、SAE
783(20%Sn、0.5%Si’、1.0%Cu
、0.1%Ti%AIi!Ba1)に示される通り、S
n含有」が多い高S+1−A1合金から成っている。し
かし、このようにSOが20%程度の叩く多く含まれる
合金は、硬度が低(、Alマi・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ッキ層が摩滅して焼付きに
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ッキ層を形成しない軸受は、SAE
783(20%Sn、0.5%Si’、1.0%Cu
、0.1%Ti%AIi!Ba1)に示される通り、S
n含有」が多い高S+1−A1合金から成っている。し
かし、このようにSOが20%程度の叩く多く含まれる
合金は、硬度が低(、Alマi・リックスが弱くなるた
め、高負荷に耐えられない。
また、5nfi有mの多少に拘らず、Al−Sn系合金
中にpbを添加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「軸受合金J第139頁に記載され、この
軸受台金は10%Sn、1.5%Cu、 0,5%S1
を含むとともに3%Pbを添加して成るAl−Sn−P
b系合金である。
中にpbを添加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「軸受合金J第139頁に記載され、この
軸受台金は10%Sn、1.5%Cu、 0,5%S1
を含むとともに3%Pbを添加して成るAl−Sn−P
b系合金である。
更に、このAI −Sn−Pb系合金では、PbfAl
とはほとんど固溶しないため、このpbの分散性の向上
のために、sbを添加した1−Sn−Pb−sb系合金
が特公昭52−12131号に記載され、更に、A17
トリツクス強1ヒのためにOrを流力0したA l −
Sn −Pb −Sb −Cr系合金が特公昭58−1
8985号に記載されている。しかし、これらのAl−
Sn−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、gl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。
とはほとんど固溶しないため、このpbの分散性の向上
のために、sbを添加した1−Sn−Pb−sb系合金
が特公昭52−12131号に記載され、更に、A17
トリツクス強1ヒのためにOrを流力0したA l −
Sn −Pb −Sb −Cr系合金が特公昭58−1
8985号に記載されている。しかし、これらのAl−
Sn−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、gl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−Sn系合金中に粗大
なSiを分散析出させたものが特開昭58−6433G
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−Sn系合金中に粗大
なSiを分散析出させたものが特開昭58−6433G
号によって提案されている。
この軸受は硬いSi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、この凹部周囲
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、」−記の如きA1−Sn系、AI −S
n−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St
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ID化され、C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、この凹部周囲
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、」−記の如きA1−Sn系、AI −S
n−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St
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ID化され、C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t、p S i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t、p S i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問題点
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;n性向上のために
Snやpb等の含有出を高めたり、更に、AXマ]〜リ
ツクスの強化を目的としてCr、sb等やMn%N1等
の元素を添加していたが、これらの元素によってAlマ
トリックスの硬度を増す口とはできても、逆にA1合金
が脆弱となり高負荷運転下には殆んど高温下+100〜
250”C)での耐疲労性を示さないということが解フ
た。さらにSi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;n性向上のために
Snやpb等の含有出を高めたり、更に、AXマ]〜リ
ツクスの強化を目的としてCr、sb等やMn%N1等
の元素を添加していたが、これらの元素によってAlマ
トリックスの硬度を増す口とはできても、逆にA1合金
が脆弱となり高負荷運転下には殆んど高温下+100〜
250”C)での耐疲労性を示さないということが解フ
た。さらにSi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、ごの高温で
の耐疲労性ブチ強く要求されることに着目し、従来のA
lマトリックス強化元素を添加するのにも拘らず、A1
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、1l14摩耗性を具えるA
X−Sn −Pb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、ごの高温で
の耐疲労性ブチ強く要求されることに着目し、従来のA
lマトリックス強化元素を添加するのにも拘らず、A1
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、1l14摩耗性を具えるA
X−Sn −Pb系軸受合金を提供する。
〈発明の構成〉
問題点を解決するための
手段ならびにその作用
すなわち、本発明に係る軸受台金は、重量%で、3〜3
5%Sn、 0.1〜11%St、 0.i 〜10%
Pb、0.3%以下5r(0を含まず)ならびに合計で
0.1〜4%のCu、Mg、Zn、 Cr、 Mn、F
e、 Co、Ni、 Mo、 Sb。
5%Sn、 0.1〜11%St、 0.i 〜10%
Pb、0.3%以下5r(0を含まず)ならびに合計で
0.1〜4%のCu、Mg、Zn、 Cr、 Mn、F
e、 Co、Ni、 Mo、 Sb。
Ti、 V、 7rのうち少なくとも1種若しくは2種
以上含有し、残余が実質的にAlから成って、しがも、
このAlマ]・リックス中にSi粒子を、球状、だ円状
若しくはそれに近い形状に析出させで成ることを特徴と
する。
以上含有し、残余が実質的にAlから成って、しがも、
このAlマ]・リックス中にSi粒子を、球状、だ円状
若しくはそれに近い形状に析出させで成ることを特徴と
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j3いでは、車に高融点元素である
Cr、 Co、N1等を添加し、高温強度を高め、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、AI −Sn
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、軸受合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。
Cr、 Co、N1等を添加し、高温強度を高め、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、AI −Sn
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、軸受合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
rを必須成分として添加し、口のsrを31に作用させ
、鋳造時点よりSi結晶の球状化を計り、更に、熱処理
によりこの31結晶の球状化を高め、これにより、AX
−Sn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
rを必須成分として添加し、口のsrを31に作用させ
、鋳造時点よりSi結晶の球状化を計り、更に、熱処理
によりこの31結晶の球状化を高め、これにより、AX
−Sn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、一般的に云って、耐疲労強さは材料の引張強
さ、沖び、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tFだ
ところ、このようなSrの作用を知見し、ごれにもとず
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き高融点元素をAI−Sn合金に
添加しても、Srの添加によって機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
に低下させることがない。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、沖び、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tFだ
ところ、このようなSrの作用を知見し、ごれにもとず
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き高融点元素をAI−Sn合金に
添加しても、Srの添加によって機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
に低下させることがない。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、これにより表面性能が著しく高められてい
る。
件に適合し、これにより表面性能が著しく高められてい
る。
一般的に、焼付現栄はそれに1ヱ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P
b−Sn合金のオーバーレイメッキ図を形成したcu
−r’b系軸受合金は高荷重運転下ではこのメッキ層が
摩滅し焼付きに〒るのに対し、Al−Sn−Pb系合金
であって、Sl、Cu等を含む軸受は表面にオーバーレ
イメッキ図が形成されていないのにも拘らず、焼付さに
至らない現象が存在する。
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P
b−Sn合金のオーバーレイメッキ図を形成したcu
−r’b系軸受合金は高荷重運転下ではこのメッキ層が
摩滅し焼付きに〒るのに対し、Al−Sn−Pb系合金
であって、Sl、Cu等を含む軸受は表面にオーバーレ
イメッキ図が形成されていないのにも拘らず、焼付さに
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看目し、両、軸受を構
造的に比較検討した。すなわら、第3図は表面にオーバ
ーレイメッキ府を有する軸受の一部の拡大断面図であり
、第4図はAl−Sn−pb金合金あって、表面にオー
バーレイメッキNがなくしかもSi、Cu等を含む軸受
の一部の拡大断面図である。第3図から明らかな如く、
この軸受は表面のオーバーレイメッキ図4、合金層5な
らびに裏金6から成って、このオーバーレイメッキ図4
の全表面によって軸荷重が支持される。己れに対し、第
4図に示す如(、AJ−Sn−Pb系合金でSi、Cu
等を含む軸受は合金図5と裏金6とから成って、この合
金図5のマl−リックス中に棒状管片状のSi粒子2t
f−析出している。従・〕で、この軸受では相手軸の荷
重は硬いSi粒子2で支えられ、しがも、Si粒子が上
記の如く切削力を持っている。
造的に比較検討した。すなわら、第3図は表面にオーバ
ーレイメッキ府を有する軸受の一部の拡大断面図であり
、第4図はAl−Sn−pb金合金あって、表面にオー
バーレイメッキNがなくしかもSi、Cu等を含む軸受
の一部の拡大断面図である。第3図から明らかな如く、
この軸受は表面のオーバーレイメッキ図4、合金層5な
らびに裏金6から成って、このオーバーレイメッキ図4
の全表面によって軸荷重が支持される。己れに対し、第
4図に示す如(、AJ−Sn−Pb系合金でSi、Cu
等を含む軸受は合金図5と裏金6とから成って、この合
金図5のマl−リックス中に棒状管片状のSi粒子2t
f−析出している。従・〕で、この軸受では相手軸の荷
重は硬いSi粒子2で支えられ、しがも、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、摩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、高負荷条件下で摩擦面の温度は急速に−
[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l115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荷重がかから
ないため、十分な潤滑が保持され、摩擦面の;;度上昇
はおさえられる。
よって潤滑、摩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、高負荷条件下で摩擦面の温度は急速に−
[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l115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荷重がかから
ないため、十分な潤滑が保持され、摩擦面の;;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ぎわめで有効であ
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
る軸受合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ぎわめで有効であ
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
る軸受合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At −Sn−Pb系合
金であって、SiやCu等を含む軸受台金にお(づるS
lの析出形態に石目し、その形態の潤滑面におよぼ−ず
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
層的性質が強く、相手軸の主成分の「e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がら、軸荷重の点支持手段はSlが
きわめて好適であることがわかった。
金であって、SiやCu等を含む軸受台金にお(づるS
lの析出形態に石目し、その形態の潤滑面におよぼ−ず
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
層的性質が強く、相手軸の主成分の「e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がら、軸荷重の点支持手段はSlが
きわめて好適であることがわかった。
第2に、相手軸を油膜を介し点支持する場合、Si粒子
はそのビッカース硬さが599にも達ケるほと硬く、し
かも、Si粒子は化合物でないためもろさがなく、弾性
に富み、2激な変動荷重に耐えられることがわか一部た
。
はそのビッカース硬さが599にも達ケるほと硬く、し
かも、Si粒子は化合物でないためもろさがなく、弾性
に富み、2激な変動荷重に耐えられることがわか一部た
。
しかしながら、Siは上記の如き性質を持〕ているのに
も拘らず、結晶性が強(、Al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、ぞ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7トリツクス1中に5i
−pb合金粒子とともに析出するSi粒子2は板状若し
くは棒状化し、Si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、硬い31粒
子2のエツジによ)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(、Al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、ぞ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7トリツクス1中に5i
−pb合金粒子とともに析出するSi粒子2は板状若し
くは棒状化し、Si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、硬い31粒
子2のエツジによ)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、Si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制御する。
に、Si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制御する。
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7トリツクス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1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。
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7トリツクス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1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、7トリツクス中の切欠効果
がなく、強度的にも安定した7トリツクスを得ることが
でき、耐摩耗性にも優れる。
がなく、強度的にも安定した7トリツクスを得ることが
でき、耐摩耗性にも優れる。
口のSi粒子の球状化は、S(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−〕で達成でき、と
くに、その添加元素としてSrが有効である。
合金液相の性質を改善することによ−〕で達成でき、と
くに、その添加元素としてSrが有効である。
更に、Srを匝加すると、5n−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5n−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(例えば、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5n−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(例えば、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、
7トリツクスの高温での強化をはかる必要がある。
7トリツクスの高温での強化をはかる必要がある。
すなわち、Al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(llv10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
7トリツクス強化元素として、例えば、Or、 Mn、
Fe%Co、 Ni%Mo、 Sb、 Tt、、V、
Zr等を添加し、口れら強化元素はその中の1種若しく
は2種以上を選択し、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(llv10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
7トリツクス強化元素として、例えば、Or、 Mn、
Fe%Co、 Ni%Mo、 Sb、 Tt、、V、
Zr等を添加し、口れら強化元素はその中の1種若しく
は2種以上を選択し、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、単に従来のように素地
強化元素を添加するだ【づrなく、これら強化元素とと
もにSrを添加し、硬さのみでなく、引張強度、伸びを
従来より向上させ、耐疲労性を高め、高荷重運転下での
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【づrなく、これら強化元素とと
もにSrを添加し、硬さのみでなく、引張強度、伸びを
従来より向上させ、耐疲労性を高め、高荷重運転下での
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、軸荷重をささえる潤滑面
は7トリツクス1の表面から突出するSi粒子2の先端
部であり、しかも、Si粒子と相手軸との間に油膜が介
在し、流体潤滑が保たれている。しかし、急7!な変動
荷重を受け、この油膜が破れ、局部的に境界潤滑に達し
、この時に、Si粒子2の上面に5n−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
ことができる。このときにも、第1図に示す構造である
ど、Si粒子2の近傍に5n−PI+合金粒子3が存在
し、この合金は溶融状1−r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Si
粒子との摩擦で、Si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7トリツクスのAtの
合金と相手軸との焼付ぎが起こりにくくなる。又、この
時にも第2図に丞す如(、Si粒子2に隣接する5n−
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3aがSi粒子2の突出面に供給される。この供
給伍は温度の上昇とともに・S・えて、Si粒子2の潤
滑面には常に5n−Pb17)液相3aが介在するため
、オーバーヒー1−を未然に防止できる。要するに、S
i粒子2が球状化し、これに5n−Pb合金粒子3が隣
接覆る構造は、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Si
粒子2が相手軸に適切になじみ、かつ、やわらかいSロ
ーpblにおおわれ、己れがショックアブソーバ−的な
働きをする。
は7トリツクス1の表面から突出するSi粒子2の先端
部であり、しかも、Si粒子と相手軸との間に油膜が介
在し、流体潤滑が保たれている。しかし、急7!な変動
荷重を受け、この油膜が破れ、局部的に境界潤滑に達し
、この時に、Si粒子2の上面に5n−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
ことができる。このときにも、第1図に示す構造である
ど、Si粒子2の近傍に5n−PI+合金粒子3が存在
し、この合金は溶融状1−r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Si
粒子との摩擦で、Si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7トリツクスのAtの
合金と相手軸との焼付ぎが起こりにくくなる。又、この
時にも第2図に丞す如(、Si粒子2に隣接する5n−
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3aがSi粒子2の突出面に供給される。この供
給伍は温度の上昇とともに・S・えて、Si粒子2の潤
滑面には常に5n−Pb17)液相3aが介在するため
、オーバーヒー1−を未然に防止できる。要するに、S
i粒子2が球状化し、これに5n−Pb合金粒子3が隣
接覆る構造は、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Si
粒子2が相手軸に適切になじみ、かつ、やわらかいSロ
ーpblにおおわれ、己れがショックアブソーバ−的な
働きをする。
史に、ずぐれた潤滑面を得る為にはSi粒子や5n−P
b合金粒子を支持する強靭な71〜リツクスlf必要で
ある。このために、熱処理、析出硬化させる添加元素C
u、Mg、1口等は総量で0.1〜4%が適当で、これ
以上の添加は熱処理効果をなくしてしまう。一方、Cr
、 Mn、Fe、 Co、N1、Mo。
b合金粒子を支持する強靭な71〜リツクスlf必要で
ある。このために、熱処理、析出硬化させる添加元素C
u、Mg、1口等は総量で0.1〜4%が適当で、これ
以上の添加は熱処理効果をなくしてしまう。一方、Cr
、 Mn、Fe、 Co、N1、Mo。
sb、T1、V、 Zr等添加&も、総出で0.1〜4
%が適切であり軸受に耐疲労性を付与する。又それ以上
の添加では化合物が粗大化してしまい、かえって、その
靭性を劣化させてしまう。更に、Snも3〜3.5%、
pbも0.1・〜10%の範囲で適切な潤滑面が形成で
きる。また、Siは耐焼付性、耐摩耗性の向上に有効で
0.1〜11%まで添加することで十分この潤滑構造を
維持できる。
%が適切であり軸受に耐疲労性を付与する。又それ以上
の添加では化合物が粗大化してしまい、かえって、その
靭性を劣化させてしまう。更に、Snも3〜3.5%、
pbも0.1・〜10%の範囲で適切な潤滑面が形成で
きる。また、Siは耐焼付性、耐摩耗性の向上に有効で
0.1〜11%まで添加することで十分この潤滑構造を
維持できる。
また、SrはSiの形状を球状に制御し、更に、5n−
Pb粒子をSi粒子近傍に析出させるもので、きわめて
イj効な元素である。しかし、Srが0.01%以下で
あると、このような添加効果がなく、0.3%以上の添
加は、鋳造時にり・を発生しやすくなりかえって問題を
おこす。
Pb粒子をSi粒子近傍に析出させるもので、きわめて
イj効な元素である。しかし、Srが0.01%以下で
あると、このような添加効果がなく、0.3%以上の添
加は、鋳造時にり・を発生しやすくなりかえって問題を
おこす。
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図に示す組成のAl−Sn系軸受合金を連続
鋳造により厚さ20mmの板状材としてvi造し、各鋳
造ビレッ]・の上下面を1.Omm面削開削いて冷間圧
延により2市の厚さまで圧下した。
鋳造により厚さ20mmの板状材としてvi造し、各鋳
造ビレッ]・の上下面を1.Omm面削開削いて冷間圧
延により2市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、KAAIの薄い板を介して裏金の
鉄板に圧着させて厚み1.50+nn+の軸受を得た。
みを除去し、その後、KAAIの薄い板を介して裏金の
鉄板に圧着させて厚み1.50+nn+の軸受を得た。
これらの軸受のうちで、供試材NO,1−5はS「を含
まない従来例の供試材であり、&G・〜34は本発明に
係るもので、この中で、No、 Gは単にSrを添加し
球状化させたもの、供試材Ni7・〜12はこれにCu
、Mg、Inを添加したもの、供試材1g、+3・−1
9は取6にOr%Mn、 Fe、 Co、N1、MOl
Sbをそれぞれ添加し、結晶粒微細化のためにT1を生
伍添加したもの、供試材No、 20〜34は、上記添
加元素を適切に組合わせ添加したものである。
まない従来例の供試材であり、&G・〜34は本発明に
係るもので、この中で、No、 Gは単にSrを添加し
球状化させたもの、供試材Ni7・〜12はこれにCu
、Mg、Inを添加したもの、供試材1g、+3・−1
9は取6にOr%Mn、 Fe、 Co、N1、MOl
Sbをそれぞれ添加し、結晶粒微細化のためにT1を生
伍添加したもの、供試材No、 20〜34は、上記添
加元素を適切に組合わせ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
200℃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機械加工により削除してAl−
8q合金部分のみとし、試験片の形状はJIS z 2
201の5号に示lものとした。
200℃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機械加工により削除してAl−
8q合金部分のみとし、試験片の形状はJIS z 2
201の5号に示lものとした。
これらの結果から、供試材6〜34は従来材に比べ、高
温(200℃)における強度低下が少なく、Cu、kl
g、Zn及びCr%Mn%Fe、 Co、 Ni、 M
o、 Sb。
温(200℃)における強度低下が少なく、Cu、kl
g、Zn及びCr%Mn%Fe、 Co、 Ni、 M
o、 Sb。
■1、V%Zrの添加効果がうかがえる。すなわち、S
iの球状1ヒ及び7トリツクス強化が相剰されて強度や
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。
iの球状1ヒ及び7トリツクス強化が相剰されて強度や
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、除水
式摩擦摩耗試験機を用いて試験し、その試験条件は次の
通りであった。
式摩擦摩耗試験機を用いて試験し、その試験条件は次の
通りであった。
マサツ速度 4m/sec
相 手 I 545G、硬す1lRc=55面アラサ
0.8〜1.O8 使用オイル SAE、20w−40 油 温 150±5℃ 焼付荷’1 100klJ/7かうlOkgzV 5t
ellT”焼付e ニ”l ルtl:で15分毎に面圧
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100kg/重
量+1’一定で6時間試験し、その世の重は変化をみる
この結果を第2表に示す。
0.8〜1.O8 使用オイル SAE、20w−40 油 温 150±5℃ 焼付荷’1 100klJ/7かうlOkgzV 5t
ellT”焼付e ニ”l ルtl:で15分毎に面圧
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100kg/重
量+1’一定で6時間試験し、その世の重は変化をみる
この結果を第2表に示す。
これによれば、供試材6〜34の何れも従来材に比べ良
好な耐焼付性、耐摩耗性を示しており、Sr及び7トリ
ツクス強化元素添加により表面性能し向上していること
がわかる。すなわら、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。
好な耐焼付性、耐摩耗性を示しており、Sr及び7トリ
ツクス強化元素添加により表面性能し向上していること
がわかる。すなわら、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。
次に、実際に、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jストを行なったところ、第2
表に示す結果を4qた。これは実際のエンジンの条件ど
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、以下の条件で耐久デス[・を行ない
、焼付きや破損を起さず、その性能を維持した時間の長
さで評価するデスl〜である。
終的なベアリングの疲労jストを行なったところ、第2
表に示す結果を4qた。これは実際のエンジンの条件ど
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、以下の条件で耐久デス[・を行ない
、焼付きや破損を起さず、その性能を維持した時間の長
さで評価するデスl〜である。
而 圧 600klJIz’CI’回 転
数 400Or、p、m相手材料 FCD
70、アラサ0.8・〜1.5S使用オイル SA[2
0w−40 ;山 ;門 150℃±5℃なお、口のブ゛
スト時間の上限は300時間とし、N = 5の平均値
を第2表に示した。この結果、何れも比較例の従来材に
比べ長い耐久時間を示しており、本発明に係る合金はす
ぐれた耐疲労性一方、従来例No、 2の合金と更にs
rを0.03%添加した場合(供試材No、 7 )に
おけるSt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7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写
真であって、とくに、それぞれの試料を51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胤
影したものである。この写真から明確に解るように、S
rの添加によりSlが球状化しているのがわかる。
数 400Or、p、m相手材料 FCD
70、アラサ0.8・〜1.5S使用オイル SA[2
0w−40 ;山 ;門 150℃±5℃なお、口のブ゛
スト時間の上限は300時間とし、N = 5の平均値
を第2表に示した。この結果、何れも比較例の従来材に
比べ長い耐久時間を示しており、本発明に係る合金はす
ぐれた耐疲労性一方、従来例No、 2の合金と更にs
rを0.03%添加した場合(供試材No、 7 )に
おけるSt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7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写
真であって、とくに、それぞれの試料を51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胤
影したものである。この写真から明確に解るように、S
rの添加によりSlが球状化しているのがわかる。
実施例2
本発明に係る軸受台金が高融点金属等をA27(・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
効果があるか否かを確認するため、代用特性として衝撃
値を測定し、Srの添加作用による改善効果を実験によ
って求めた。
クスの強化剤として添加して、合金の脆弱化を改善する
効果があるか否かを確認するため、代用特性として衝撃
値を測定し、Sr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表に示す従来材で
あるsrを含まない&5と本発明に係るものである&3
4にて比較実験を行なった。
あるsrを含まない&5と本発明に係るものである&3
4にて比較実験を行なった。
実験はJIS Z 2242、シャルピー衝撃試験方法
にて3号試験片(Il=5)を作成して行なった。
にて3号試験片(Il=5)を作成して行なった。
実sのgit来材ハ平均(ao、84kq−+111′
tVrあ〕だが、本発明に係るものは平均値3.12に
+a・Itl t′dであり、明らかに本発明に係る軸
受台金はSr添加による改善効果が認められた。
tVrあ〕だが、本発明に係るものは平均値3.12に
+a・Itl t′dであり、明らかに本発明に係る軸
受台金はSr添加による改善効果が認められた。
〈発明の効果〉
以上詳しく説明した通り、本発明は、型出%で、3〜3
5%Sn、0.1〜11%Siならびに0.1−10%
Pb、0.3%以下Srを含むとともにCU、Mg、1
!11、Cr、 Mn、 Fe、 Co、 Ni5Mo
、 Sb、■1、V、Zrのうち少なくとも1g!若し
くは2種以上を合計で0.1〜4%含有し、残余が実質
的にA/がら成って、しかも、この7トリツクス中にS
i粒子を、球状、だ円状若しくはそれに近い形状に析出
させて成るものである。
5%Sn、0.1〜11%Siならびに0.1−10%
Pb、0.3%以下Srを含むとともにCU、Mg、1
!11、Cr、 Mn、 Fe、 Co、 Ni5Mo
、 Sb、■1、V、Zrのうち少なくとも1g!若し
くは2種以上を合計で0.1〜4%含有し、残余が実質
的にA/がら成って、しかも、この7トリツクス中にS
i粒子を、球状、だ円状若しくはそれに近い形状に析出
させて成るものである。
この構成による本発明軸受合金は橿めて、潤滑性に優れ
、かつ、100・〜250℃の高温における機械的性質
f楊めて良好であり、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。
、かつ、100・〜250℃の高温における機械的性質
f楊めて良好であり、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実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機構
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
顕微鏡写真、第7図は本発明に係る軸受合金の組織を示
す顕微鏡写真である。 符号1・・・・・・7トリツクス 2・・・・・・Si
粒子3・・・・・・5n−Pb合金粒子 3a・・・・・・Sn −Pal液相 4・・・・・・オーバーレイメッキ層 5・・・・・・軸受合金@ 6・・・・・・裏金特許
出願人 工ヌデーシー株式会社 代 埋 人、 弁理士 松 下 義 勝弁護士 副
島 文 雄 lII図 35n−Pb含tm> 第2図 第3図 第4図 @5図 1!6隻 第7図
拡大断面図、第2図は第1図に示す軸受台金の潤滑機構
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
顕微鏡写真、第7図は本発明に係る軸受合金の組織を示
す顕微鏡写真である。 符号1・・・・・・7トリツクス 2・・・・・・Si
粒子3・・・・・・5n−Pb合金粒子 3a・・・・・・Sn −Pal液相 4・・・・・・オーバーレイメッキ層 5・・・・・・軸受合金@ 6・・・・・・裏金特許
出願人 工ヌデーシー株式会社 代 埋 人、 弁理士 松 下 義 勝弁護士 副
島 文 雄 lII図 35n−Pb含tm> 第2図 第3図 第4図 @5図 1!6隻 第7図
Claims (1)
- 重量%で、3〜35%Sn、0.1〜11%Siならび
に0.1〜10%Pbを含むと共に、Cu、Mg、Zn
、Cr、Mn、Fe、Ni、Co、Mo、Sb、Ti、
V、Zrのうち1種若しくは2種以上を合計で0.1〜
4%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、0.3%以下のSrを添加して、A
l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、析出させることを
特徴とするAl−Sn−Pb系軸受合金。
Priority Applications (6)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP20294285A JPH0235020B2 (ja) | 1985-09-13 | 1985-09-13 | Allsnnpbkeijikukegokin |
GB8621417A GB2182348B (en) | 1985-09-13 | 1986-09-05 | Aluminium alloy and its use in a two-layer bearing material |
AU62602/86A AU605110B2 (en) | 1985-09-13 | 1986-09-11 | Aluminum bearing alloy and two-layer bearing material having bearing layer of aluminum bearing alloy therein |
US06/906,009 US4789607A (en) | 1985-09-13 | 1986-09-11 | Aluminum bearing alloy and two-layer bearing material having bearing layer of aluminum bearing alloy therein |
DE3631029A DE3631029C2 (de) | 1985-09-13 | 1986-09-12 | Zinnhaltige Aluminium-Lagerlegierung und Verwendung derselben für einen Zweischicht-Lagerwerkstoff |
KR1019860007727A KR900007784B1 (ko) | 1985-09-13 | 1986-09-13 | 알루미늄계 베어링합금 및 이를 소재로 한 베어링 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP20294285A JPH0235020B2 (ja) | 1985-09-13 | 1985-09-13 | Allsnnpbkeijikukegokin |
Related Child Applications (5)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP8844589A Division JPH01301832A (ja) | 1989-04-07 | 1989-04-07 | Al―Sn―Pb系軸受合金 |
JP8844689A Division JPH0257654A (ja) | 1989-04-07 | 1989-04-07 | Al―Sn―Pb系軸受合金 |
JP6252990A Division JPH0347936A (ja) | 1990-03-15 | 1990-03-15 | Al―Sn―Pb系軸受合金 |
JP6252790A Division JPH0347934A (ja) | 1990-03-15 | 1990-03-15 | Al―Sn―Pb系軸受合金 |
JP6252890A Division JPH0347935A (ja) | 1990-03-15 | 1990-03-15 | Al―Sn―Pb系軸受合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6263635A true JPS6263635A (ja) | 1987-03-20 |
JPH0235020B2 JPH0235020B2 (ja) | 1990-08-08 |
Family
ID=16465710
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP20294285A Expired - Lifetime JPH0235020B2 (ja) | 1985-09-13 | 1985-09-13 | Allsnnpbkeijikukegokin |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0235020B2 (ja) |
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6263636A (ja) * | 1985-09-17 | 1987-03-20 | Taiho Kogyo Co Ltd | アルミニウム軸受合金 |
JPS6263639A (ja) * | 1985-09-17 | 1987-03-20 | Taiho Kogyo Co Ltd | アルミニウム軸受合金 |
JPS6263637A (ja) * | 1985-09-17 | 1987-03-20 | Taiho Kogyo Co Ltd | アルミニウム軸受合金 |
JPH0257654A (ja) * | 1989-04-07 | 1990-02-27 | Ndc Co Ltd | Al―Sn―Pb系軸受合金 |
JPH02115339A (ja) * | 1988-10-25 | 1990-04-27 | Showa Alum Corp | 切削工具寿命に優れた耐摩耗性アルミニウム合金 |
JP2004060571A (ja) * | 2002-07-30 | 2004-02-26 | Aisin Seiki Co Ltd | 弁開閉時期制御装置 |
WO2014157650A1 (ja) * | 2013-03-29 | 2014-10-02 | 大豊工業株式会社 | アルミニウム合金、すべり軸受、およびすべり軸受の製造方法 |
-
1985
- 1985-09-13 JP JP20294285A patent/JPH0235020B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6263636A (ja) * | 1985-09-17 | 1987-03-20 | Taiho Kogyo Co Ltd | アルミニウム軸受合金 |
JPS6263639A (ja) * | 1985-09-17 | 1987-03-20 | Taiho Kogyo Co Ltd | アルミニウム軸受合金 |
JPS6263637A (ja) * | 1985-09-17 | 1987-03-20 | Taiho Kogyo Co Ltd | アルミニウム軸受合金 |
JPH0320451B2 (ja) * | 1985-09-17 | 1991-03-19 | Taiho Kogyo Co Ltd | |
JPH02115339A (ja) * | 1988-10-25 | 1990-04-27 | Showa Alum Corp | 切削工具寿命に優れた耐摩耗性アルミニウム合金 |
JPH0257654A (ja) * | 1989-04-07 | 1990-02-27 | Ndc Co Ltd | Al―Sn―Pb系軸受合金 |
JP2004060571A (ja) * | 2002-07-30 | 2004-02-26 | Aisin Seiki Co Ltd | 弁開閉時期制御装置 |
WO2014157650A1 (ja) * | 2013-03-29 | 2014-10-02 | 大豊工業株式会社 | アルミニウム合金、すべり軸受、およびすべり軸受の製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0235020B2 (ja) | 1990-08-08 |
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