(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：３〜７質量％、Ｃｒ：０．１〜０．３質量％、及びＺｒ：０．１〜０．３質量％を含有し、残部Ａｌ、及びＳｎ，Ｂｉ，Ｓｉ，Ｐｂ，Ｆｅ，Ｔｉ及びＢを含む不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金圧延板からなり、前記アルミニウム合金の主要組織が、Ｍｇが固溶したＡｌマトリクスと、Ｃｒ微粒子及びＺｒ微粒子とからなることを特徴とするすべり軸受用アルミニウム合金。
【請求項２】
前記アルミニウム合金圧延板は、３００℃以上４２０℃未満の低温焼鈍と４２０℃以上４５０℃以下の高温焼鈍−但し低温焼鈍と高温焼鈍の温度差が１０℃以上である−が施された焼鈍調質状態であることを特徴とする請求項１記載のすべり軸受用アルミニウム合金。
【請求項３】
Ｃｒ含有量が０．１〜０．２質量％、かつＺｒ含有量が０．１〜０．２質量％である請求項１又は２記載のすべり軸受用アルミニウム合金。
【請求項４】
請求項１から３までの何れか１項記載のすべり軸受用アルミニウム合金が鋼裏金に接着されているすべり軸受。
【請求項５】
前記鋼裏金が、炭素含有量が０．１〜０．３質量％である低炭素鋼からなる請求項４記載のすべり軸受。
【請求項６】
相手軸と接触する表面に、固体潤滑剤であるＭｏＳ２と、ポリアミドイミド及びポリイミドの一方又は両方とからなるオーバレイとしてのコーティング層を付与したことを特徴とする請求項３記載のすべり軸受。
【請求項７】
前記コーティング層が厚さ２〜１０μｍのオーバレイである請求項６記載のすべり軸受。
【請求項８】
ＭｏＳ２の含有量が６０〜９０質量％である請求項６又は７記載のすべり軸受。
【請求項９】
Ｍｇ：３〜７質量％、Ｃｒ：０．１〜０．３質量％、及びＺｒ：０．１〜０．２質量％を含有し、残部Ａｌ及び，Ｓｎ，Ｂｉ，Ｓｉ，Ｐｂ，Ｆｅ，Ｔｉ及びＢを含む不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金を、板厚１２〜１８ｍｍに連続鋳造し、連続鋳造板に冷間圧延を施し、最終的すべり軸受の厚さまで圧延する過程で、３００℃以上４２０℃未満の低温焼鈍と４２０℃以上４５０℃以下の高温焼鈍−但し低温焼鈍と高温焼鈍の温度差が１０℃以上である−を順次施し、その後アルミニウム合金圧延板を鋼裏金に圧接することを特徴とするすべり軸受の製造方法。
【請求項１０】
前記鋼裏金が、炭素含有量が０．１〜０．３質量％である低炭素鋼からなる請求項９記載のすべり軸受の製造方法。
【請求項１１】
前記鋼裏金に圧接された前記アルミニウム合金圧延板の表面に、固体潤滑剤であるＭｏＳ２と、ポリアミドイミド及びポリイミドの一方又は両方とからなるオーバレイとしてのコーティング層を付与し、次に焼付けすることを特徴とする請求項９又は１０記載のすべり軸受の製造方法。
【請求項１２】
前記コーティング層が、厚さ２〜１０μｍのオーバレイである請求項１１記載のすべり軸受の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】本発明は、すべり軸受用アルミニウム合金、すべり軸受、及びその製造方法に関するものであり、さらに詳しく述べるならば、成形及び熱処理により調質状態及び寸法をすべり軸受に適したものとしたAl-Mg-Cr-Zr系アルミニウム合金圧延板に関するものである。【０００２】すべり軸受用アルミニウム合金圧延材として規格化された材質には次のものがある。SAE780：7.0% Sn-1.0% Cu-1.6% Ni-0.6% Si-1.0% MgSAE 781：6.25% Sn-1.0% Cu-0.5% Ni-1.5% Si【０００３】近年、自動車用内燃機関は小型化、高効率化の傾向にあり、すべり軸受の幅が狭く、軸受が受ける負荷応力は高くなってきている。更に潤滑油の低粘度化により潤滑油膜が薄くなり、軸と軸受の接触頻度が高くなることで軸受表面の温度が上昇している。このような趨勢の中ですべり軸受用アルミニウム合金の開発が行われている。
【背景技術】
【０００４】本出願人は、特許文献１：特許第３８６８６３０号において、「Sn; 1 〜15重量％、 Si:1〜 8重量％、 Cr:0.05〜 0.3重量％、 Zr:0.05〜0.3重量％を含有し、残部 Al 及び不可避的不純物からなり、圧延後に300 〜400℃の低温焼鈍と400〜 480℃の高温焼鈍、但し低温焼鈍と高温焼鈍の温度差 10℃以上を行って焼鈍調質状態とし、Al-Cr金属間化合物が主としてアルミニウムの結晶粒界に析出し、Al-Zr金属間化合物が主としてアルミニウム結晶粒内の亜粒界に析出しており、高面圧下で耐疲労性が優れていることを特徴とするすべり軸受用アルミニウム合金。」（請求項１）を提案した。特許文献１のすべり軸受用アルミニウム合金は、軸受表面温度が高い条件下での使用を意図しており、このために、組織制御を行って析出させたAl-Cr及びAl-Zｒ系金属間化合物が高温での耐疲労性向上に寄与し、またSiは、焼付き防止に効果がある硬質粒子を形成している。さらに、任意成分として添加されるPbやSnも耐焼付き性を向上させる。【０００５】特許文献２：特開２００７−１０７５８９号公報は、耐キャビテーション性を改良すること、詳しくはコーティング層の剥離を解決するものであり、固体潤滑剤と樹脂バインダーからなる樹脂コーティング層とアルミニウム合金との接着強度を高めるために、アルミニウム合金のSn含有量を0〜 2質量％の範囲としている。さらに、アルミニウム合金としては、Si, Cu, Ni, Cr, Zn, Mn, Ti, B, Zr, Mg, V, Pb,及び/又はBiを総量で0.1 〜20質量％含有する。これらの元素中Si,Pb,Bi以外の元素（以下「Si等の元素」という）は、アルミニウムマトリクスに固溶し、又はAlとの金属間化合物を形成して析出すると説明されている。実施例ではSn,Cu,Si,Zn,Pb,Mnが添加元素として使用されているが、Mgの添加例はない。特許文献２の製造方法は、アルミニウム合金鋳造材を圧延により成形したアルミニウム合金板を鋼板（裏金）上にロール圧接により接合してバイメタルを製造するというものであるから、Si等の元素はこれらの製造段階で固溶しあるいは析出することになる。但し、具体的固溶・析出条件は説明されていない。更に、特許文献２においては、バイメタルを半円筒状にプレス加工し、所定の部品寸法に機械加工した後、樹脂コーティング層を形成し、230〜250℃で１時間焼成する。【０００６】特許文献３：特許第３９５８５１５号公報は多層軸受に関するものであり、その多層構造の各層は、鋼裏金と、アルミニウム合金中間層と、アルミニウム基軸受合金層である。アルミニウム基軸受合金層は、Cu、Zn、MgおよびSiのうちから選択された１種以上の金属元素を0.1〜 7質量％含有しており、アルミニウム合金中間層を介して鋼裏金に接合された状態で400℃以上で溶体化処理する。したがって、軸受合金層を中間層を介して裏金に接合した後に溶体化処理するものであるが、溶体化処理によって次のような変化が起こる。まず、アルミニウム基軸受合金層のCu、Zn、Mg、Siなどの元素がＡｌマトリクス中に固溶し、その後の急冷によりアルミニウム基軸受合金層の強度を高め、軸受の耐疲労性を向上させると説明されている。なお、耐疲労性の試験は給油温度100℃で行われている。アルミニウム合金中間層のうち、裏金側ではAl-Fe-Si系化合物が脆いAl-Fe系化合物の生成を防止する。また、実施例におけるAl合金へのMgの最大添加量は1.5％である。【０００７】特許文献３のアルミニウム基軸受合金は、さらに次の成分を含有することができると説明しているので、これらの成分も400℃以上の溶体化処理によりAlマトリクスに固溶すると理解される。さらに、アルミニウム合金は溶体化処理を行い、人工時効処理を行ってもよいとしている。（１）3〜20質量％のSn（２）Cu、Zn、Mg、Siのうちから選択された１種以上の元素を総量で0.1〜7質量％（３）Mn、V、Mo、Cr、Co、Fe、Ni、Wのうちから選択された1種以上の元素を総量で0.01〜3質量％（４）B、Ti、Zrのうちから選択された１種以上の元素を総量で0.01〜2質量％（５）Pb、Bi、Inのうちから選択された１種以上の元素を総量で3質量％以下【０００８】特許文献４：特開２０１０−７７５０６号は、本願の優先日との関係では未公開の先願に相当し、1.5 〜7.0質量％のMgを含有する、自動車車体のアウターパネルなどに使用される成形用アルミニウム合金に関し、任意成分として、Fe, Si,Mn,Cr,Zr,V,及びTiを含有するが、これらの任意成分からCr,Zrを選択した場合は、0.3 質量％以下のCr,及び0.3質量％以下のZrを含有する。特許文献４に記載されたアルミニウム合金圧延板の製造法は、鋳塊の均質化処理、熱間圧延（厚さ3.5mm）,中間焼鈍を伴う冷間圧延（厚さ1mm）、溶体化処理、スキンパス圧延であり、場合により最後に調質処理（50-80℃）を行うというものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特許第３８６８６３０号明細書
【特許文献２】特開２００７−１０７５８９号公報
【特許文献３】特許第３９５８５１５号明細書
【特許文献４】特開２０１０−７７５０６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】特許文献１が提案するアルミニウム基すべり軸受材料は、軸受表面の温度が180℃以下であることを想定し（段落番号０００４）、高温強度を確保するためにCrやZr等の遷移金属を添加し、それら金属がAlとの金属間化合物を析出させているが、軸受の表面温度が180-200℃まで到達する場合、強度不足により疲労が発生するおそれがある。特許文献１が説明しているすべり軸受用アルミニウム合金の調質状態を次の段落に引用する。【００１１】  本発明と同一組成のアルミニウム合金はＴ4 もしくはＴ6 調質状態で引張り強さが約３００ＭＰａであるが、本発明のアルミニウム合金の強度は、上記のような熱処理を行うことなくこの半分以下になっている。このような強度特性に相当する調質状態は、加工歪みが除去されさらに過時効域に突入した状態である。この状態を本発明では焼鈍調質と称する。具体的には圧延後に300〜400℃、好ましくは320〜380℃の低温焼鈍と400〜480℃、好ましくは420〜480℃の高温焼鈍（但し、低温と高温焼鈍の温度差10℃以上）を行った状態である。この低温焼鈍はAl-Cr金属間化合物を析出させ、一方高温焼鈍はAl-Zr金属間化合物を析出させる。この条件から逸脱すると、Al-Cr金属間化合物は高温焼鈍では粗大化し、また一部は固溶し、一方Al-Zr金属間化合物は低温焼鈍では析出が少ない。このために、高温と低温の別々の焼鈍を行う必要がある。また、上述の理由から低温焼鈍を先に行い、高温焼鈍を後に行うことが好ましい。この順序を逆にしても、高温焼鈍で一部固溶したAl-Cr金属間化合物が析出するが、析出量は少なくなる。低温焼鈍は30分〜5時間の範囲内で、高温焼鈍は30〜5時間の範囲内で行うことが好ましい。【００１２】特許文献１は、その提案するアルミニウム合金は、180-200℃では強度不足になることを示唆している。また、Cu、Mg等固溶範囲が広い成分を3質量%以下添加し、さらに1 〜8質量％のSiを必須成分としているが、MgとSiを同時添加して鋳造すると、Mg2Siが共晶するため、高強度ではあるが脆いために製品の加工が困難になる。【００１３】次に、特許文献２は、耐キャビテーション性を向上させることができるコーティング層を提案するものであり、その下地のアルミニウム合金は広範囲の組成を網羅しており、その中にはすべり軸受として実用できないものも含まれている。特許文献２のアルミニウム合金の最終的熱処理は、樹脂コーティングの焼成であり、230 〜250℃で１時間である。この熱処理はT6処理における人工時効に相当する。【００１４】  特許文献3が提案する特許文献3の実施例の軸受合金の引張り強度は180-190MPa程度となっているが、軸受の受ける荷重が高い場合や、使用温度が180-200℃まで到達するような環境下においては合金の強度が不足する場合がある。このような高温強度不足は、固溶体型あるいは人工時効型合金の特質であると考えられる。【００１５】  一般的に言って、1台の自動車で成形用アルミニウム合金が例えば車体の一部に採用された場合は、その使用重量は、エンジンメタル使用重量より圧倒的に多くなることが考えられる。このような背景で特許文献４を検討すると、高Mg-Al合金圧延板を量産できる技術を提供しているが、広幅の成形用アルミニウム合金圧延板を量産するものであり、すべり軸受のような狭幅圧延材の少量生産には適していない。さらに、特許文献４にあっては、Al-Mg 系アルミニウム合金に含有されるCr,Zrなどの元素の存在形態をすべり軸受性能を高めるように調質していない。【００１６】  上述のように、特許文献２，３はすべり軸受の高温強度不足を招いている。一方、特許文献１で提案され,段落番号００１０で引用したAl-Zr-Cr系アルミニウム合金の焼鈍調質技術によりすべり軸受の高温強度は向上したが、180〜200℃程度で必要とされる高温強度は確保されていない。したがって、本発明は高温強度と耐疲労性が優れるすべり軸受用アルミニウム合金及びすべり軸受を提供することを目的とする。一般に、Al-Mg系合金では、Mg含有量が高くなると、成形性が低下し、熱間圧延などが必要になる。ところが、熱間圧延機はそれ自体が高価であり、加熱炉や圧延板を冷却するクーリングテーブルなどが付帯するために、設備投資が多大になる。したがって、本発明は、新たな設備投資が必要でなく、一般的すべり軸受製造設備でMg含有量が高いAl-Mg系合金系すべり軸受を製造する方法を提供することも目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１７】本発明に係るすべり軸受用アルミニウム合金は、Mg：3〜7質量%、Cr：0.1〜0.3質量%、及びZr：0.1〜0.３質量%を含有し、残部Al、及びSn,Bi,Si,Pb,Fe,Ti,Bを含む不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金圧延板からなり、前記アルミニウム合金の主要組織は、Mgが固溶したAlマトリクスと、Cr微粒子及びZr微粒子からなることを特徴とする。本発明に係るすべり軸受は、上記すべり軸受用アルミニウム合金が低炭素鋼板からなる裏金に接着されているものであり、さらに、好ましくは、相手軸と接触する表面に、固体潤滑剤であるMoS2と、ポリアミドイミド及びポリイミドの一方又は両方とからなり、且つ厚さが2〜10μmのオーバレイを被覆したことを特徴とする。本発明に係るすべり軸受の製造方法は、Mg：3〜7質量%、Cr：0.1〜0.3質量%、及びZr：0.1〜0.2質量%を含有し、残部Al、及びSn,Bi,Si,Pb,Fe,Ti,Bを含む不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金を厚さ14〜 18mmに連続鋳造し、連続鋳造板に冷間圧延を施し、最終的すべり軸受の厚さまで圧延する過程で、300℃以上420℃未満の低温焼鈍と420℃以上450℃以下の高温焼鈍−但し低温焼鈍と高温焼鈍の温度差が10℃以上である−を順次施し、その後圧延板を低炭素鋼板からなる裏金に圧接することを特徴とする。以下、アルミニウム合金組成、アルミニウム合金組織、すべり軸受、及び製造方法の順にしたがい、本発明を詳しく説明する。【００１８】 アルミニウム合金組成本発明に係るすべり軸受用アルミニウム合金に含有されるMgは、不純物と化合して析出する少量は除いて、Alマトリクス中に全量が固溶して、マトリクス強度を向上させ、軸受の高温強度と耐疲労性を向上させる。但し、一方、Mgは不可避的不純物に含まれるSn,Bi,Pb，Siとの化合物が析出するが、これらの化合物は特性向上をもたらさない。ところで、高負荷応力が加わる自動車用内燃機関内のコネクティングロッド大端部用軸受、主軸受および一般産業用機械に用いられるジャーナル軸受に必要な強度を得るために必要な添加量は3〜7質量%である。添加量が3質量%以下の場合、従来技術と同様の強度しか得られず、一方7質量%以上では、軸受の強度が高くなりすぎ、運転初期に必要となるなじみ性が低下するとともに加工性が低下する。さらに、後述のように、本発明のアルミニウム合金では、耐焼付き性を高めるSiは添加されていないために、Mgが合金表面において耐焼付き性が良好な化合物を生成する。【００１９】  Cr は合金内の転位をピンニングすると共に結晶粒の粗大化による疲労破壊を抑止する。この効果を得るために必要な添加量は0.1〜0.3質量%であり、より好ましいCr量は0.1〜0.2質量%である。【００２０】ZrはCr同様に析出しピンニング効果が得られる。この効果を得るために必要な添加量は0.1〜0.3質量%であり、より好ましいZr量は0.1〜0.2質量%である。【００２１】上記以外の成分はAlと上述の不可避的不純物であり、特にMg2Siを形成するSiや、軟質成分の形成により強度低下を招くPb,Sn,Biなどはできるだけ低く抑える必要がある。また、スズ（Sn）を添加すると、MgとSnが化合物を生成するとともに強度の向上が見られる。しかし、本発明は基本的に固溶Mgによる特性の向上を目指すので、Snは不純物とする。不純物としては、Pb0.1%未満、Fe0.3%未満、Sb0.1%未満、Ti0.3%未満が代表的なものであり、これより少量のその他の不純物が極く少量存在する。一方、Cu, Ni, Zn, Mn, VなどはMgの固溶を妨げないので、多少は存在が許される。その総量は1.0質量％以下が好ましい。【００２２】 アルミニウム合金組織続いて、組織の面から見た本発明のアルミニウム合金を説明する。本発明のアルミニウム合金では、ほとんどのMgはアルミニウムマトリクスに固溶している。後述の焼鈍工程を経たアルミニウム合金マトリクスのEPMA組織には無数のCr及びZr微粒子が検出され、これらが析出していることを示している。なお、Crは低温焼鈍で析出し、Zrは高温焼鈍で析出する。これらのCr,Zr微粒子は結晶粒界あるいは亜粒界をピンニングし、その粗大化による疲労破壊を防止する。本発明におけるCr,Zr微粒子とは後述の顕微鏡倍率以上で観察することができるものである。また、アルミニウム合金の元素が構成する主要組織は上述のとおりであって、高温強度や耐疲労性向上に寄与する。それ以外の不純物元素が形成に関与する化合物として、Mg2Si, Mg-Sn,Al-FeなどがX線回折で検出される。これらの化合物は上述の特性向上に寄与せず、またMg2Si, Mg-Snはアルミニウムマトリクスの固溶Mg量を少なくして高温強度の低下を招くために、主要組織からは除外している。【００２３】すべり軸受  上述した本発明に係るすべり軸受用アルミニウム合金圧延板（いわゆるライニング）は、好ましくは炭素含有量が0.1-0.3質量%の低炭素からなる鋼裏金に圧接したバイメタルを製造し、半円筒状又は円筒状に加工されたすべり軸受して使用することができる。  特に、本発明を利用したすべり軸受は、最高使用温度が180-200℃に到達する場合にも使用することができる。ここで最高使用温度とは、軸受が適用されるエンジンが最高回転数に達した際の軸受表面の最高温度である。一般的にアルミニウム合金は温度が高くなると強度が低下する。従来技術で製造されるすべり軸受用アルミニウム合金は最高使用温度が200℃程度まで上昇する事を想定しておらず、また、軸受が受ける面圧も40-60MPa程度を想定した上で合金強度を設定していた。本発明のすべり軸受の特徴は、「アルミニウム合金組織」の段落で説明した組織が上記した最高使用温度でも維持され、かつ軸受面圧が80-100MPa程度まで上昇するような内燃機関においても使用可能な強度を有することである。  しかしながら、すべり軸受は運転初期に相手軸との接触を避けられず、局部的に高い面圧が発生する。そこで相手軸と接触するアルミニウム合金の表面に固体潤滑剤であるMoS2と樹脂の混合液をコーティングした層を付与することで、すべり軸受のなじみ性を向上させることができ、その結果局部応力を緩和し疲労破壊を緩和できる、同時に運転初期の焼付きを防止する効果が得られる。樹脂としてはポリアミドイミド（PAI）、ポリイミド（PI）等が好ましい。  またコーティング中のMoS2の量は60-90質量%であることが好ましい。固体潤滑剤は、MoS2と組み合せるかあるいは別にグラファイトを使用することができる。【００２４】 製造方法本発明に係るすべり軸受用アルミニウム合金の製造方法を説明する。所定の組成をもつアルミニウム合金を連続鋳造することにより、厚さが14 〜18mmの鋳造板を製造する。この状態では、添加元素であるMgがアルミニウムマトリクスに固溶された状態となり、また鋳造時の晶出物の生成を抑える。その後、ライニングの厚さまで多段階で冷間圧延を行う。冷間圧延段階の中間において、１回以上応力除去焼鈍を行う。さらに焼鈍調質状態とするために、400 ℃以上420℃未満の低温熱処理と、420℃以上450℃以下の高温熱処理を行う。低温焼鈍と高温焼鈍の温度差は少なくとも10℃あることが必要である。低温・高温焼鈍は応力除去焼鈍に代えて行なうことができる。先に低温焼鈍を行い、次に高温焼鈍を行なう。これらの焼鈍は同一中間段階で行なってもよく、あるいは先ず低温焼鈍を行い、次に冷間圧延を行い、引き続き高温焼鈍を行なってもよい。また、高温焼鈍は冷間圧延段階の最終熱処理であってもよい。上記した焼鈍温度に加熱・保持した後の冷却は、焼鈍炉内での炉冷で行う。炉冷の特長は次のとおりである。（イ）本発明においてはMgと化合する元素の量を低く抑えているので、冷却過程では、Mg 固溶Alマトリクスの効果を損なうような析出は起こらない。（ロ）また、Mgなどを過飽和に固溶させる強制冷却は行わないために、最終段階でコーティング層の焼付けを行ってもMgの固溶状態は保たれている。上記方法により製造したライニングと低炭素鋼を重ね合わせてロール圧接してバイメタルを製造する。
【発明の効果】
【００２５】  （１）本発明の組成及び組織を有するアルミニウム合金を室温から200℃の範囲で引張り試験を行ったところ、特許文献１の範疇に属するアルミニウム合金に比較して引張り強さが上昇することが確認された。ここでCr、Zr等は、180℃までの高温域における強度低下を少なくする。一方、180℃以上の高温域においては、特許文献１よりも多量に添加されたMgの固溶量が多くなっているために、高温での強度及び繰返応力下での耐疲労性が向上する。また、静荷重下における耐焼付き性を評価したところ、従来材と同等の耐焼付き性を示した。これは軸受表面のMgがマトリックスのAlよりも酸化しやすく、摺動表面にMgO層が形成され、相手軸との非凝着性が向上したためである。【００２６】・  本発明の焼鈍調質状態ではMgは不純物元素であるSn,Bi,Pb,Siなどと化合して、析出するが、不純物量を低く抑えているために、Mgの固溶状態は高温においても実質的に保たれている。さらに、Cr,Zrが焼鈍により析出して高温強度を高める。これらの結果、組織変化による強度低下が起こり難い。【００２７】・  本発明のすべり軸受を、軸受単体試験機を用いて疲労試験を行ったところ、同一繰り返し数で軸受内面にクラックが発生する面圧が特許文献１のアルミニウム合金に対して約20MPa上昇した。この成果によって、高い最高使用温度でのすべり軸受の使用が可能となった。【００２８】（４）        本発明のアルミニウム合金は軟質成分を含有しないために、なじみ性が不足している。この対策としてオーバレイとしてコーティング層を施こすことによりなじみ性を高めることができる。本発明のアルミニウム合金圧延板は焼鈍調質状態であるために、コーティング層焼付け段階での人工時効は起こらない。【００２９】（５）        本発明のおいては、薄肉連続鋳造板を冷間圧延するので、熱間圧延機の設備がないすべり軸受メーカーでも容易に圧延板を製造することができる。裏金と接合前にアルミニウム合金の特性を調整する熱処理を行うことでCrおよびZr等の遷移金属を析出させる。したがって、この方法は、裏金との接合後にアルミニウム合金の特性を調節するために溶体化処理を行い、合金強度を向上させる方法より、製造コストを下げることが可能となる。工業的に製造された圧接板は通常コイル状に巻き取られているため、溶体化処理を行うためには大掛かりな設備が必要である。また溶体化処理においては合金の温度管理が重要な品質管理項目となるため、巨大なコイルを溶体化処理を行うには製造コストが高くなる。
【図面の簡単な説明】
【００３０】
【図１】表1のＮｏ．３のアルミニウム合金の顕微鏡写真（倍率×1500）である。
【図２】表1のＮｏ．３のアルミニウム合金の顕微鏡写真（倍率×5000）である。
【図３】図2の視野におけるEPMAによる元素マッピングである。
【図４】表1のＮｏ．１２のアルミニウム合金の顕微鏡写真（倍率×1500）である。
【図５】表1のＮｏ．１２のアルミニウム合金の顕微鏡写真（倍率×5000）である。
【図６】図5の視野におけるEPMAによる元素マッピングである。
【図７】表1のＮｏ．１７のアルミニウム合金の顕微鏡写真（倍率×1500）である。
【図８】表1のＮｏ．１７のアルミニウム合金の顕微鏡写真（倍率×5000）である。
【図９】図8の視野におけるEPMAによる元素マッピングである。
【図１０】実施例2における疲労試験の結果を示すグラフである。
【図１１】実施例3における疲労試験の結果を示すグラフである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３１】実施例１表1に示す組成のアルミニウム合金を板厚15mmに連続鋳造し、厚さ６mmに冷間圧延を行い、表1に示す低温熱処理を行った後、さらに厚さ１mmに冷間圧延し、表1に示す高温熱処理を行った。このような工程でアルミニウム合金板を室温と200℃の雰囲気内で引張り試験を実施した。不純物元素として、結果を表１「各種合金成分における室温・高温下の引張り強さ」に示した。【００３２】
【表１】
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【００３３】  表１の本発明実施例において、Cu,Sn,Siは不純物であり、それぞれ0.1％以下、0.2％以下及び0.5％以下である。  以下、表1より分かる組成と特性との関係及び、表1の幾つかの試料の組織を述べる。【００３４】（イ）Cr,Zr添加効果  本発明実施例No.1と比較例No.11の違いは、Cr、Zrの添加有無であり、Cr、Zrを添加することで特に高温下での強度低下が少ない事が確認された。【００３５】（ロ）本発明の組織  本発明実施例Ｎｏ．３の顕微鏡写真を図1、図2に示す。これらの図において「Al-Mg合金」との引出線で示した部分は、表１の組成をもつ合金であり、析出物は検出されていない。図3は図2の視野におけるAl,Mg,Cr,Zr,Fe元素のマッピングを示しており、指定された元素が存在すると、検出箇所が白い点で表示される。本発明実施例Ｎｏ．３の合金中のMgはAl中に固溶しているため分布は一様であり、かつAl濃度>Mg濃度となっている。Feが高濃度で存在する箇所ではAl濃度が低くなっており、Al-Fe系金属間化合物の析出が認められる。これに対してCr,Zrは、前記した高倍率の観察では、微小な点状粒子として組織中に均一に分布していることが同定され、析出していることが認められるが、これら元素の相互の位置関係やAl濃度との関係は不明である。合金中のCr、Zrは、鋳造時に合金中に固溶するが低温又は高温の焼鈍により析出すると考えられる。本発明実施例No.1〜No.11の元素分布は図1で示す組織と類似している。【００３６】(ハ)Mgを含有しない比較例の組織また比較例No.12の顕微鏡写真を図4、図5に示し、図6に元素マッピングを示す。合金中のSn、SiはAl中にほとんど固溶せず、晶出又は析出するため局部的に存在している。また合金中のCuは合金中に固溶しているが、一部がAl-Cuの金属間化合物として析出している。これは圧延後の熱処理により合金中に過飽和に固溶していたCuの一部が析出したものである。比較例No.17の顕微鏡写真を図7、図8に示す。【００３７】（ニ）Snの影響比較例Ｎｏ．１２ 〜１６が示すように、Snを4 〜12質量％の範囲で添加しても、室温及び高温引張り強度に対してはあまり有効ではない。一方、比較例Ｎｏ．１７は引張り強さが高くなっている。この比較例の元素マッピングは図9に示されるように、MgとSnは金属間化合物として生成している。【００３８】実施例2表1内のＮo.５の組成をもつアルミニウム合金を、実施例１と同様に連続鋳造し、冷間圧延を行い、表1に示す低温熱処理を行った後さらに圧延し、表1に示す高温熱処理を行うことで製造したアルミニウム合金板と、比較例として、Ｎｏ．１２とＮｏ．１３の組成の合金を裏金（厚さ2.6ｍｍのSPCC）と圧着し製造したバイメタル（軸受材料）を用いて軸受に加工し、下記条件で疲労試験を実施した。【００３９】試験条件試験機：往復動荷重試験機給油温度：160℃試験面圧：78−100MPa潤滑油：SAE 10W-30軸材質：S55C 高周波焼入れ【００４０】試験結果を図10に示す。図10のグラフから、本発明実施例Ｎｏ．５は、比較例Ｎｏ．１２，１３に対し疲労が発生する面圧が約20MPa上昇していることが分かる。【００４１】実施例3実施例2の発明品と同じ供試材の表面を酸洗（例えばリン酸化合物等）又は機械的（例えばショットブラスト等）で粗面化した軸受表面に、MoS2とPAI（ポリアミドイミド）を混練して製造した混合物を塗布し、220℃で焼成することで作成したオーバレイ付き軸受を実施例2と同じ条件下で疲労試験を行った結果、図11に示すように耐疲労性が更に向上する事が確認された。比較例Ｎｏ．１２のオーバレイを付与することによる耐疲労性向上の効果も認められるがオーバレイを付与していないＮｏ．５の方が耐疲労性に優れている。
【産業上の利用可能性】
【００４２】  本発明によると、自動車用内燃機関内のコネクティングロッド大端部用軸受、主軸受やおよび一般産業用機械に用いられるジャーナル軸受等のすべり軸受が提供される。 
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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