(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
３〜４０質量％のＳｎ、０．５〜７質量％のＳｉを含むアルミニウム合金からなる軸受合金層用板材に、純アルミニウムまたはＳｎを含まないアルミニウム合金からなる接着層用板材を冷間で圧接してなる軸受用アルミニウム合金板を製造する方法において、
軸方向両側に径大部を有する中凹状の第１のロールと、軸方向両側に径小部を有する中凸状の第２のロールとを備え、第２のロールの中凸部分を第１のロールの中凹部分に嵌合し、それら中凹部分と中凸部分との間に形成されて前記第１のロールの径大部により閉じられたロール隙間に、前記軸受合金層用板材と前記接着層用板材とを重ねて通すことによって、それら両板材の幅方向両側の広がりを前記第１のロールの前記径大部により拘束しながら、５０％以上の圧下率で圧下して圧接することを特徴とする軸受用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項２】
前記軸受合金層用板材は、互いに平行に対向する部分の間に鋳造空間を形成した一対の無端ベルトと、これら一対の無端ベルトの前記鋳造空間から送り出される鋳造板材に水を噴射して冷却する水噴射装置とを備えたベルト鋳造装置により、凝固時の冷却速度ΔＴが３〜６℃／ｓｅｃに制御して鋳造された板材であることを特徴とする請求項１記載の軸受用アルミニウム合金板の製造方法。
但し、ΔＴ＝（Ｔ−５００）／ｔ
Ｔ：アルミニウム合金の鋳造開始時の温度（℃）
ｔ：アルミニウム合金の温度が５００℃に低下するまでの鋳造開始からの時間（ｓｅｃ）
【請求項３】
前記軸受合金層用板材は、３〜４０質量％のＳｎ、０．５〜７質量％のＳｉの他に、更に、０．０５〜２質量％のＦｅを含み、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅの３元系金属間化合物を晶出することを特徴とする請求項１または２記載の軸受用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項４】
前記軸受合金層用板材は、３〜４０質量％のＳｎ、０．５〜７質量％のＳｉ、０．０５〜２質量％のＦｅの他、Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏ、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％含有し、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅに当該選択された元素が加わった多元系金属間化合物を晶出することを特徴とする請求項１または２記載の軸受用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項５】
前記軸受合金層用板材は、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅの３元系金属間化合物、またはＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅの３元系金属間化合物にＭｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｗのうちから選択された１種以上の元素が加わった多元系金属間化合物を晶出しており、前記接着層用板材と重ねて前記ロール隙間に通すことによって、前記金属間化合物は、１〜２０μｍに粉砕されて角張った硬質粒子になると共に、その金属間化合物からなる硬質粒子が１ｍｍ2当たり６〜２００個分布し、Ｓｉ粒子からなる硬質粒子が５μｍ未満に粉砕されて１ｍｍ2当たり２００個以上分布するようにしたことを特徴とする請求項１記載の軸受用アルミニウム合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、アルミニウム合金からなる軸受合金層に、純アルミニウムまたはＳｎを含まないアルミニウム合金からなる接着層を圧接して軸受用アルミニウム合金板を製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
アルミニウム合金を内張りした軸受（アルミニウム合金軸受）は、一般に、Ｓｎを含むアルミニウム合金からなる軸受合金層と裏金とを、純アルミニウムまたはアルミニウム合金からなる接着層を介して接着してバイメタルを構成し、このバイメタルを機械加工して製造する。上記接着層は、軸受合金層を裏金に接着するに先立って軸受合金層に接着される。この接着層と軸受合金層との接着は圧接によって行なわれる。具体的には、軸受合金層を構成する板材と接着層を構成する板材とを一対の平ロール間に通し、大きな圧下率で圧下（圧延）することによって圧接する。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
アルミニウム合金軸受は、耐疲労性、耐摩耗性などに優れるため、自動車や一般産業機械の高出力エンジンの軸受として用いられる。ところが、近年のエンジンの高性能化に伴い、その軸受には更なる耐疲労性、耐摩耗性の向上が求められている。この要求に対処するために、軸受用のアルミニウム合金は、比較的軟質のＡｌ−Ｓｎ系から硬質のＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系、或いはＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ−Ｍｎ系へと変わりつつある。
【０００４】
しかしながら、Ａｌ−Ｓｎ系はまだしも、硬質のＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系、或いはＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ−Ｍｎ系になると、アルミニウム合金の延性が乏しくなるため、接着層と圧接する際にクラックが発生するおそれがある。このクラックは、軸受層を構成するアルミニウム合金の板材の幅方向両側の端縁部分に発生する。
【０００５】
軸受合金層用の板材と接着層用の板材とを圧接によって接着する場合、圧下率が高い程、高い接着性が確保されるので、軸受合金層に比較的軟質のＡｌ−Ｓｎ系合金を用いるときには、４０〜５０％の圧下率で圧接していた。圧下率は［  （圧延前の板厚−圧延後の板厚）／圧延前の板厚］×１００で定義されるものである。
【０００６】
しかしながら、圧延性に乏しいＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系、或いはＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ−Ｍｎ系になると、クラックの発生を防止して歩留まりを高くするには、そのような高い圧下率で圧接することはできず、低圧下率で圧接するため、軸受合金層と接着層との接着性に問題が生じるようになってきた。
【０００７】
本発明は上記の事情に鑑みてなされたもので、その目的は、軸受合金層に圧延性の低いアルミニウム合金を用いた場合であっても、軸受合金層と接着層とを、クラックの発生を防止しながら、高い圧下率で圧接することができ、良好な接着力を有する軸受用アルミニウム合金板の製造方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成するために本発明は、第１のロールの中凹部分に第２のロールの中凸部分を嵌合することにより、それら中凸部分と中凹部分との間に形成されて第１のロールの径大部により閉じられたロール隙間に、軸受合金層用板材と接着層用板材とを重ね合わせた状態にして通す構成としたものである（請求項１）。この構成によれば、両板材は、ロール隙間の両側を閉じる第１のロールの軸方向両側の径大部分によって幅方向への延びが阻止されるので、クラックが発生するという現象が生じ難くなる。このため、３〜４０質量％のＳｎ、０．５〜７質量％のＳｉを含んだ圧延性の乏しいアルミニウム軸受合金であっても、冷間にて５０％以上の高い圧下率で圧下することができ、両板材の接着力を大きくすることができる。
【０００９】
上記の接着層用板材と圧接する軸受合金層用板材として、ベルト鋳造装置によって３〜６℃／ｓｅｃで急冷した鋳造板材を用いることができる（請求項２）。
【００１０】
一対の無端ベルトの間で鋳造するベルト鋳造装置は公知である。この公知のベルト鋳造装置は、一対の無端ベルトのほぼ平行な部分の間で水平または水平に対して僅かに傾斜する鋳造空間を形成した構造のものであり、無端ベルトは冷却装置により冷却されながら走行する。そして、溶融された金属は上記の鋳造空間内に供給され、無端ベルトにより冷却されて板状に凝固し、鋳造空間から連続的に送り出される。
【００１１】
このような移動鋳型式のベルト鋳造装置は固定鋳型式の連続鋳造装置に比べて鋳造速度が速く、生産性に優れている。このため、軸受の製造メーカーでも、軸受合金層用のアルミニウム合金板を鋳造する装置としてベルト鋳造装置を採用している。しかしながら、従来のベルト鋳造装置は冷却速度が遅いため、鋳造板材が徐冷状態となって晶出物が粗くなって延性や軸受特性を低下させたりする。
【００１２】
そこで、本発明者は、水噴射装置を備えたベルト鋳造装置を開発し、鋳造空間から送り出された鋳造板材を水噴射装置から噴射される水によって３〜６℃／ｓｅｃの冷却速度で急冷し、晶出物の粗大化を軽減できるようにした。しかしながら、水噴射装置を備えているとはいっても、ベルト鋳造法である以上、鋳造速度が速く徐冷傾向となるため、晶出物の粗大化を完全に避けることは難しい。このため、水噴射装置を備えたベルト鋳造装置により鋳造された軸受合金用板材が従来よりも延性の点で改善されているとはいっても、難圧延材であることに変わりはなく、特にＳｎおよびＳｉなどを含有したりすると、通常の平ロールでの圧接では、幅方向両側の端縁部分にクラックを生じ易くなる。
【００１３】
こうした難圧延材であるベルト鋳造された軸受合金用板材の圧接は本発明による方法を採用することによってクラックを生ずることなく圧接できる。
ちなみに、上記のベルト鋳造装置による鋳造時の冷却速度は、３℃／ｓｅｃ未満ではＳｎやＳｉが偏析し、アルミニウムとの金属間化合物が粗大化したり偏析したりして延性などの塑性加工性を低下させ、軸受特性としての耐疲労性および耐摩耗性が不安定となる。６℃／ｓｅｃを越えると、板材の表面に急冷による偏析が現れ、表面切削が困難となる。
【００１４】
本発明によって接着層と圧接される軸受合金層は、特に、次の２種の新規なアルミニウム合金が好適する。すなわち、一つは、３〜４０質量％のＳｎ、０．５〜７質量％のＳｉ、０．０５〜２質量％のＦｅを含み、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅの３元系金属間化合物を晶出した新規なアルミニウム合金であり、他の一つは、３〜４０質量％のＳｎ、０．５〜７質量％のＳｉ、０．０５〜２質量％のＦｅの他、Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏ、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％含有し、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅに当該選択された元素が加わった多元系金属間化合物を晶出した新規なアルミニウム合金である。
【００１５】
ここで、上記の新規なアルミニウム合金を開発するに至った技術的背景を説明する。
すなわち、近年、エンジンの高性能化に伴い、エンジン用軸受には、更なる耐疲労性、耐摩耗性の向上が求めらる傾向にある。そのうち、耐疲労性に関しては、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｖなどの元素を添加してアルミニウム合金を強化するようにしている。また、耐摩耗性に関しては、特開昭５８−６４３３２号公報に見られるように、アルミニウム合金にＳｉを添加し、アルミニウム合金中に晶出するＳｉ粒子の大きさと分布を制御すること、或いは、特開昭５８−６７８４１号公報に見られるように、アルミニウム合金にＭｎ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｎｉなどを添加し、アルミニウム合金中にそのＭｎなどとＡｌとの金属間化合物を晶出させることによってなじみ性、非焼付性を高め、ひいては耐摩耗性の向上を図っている。
【００１６】
上記の特開昭５８−６４３３２号公報、特開昭５８−６７８４１号公報では、Ｓｉ粒子、金属間化合物が５μｍ以上４０μｍ以下の大きさを持つ場合に効果があるとする。しかしながら、一般に、Ａｌ中に含まれる硬質粒子は均一に分散することで強化の用に供され、その粒子の大きさは細かいほど効果を発揮するとされているが、特開昭５８−６４３３２号公報、特開昭５８−６７８４１号公報のように、Ｓｉや金属間化合物を５μｍ以上４０μｍ以下という比較的大きな径を持った粒子に制御すると、Ａｌマトリックスの強度が低下し、耐疲労性に劣ったものとなってしまう。すなわち、晶出粒子を小さくして耐疲労性を向上させようとすれば、非焼付性の向上は望み得ず、逆に晶出粒子を大きくして非焼付性ひいては耐摩耗性を向上させようとすれば、耐疲労性の向上は望み得ない、といったジレンマに陥ってしまう。
【００１７】
本発明者は、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅの３元系金属間化合物、或いはＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅをベースにした多元系金属間化合物を晶出させることによって、耐疲労性を損なうことなく、非焼付性および耐摩耗性を向上させることができるアルミニウム合金を発明した。このＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅの３元系金属間化合物やＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅをベースにした多元系金属間化合物は極めて安定しており、裏金鋼鈑との圧接後に施される熱処理によっても、その基本的な形を変えることがない。
【００１８】
すなわち、Ｓｉ自体は共晶物として３次元的には立体的に連結したサンゴ状に晶出するが、鋳造後の圧延や裏金鋼鈑と圧接する際の圧延などによって細かく砕け、その後の熱処理によっても形態を変えてしまう。これはＳｉの特徴で、特に３００℃を越える熱処理では、界面張力を小さくしようとして比較的丸みを帯びた形状に変化する。特に、アルミニウム合金のようなＳｎを多く含む材料においては、その傾向は助長される。
【００１９】
ところが、上記した金属間化合物はその晶出形態（その一例を図４に示す）を変えず、通常の熱処理温度では、全くその形に変化がないのである。また、その金属間化合物は、軸受の製造工程中、塑性変形を伴う圧延工程や圧接工程で粉砕される。しかしながら、この粉砕により、金属間化合物は刃物の破片のようにシャープエッジを持った形態（その一例を図５に示す）となる。Ｓｉ粒では、圧延、熱処理を経て丸みを帯びて細かく割れてしまうが、上記３元系金属間化合物、多元系金属間化合物はシャープエッジを持った攻撃的な形を保つのである。
【００２０】
このような３元系金属間化合物や多元系金属間化合物は少量でも相手軸に対するラッピング作用を持ち、特に初期摩耗の不安定な軸と軸受との関係を安定化させてなじみ性を高めるのに極めて有効である。その具体的な作用は、相手軸の表面の突出部や相手軸の表面の球状黒鉛周辺のバリなどのエッジ部を削り取る作用、アルミニウム合金の弱点である相手軸への凝着による摩耗を未然に防止し、また凝着物を掻き落として焼付きを未然に防止する機能である。
しかも、本発明の３元系金属間化合物や多元系金属間化合物は、圧延を経ても比較的粗大なものが多く、粉砕されて微細化したＳｉ粒子はＡｌマトリックス中に分散してその強度を高める効果を有することと相俟って、耐摩耗性、非焼付性の向上と耐疲労性の向上との両立を可能ならしめるのである。
【００２１】
第１のロールの中凹部分に第２のロールの中凸部分との間に形成されたロール隙間に、軸受合金層用板材と接着層用板材とを重ね合わせた状態にして通す本発明の製造方法は、上記のＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅの３元系金属間化合物、またはＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅをベースにした多元系金属間化合物を晶出させた軸受合金層用板材と接着層用板材とを圧接させる際に、その金属間化合物を粉砕する場合に好適するもので、この粉砕によって金属間化合物は、１〜２０μｍに粉砕して角張った硬質粒子になると共に、その金属間化合物からなる硬質粒子が１ｍｍ2当たり６〜２００個分布し、Ｓｉ粒子からなる硬質粒子が５μｍ未満に粉砕されて１ｍｍ2当たり２００個以上分布するようになる。
【００２２】
新規のアルミニウム合金の各成分の限定理由について説明すると、以下の通りである。
▲１▼Ｓｎ（３〜４０質量％）
Ｓｎは軸受としての非焼付性、なじみ性、埋収性などの表面性能を改善する。Ｓｎの含有量が３質量％未満ではその効果がなく、４０質量％を越えると軸受合金の機械的性質が低下し、軸受性能の低下を招く。好ましいＳｎの含有量は６〜２０質量％である。
【００２３】
▲２▼Ｓｉ（０．５〜７質量％）
ＳｉはＡｌマトリックス中に固溶すると共に、単体で晶出するものは微細に分散し、材料の疲労強度を高め、また非焼付性、耐摩耗性の向上に寄与する。一方、ＳｉはＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系金属間化合物を構成する必須元素で、適切なラッピング作用や非焼付性、耐摩耗性の向上にも効果がある。０．５質量％未満では合金に固溶してしまい、その効果がない。また、７質量％を越えると粗大晶出し、かえって軸受合金の耐疲労性を害する。好ましいＳｉの含有量は２〜６質量％である。
【００２４】
▲３▼Ｆｅ（０．０５〜２質量％）
Ｆｅは主にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系金属間化合物として晶出し、前述の効果をもたらす。そのＦｅを含む金属間化合物は軸との焼付きを防止し、耐摩耗性を向上させる。その特性は０．０５〜２質量％が有効で、０．０５質量％未満ではその効果がなく、２質量％を越えると化合物の粗大化が起こり、軸受合金が脆くなって圧延加工に問題が出てくる。好ましくは０．０７〜１質量％である。
【００２５】
▲４▼Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｗ（１種以上を総量で０．０１〜３質量％）
これらは選択元素であり、本発明における多元系金属間化合物を構成する。すなわち、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅに選択された元素αを加えたＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−αの多元系金属間化合物を生成する。もちろん、単体でＡｌマトリックス中に固溶してＡｌマトリックスも強化する。多元系金属間化合物の生成効果は０．０１質量％未満では期待できず、３質量％を越えると多元系金属間化合物が粗大化し過ぎ、軸受合金としての物性の低下をもたらすと共に、圧延などの塑性加工にも問題を生ずる。その好ましい含有量は０．２〜２質量％である。
【００２６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の一実施例を図面に基づいて説明する。
アルミニウム軸受合金を板状に鋳造するベルト鋳造装置は図３に示されている。同図において、ベルト鋳造装置１の基台２には、上下一対の機枠３および４が設けられている。両機枠３および４には複数本のローラ５ａ〜５ｅ、６ａ〜６ｅが設けられており、それらローラ５ａ〜５ｅ、６ａ〜６ｅに上下一対の無端ベルト７、８が掛け渡されている。なお、無端ベルト７、８はスチール板、或いは耐熱繊維などによって形成されている。
【００２７】
上記各機枠３、４のローラ５ａ〜５ｅ、６ａ〜６ｅはモータ（図示せず）に連結されており、その回転により無端ベルト７、８が駆動されてそれぞれ矢印Ａ、Ｂ方向に走行するようになっている。上側の無端ベルト７のローラ５ａおよび５ｂ間の部分と下側の無端ベルト８のローラ６ａおよび６ｂ間の部分は互いにほぼ平行に対向し、この上下一対の無端ベルト７、８のほぼ平行に対向する部分の間の空間は鋳造空間Ｃとされている。もちろん、鋳造空間Ｃの左右両側（紙面の表裏両側）は図示しないシール材によって閉塞されている。そして、前記基台２の図示左側には鋳造空間Ｃの一端側に位置して溶湯供給手段としての溶湯溜め９が設けられており、この溶湯溜め９に注湯器１０からアルミニウム合金の溶湯が供給される。溶湯溜め９はノズル１１を備え、このノズル１１から溶湯を鋳造空間Ｃに供給するようになっている。
【００２８】
このようなベルト鋳造機１は、無端ベルト８、９を冷却する水冷用ジャケット１２、１３を備えている。水冷用ジャケット１２、１３は上下両機枠３、４に取り付けられ、上下一対の無端ベルト７、８のほぼ平行な部分に対し、鋳造空間Ｃの反対側から接触している。そして、この水冷用ジャケット１２、１３は鋳造空間Ｃ内に供給されたアルミニウム合金の溶湯を無端ベルト７、８を介して冷却する。
【００２９】
上下両機枠３、４には鋳造空間Ｃの他端側に位置して上下に対向するローラコンベア１４、１５が設けられており、鋳造空間Ｃで板状に鋳造されたアルミニウム合金（以下、鋳造板材）１６はそれらローラコンベア１４、１５間に送り出される。そして、ローラコンベア１４、１５から送り出された鋳造板材（軸受合金層用板材）１６は、その後、ピンチローラ１７、１８間に挟み込まれ、最終的に図示しない巻き込み機によってコイル状に巻回される。
【００３０】
上記上下両ローラコンベア１４、１５のうち、鋳造空間Ｃ側の部位には、鋳造空間Ｃから送り出された直後の鋳造板材１６に対し、上下両側から水を噴射する水噴射装置として、当該鋳造板材１６の送り出し方向である矢印Ｄ方向に沿って並ぶ２本の水噴射パイプ１９、２０が設けられている。この実施例では、鋳造板材１６の板厚は１５ｍｍに設定されている。なお、上機枠４は上下動可能に設けられており、その上機枠４の上下方向の位置を調節して鋳造間隔Ｃの高さを調節することによって鋳造板材１６の厚さを変更することができる。
【００３１】
以上のようなベルト鋳造装置１によってアルミニウム合金を鋳造するには、溶融したアルミニウム合金を注湯器１０から溶湯溜め９に注入する。すると、その溶湯は溶湯溜め９のノズル１１から鋳造空間Ｃへ供給される。鋳造空間Ｃへ供給された溶湯は水冷ジャケット１２、１３により無端ベルト７、８を介して冷やされ、その冷却により次第に凝固して板状に成形されながら矢印Ａ、Ｂ方向に走行している無端ベルト７、８によって矢印Ｄ方向に送られる。そして、水噴射パイプ１９、２０は、鋳造板材１６に対し、鋳造空間Ｃから送り出された直後の部分に水を噴射する。
【００３２】
このように鋳造板材１６は、水冷ジャケット１２、１３による冷却に引き続いて水噴射パイプ１９、２０からの噴射水により冷却され、この水噴射により鋳造板材１６は急冷されて凝固を完了するものである。
【００３３】
この実施例では、アルミニウム合金としては、３〜４０質量％のＳｎ、０．５〜７質量％のＳｉ、０．０５〜２質量％のＦｅを含む合金、或いは３〜４０質量％のＳｎ、０．５〜７質量％のＳｉ、０．０５〜２質量％のＦｅの他、Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏ、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％含有する合金が用いられる。
【００３４】
また、このアルミニウム合金には、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒのうち、少なくとも１種以上を総量で０．０１〜２質量％含有させることができ、更に、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｚｎのうち、少なくとも１種以上を総量で０．１〜５質量％含有させることもできる。
【００３５】
上記のＢ、Ｔｉ、Ｚｒの選択元素はＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系金属間化合物の生成には寄与せず、Ａｌマトリックスに固溶し、軸受合金の疲労強度を高める効果を持つ。０．０１質量％未満ではその効果はなく、２質量％を越えると軸受合金が脆くなる。総量で０．０２〜０．５質量％が望ましい。また、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｚｎの選択元素はＡｌマトリックス強度を向上させる添加元素であり、溶体化処理を施すことにより強制的にＡｌマトリックスに固溶させることができ、急冷、時効させることで、微細な化合物を析出させることもできる。その効果は０．１質量％未満では期待できず、５質量％を越えると粗大な化合物になってしまう。総量で０．５〜４質量％が望ましい。
【００３６】
以上のようなアルミニウム合金の溶湯は、約８００℃で鋳造空間Ｃに供給される。そして、Ｓｎを除いた部分の凝固が完了する約５００℃にまで冷却された時点を凝固の完了とする。この凝固完了までに、水冷ジャケット１２、１３と水噴射パイプ１９、２０との冷却によって、鋳造板材１６が３〜６℃／ｓｅｃの冷却速度で、鋳造開始温度である８００℃から５００℃まで温度低下するように、水冷ジャケット１２、１３の通水量と水噴射パイプ１９、２０からの噴射水量が設定されている。このような冷却速度で急冷することにより、鋳造板材１６の晶出物の粗大化および偏析が防止される。
従って、ここでいう冷却速度は、冷却速度ΔＴ＝（鋳造開始温度Ｔ℃−５００℃）／（鋳造板材の温度が５００℃に低下するまでの鋳造開始からの時間）、と定義されているものである。
【００３７】
さて、連続鋳造された鋳造板材１６中には、図４に示すようにＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅの３元系金属間化合物、或いはＡｌ−Ｓｉ−ＦｅにＭｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｗのうち選択された元素との多元系金属間化合物（Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎなど）が晶出すると共に、Ｓｉ粒子が晶出する。そして、この鋳造工程で、その鋳造板材１６の冷却速度を上記のように３〜６℃／ｓｅｃに制御することによって上記金属間化合物の晶出物の大きさを３０〜７０μｍ、Ｓｉ共晶組織の大きさを４０μｍ以下に制御できる。
【００３８】
連続鋳造された鋳造板材１６は、その後、冷間で１５ｍｍから６ｍｍの板厚に連続圧延され、次いで純ＡｌまたはＳｎを含有しないアルミニウム合金からなる接着層用の薄い板材２１と圧接される。
【００３９】
接着層用の板材２１にアルミニウム合金を用いる場合、マトリックスの強度を高めるために、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅのうち一種以上を０．１〜１０質量％含有することが好ましい。これらＣｕ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅは強化元素で、Ａｌマトリックスに固溶するか、または微細に晶出、或いは析出し、粗大な化合物を生成しない。これらのうち一種以上が総量で０．１質量％未満では上記した効果が得られず、１０質量％を越えると硬くなりすぎ、塑性加工性を低下させる。
【００４０】
鋳造板材１６と接着層用板材２１との圧接は図１および図２に示すロール圧延装置２２の一対のロール２３および２４を用いて行なわれる。なお、両板材１６および２１の幅寸法はほぼ同じに設定されている。一対のロール２３および２４はロール圧延装置２２の機枠２５に上下の位置関係をもって回転可能に設けられている。
【００４１】
一対のロール２３、２４のうち、第１のロールとしての上ローラ２３はロール胴２３ａの軸方向両側に径大部２３ｂを有した中凹状に形成され、第２のロールとしての下ロール２４はロール胴２４ａの軸方向両側に径小部２４ｂを有した中凸状に形成されている。これら両ロール２３および２４のロール胴２３ａおよび２４ａの軸方向幅寸法は鋳造板材１６および接着層用板材２１の幅寸法とほぼ同じ程度の寸法に設定されている。
【００４２】
そして、下ロール２４の中凸部分であるロール胴２４ａが上ロール２３の中凹部分である軸方向両側の径大部２３ｂ間に嵌合され、それらロール２３および２４のローラ胴２３ａおよび２４ａ間に、上ロール２３の径大部２３ｂによって左右両側が閉じられたロール隙間Ｇが形成されている。このロール隙間Ｇの上下寸法は鋳造板材１６と接着層用板材２１を５０％以上の圧下率で圧下するような寸法に設定されている。
【００４３】
鋳造板材１６と接着用板材２１とは、重ねられた状態で一対のロール２３および２４間のロール隙間Ｇに通され、５０％以上の大きな圧下率で圧延される。このとき、両板材１６、２１は圧延により幅方向にも延びようとするが、その幅方向両側は上ロール２３の径大部２３ｂに接しているため、この径大部２３ｂによって幅方向への自由な広がりが拘束される。これにより、両板材、特に低延性の鋳造板材１６が幅方向両側の端縁部においてクラックを生ずるといった不具合の発生を防止できる。
【００４４】
鋳造板材１６に接着用板材２１を圧接してバイメタルを構成した後、鋳造板材１６を接着用板材２１を介して裏金鋼鈑に圧接する。次いで、鋳造板材１６と裏金鋼鈑との接着力を高めるための焼鈍を行った後、アルミニウム合金を強化するために４７０℃で２０分間保持する溶体化処理を行い、水冷後、１７０℃で１５時間保持する時効処理を施す。
【００４５】
金属間化合物は、上記の圧延および圧接などによって鋳造当初の大きさ４０〜５５μｍから１〜２０μｍ程度に粉砕されて、図５に示すように、シャープエッジを持った角張った形状になると共に、その金属間化合物からなる硬質粒子が１ｍｍ２当たり６〜２００個分布するようになる。このような硬質粒子の大きさおよび分布はその後の熱処理によってもほとんど変わることはない。一方、Ｓｉ粒子も圧延、圧接などによって粉砕され、時効処理後の最終的な形態では最大径が５μｍ未満の丸みを帯びた形状で、１ｍｍ２当たり２００個以上分布するようになる。その後、バイメタルを機械加工して半割円筒状の軸受を製造する。
【００４６】
このように本発明は、板材１６および２１を、その幅方向両側を上ロール２３の径大部２３ｂによって幅方向両側への広がりを拘束しながら圧下して圧接するので、板材１６および２１の幅方向両端縁部におけるクラックの発生を極力防止しながら圧接することができる。このため、圧下率を５０％以上に設定しても、クラックを生ずることなく、両板材１６および２１を圧接でき、その接着力を大きくすることができる。
【００４７】
この場合、Ａｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系またはＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ−Ｍｎ系のアルミニウム合金、或いはＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅの３元系金属間化合物、或いはＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅをベースにした多元系金属間化合物を晶出したアルミニウム合金は延性に乏しいが、そのような材質の軸受層用板材１６であっても、本発明の圧延装置２２を採用することにより、クラックを生ずることなく圧接できるものである。
【００４８】
次の表１は、同表に示す組成の軸受合金層と接着層とを、従来品は平ロールを用いた圧延装置、本発明品は圧延装置２２で圧接し、クラックの有無の調査および接着強さの試験を行なった結果を示す。なお、本発明品Ｎｏ２３〜２５は更に本発明のベルト鋳造装置１により製造したものである。
【００４９】
【表１】
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【００５０】
上記の表１から明らかなように、従来では圧下率が４５％以下でも、クラックが発生していたが、本発明では圧下率が６０％以上でもクラックを発生せず、本発明のロール圧延装置２２を用いた圧接方法はクラックの発生防止効果が高いことが理解される。また、本発明では、圧下率が５０％以上であるから、軸受合金層と接着層との接着性も良好で、接着強度は本発明の方が従来より各段に優れている。接着強度は図６に示す試験片を用い、剪断試験によって軸受合金層と接着層との接合面に剪断力（引張力）を作用させたとき、両者が離れない最高引張り荷重で示したものである。
【００５１】
なお、本発明は上記し且つ図面に示す実施例に限定されるものではなく、以下のような拡張或いは変更が可能である。
軸受合金層はベルト鋳造装置１によって鋳造された板材以外の板材を採用しても良い。
軸受合金層はＡｌ−Ｓｎ系のアルミニウム合金であっても良い。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の一実施例を示すロール圧延装置の断面図
【図２】ロール圧延装置の縦断面図
【図３】ベルト鋳造装置の縦断面図
【図４】Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅの３元系金属間化合物を晶出した鋳造板材の顕微鏡写真の模式図
【図５】鋳造板材の圧延後の図４相当図
【図６】接着強度測定のための試験片を示す図
【符号の説明】
図中、１はベルト鋳造装置、７、８は無端ベルト、１２、１３は水冷ジャケット、１６は鋳造板材（軸受合金層用板材）、１９、２０は水噴射パイプ（水噴射装置）、２１は接着用板材、２２はロール圧延装置、２３は上ロール（第１のロール）、２３ｂは径大部、２４は下ロール（第２のロール）である。
【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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