(57)【要約】      （修正有）【課題】５〜２０％のＳｎを含有するＡｌ−Ｓｎ系又は５〜２０％Ｓｎ及び０．５〜１２％Ｓｉを含有するＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系アルミニウム合金圧延板を鋼裏金と冷間圧延により圧接し、その後焼鈍される方法で製造されるアルミニウム合金すべり軸受の接合強度を高める。【解決手段】アルミニウム合金圧延板がさらに０．５％〜１．５％以下のＦｅを含有し、かつＦｅ相が分散している圧延板の圧接予定面を、粗さ１〜５μm  ＪＩＳ（Ｒａ）に機械的に削り取り粗面化した後に圧接する。あるいは、アルミニウム合金圧延板にショットブラストにより凹部を形成する。【選択図】図１
2014214827.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、１〜２０％のＳｎを含有するＡｌ−Ｓｎ系又は５〜２０％Ｓｎ及び０．５〜１２％Ｓｉを含有するＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系アルミニウム合金圧延板（以下「圧延板」と略す）を鋼裏金と、圧延及び焼鈍によりＡｌ−Ｆｅ拡散層とＳｎのろう接面からなる接合面を形成したすべり軸受において、前記ろう接面に存在するＳｎの一部が、圧延板の接合面に多数分散形成された凹部に埋収されたＳｎを含むことを特徴とするすべり軸受。
【請求項２】
前記圧延板がさらに０．２％〜１．５％以下のＦｅを含有し、かつＦｅ相が分散している圧延板の接合面を機械的に削り取ることにより前記凹部が形成されていることを特徴とする請求項１記載のすべり軸受。
【請求項３】
前記凹部がショットブラストにより形成されていることを特徴とする請求項１記載のすべり軸受。
【請求項４】
前記凹部がレーザーにより形成されていることを特徴とする請求項１記載のすべり軸受。
【請求項５】
質量％にて、１〜２０％のＳｎを含有するＡｌ−Ｓｎ系又は５〜２０％Ｓｎ及び０．５〜１２％Ｓｉを含有するＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系アルミニウム合金圧延板を鋼裏金と圧延により圧接し、その後２５０〜５００℃にて焼鈍するアルミニウム合金すべり軸受の製造方法において、前記Ａｌ−Ｓｎ系又はＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系アルミニウム合金圧延板がさらに０．２％〜１．５％以下のＦｅを含有し、かつＦｅ相が分散している圧延板の圧接予定面を、粗さ１〜５μm−ＪＩＳ（Ｒａ）−に機械的に削り取り粗面化した後に圧接することを特徴とするアルミニウム合金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、アルミニウム合金圧延板を鋼裏金と冷間圧延により圧接するすべり軸受の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
アルミニウム合金軸受材料は、１９５０年代にＡｌ−２０Ｓｎ合金が開発され、１９
８０年代にＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系合金が開発された（非特許文献１：トライボロジスト  Vol.４８／Ｎｏ．３／２００３、「すべり軸受用材料の変遷」第１７２−１７７頁、特に第１７５頁の３．４項）。これらのアルミニウム合金は、一般には、鋼裏金に圧接されたいわゆる「バイメタル」軸受として供用されている。
【０００３】
上記した圧接はストリップ状の各金属帯をロール圧接することにより行われ、圧接後
に焼鈍を行うことにより接着強度を高めている（特許文献１：特公昭６２−４２９８３号
公報、第１４欄第１５−１６行、特許文献２：特許第３８５７５０３号、段落番号００２
７）。焼鈍温度は特許文献１では３５０℃であり、ＡｌとＦｅの拡散を起こさせることにより接合強度を高めることを意図している。
【０００４】
非特許文献２： SAE TECHNICAL PAPER SERIES, 940691, Improvement of 
Multi-Layer Aluminum-Silicon-Tin Bearings for High Power Engines Through
Reinforced Intermediate Layer, Yoshiaki Sato et al.  International Congress &
Exposition.  Detroit, Michigan, Feb. 28 - Mar. 3, 1994  によると、Ａｌ−Ｓｎ合金中のＳｎは溶融して、鋼裏金とアルミニウム合金圧延板の界面に引伸ばされ、脆い金属間化合物を形成すると解説されている。これによる欠点を免れる方法として、アルミニウム合金に予めＮｉめっきを施す、中間層を挟んでアルミニウム合金圧延板と裏金を圧接するなどの方法が示されている。
【０００５】
バイメタル状アルミニウム合金すべり軸受に関する従来の知見を、接合技術の観点から、要約すると、広義には圧接である。なお、圧接施工においては接合面をワイヤーブラシ、グラインダーで表面処理することが一般的に行われている。接合面の組織に着目すると、裏金とアルミニウム合金圧延板（いわゆる「ライニング」）の接合はＦｅ−Ａｌの拡散接合とＳｎが介在する接合により実現されている。後者は加熱により母材よりも低温で溶融する金属で母材を接合するいわゆる「ろう接」に相当するが、弱いＳｎによる接合界面が形成されるか、あるいは界面に脆いＦｅ−Ｓｎ系金属間化合物が生成するために望ましくない。この問題は、焼鈍温度・時間を管理することにより、拡散接合の割合を多くすることができるが、Ｓｎの溶融は避けられないために、Ｓｎの介在を減らすかまたは無くすることで接合強度を保証している。しかしながら、この対策では、軸受性能保証上Ｓｎ含有量を多くする必要がある場合には十分に対応することができない。
【０００６】
以下、詳しく説明するように、本発明に係るすべり軸受の製造方法はアルミニウム合金中のＦｅを有効活用する技術に関するので、すべり軸受用アルミニウム合金に含有されるＦｅを記載した先行技術文献を引用する。すべり軸受用アルミニウム合金の組成を規定する工業規格又は仕様書においてＦｅは不純物として扱われているが、次の４件の特許文献ではＦｅは有用元素として活用されている。
【０００７】
特許文献３：特開昭６２−３７３３７号公報は、Ａｌ−押出材の断面積比で０．００６〜０．０４０の潤滑成分―５．０〜１０．０重量％の親油成分―０．２〜５．０重量％の強化成分からなる押出成形アルミニウム合金に関する。潤滑成分は、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｓｂ及び/又はＢｉであり、硬質成分はＳｉであり、親油成分はＺｎであり、強化成分はＣｕ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ及び/又はＦｅである。Ｆｅはアトマイズ粉の凝固時にＡｌマトリクスに強制固溶され、その強度を高める。
【０００８】
特許文献４：特許第３２０７８６３号は、粒状ＳｉをＡｌマトリクスに分散させたＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系溶射合金に関する。この合金の組成は、Ａｌ−１２〜６０％Ｓｉ−０．１〜３０％Ｓｎであり、さらに任意成分として７．０％以下のＣｕ、５．０％以下のＭｇ、１．５％以下のＦｅ及び/又は８．０％以下のＮｉを含有する。任意成分のうちＦｅは溶射時にＡｌマトリクスに強制固溶してアルミニウム合金の強度を高める。
【０００９】
本出願人が提案した特許文献１は、Ａｌ−Ｓｎ系軸受合金圧延板を裏金鋼板に圧接する前に、３５０〜５５０℃で焼鈍することにより、該合金に添加されたＦｅ，Ｓｉなどを粗大化・塊状化することを提案している。そのアルミニウム合金の組成、組織及び軸受とした場合の構造は次のとおりである。組成―（ａ）１〜３５重量％（以下同じ）のＳｎ、（ｂ）０．５〜１１％のＭｎ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｓｂ、Ｃｒ及び/又はＮｂ、（ｃ）０．１〜１０％のＰｂ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｔｌ及び/又はＢｉ、（ｄ）０．１〜２％のＣｕ及び/又はＭｇ。組織−前記（ｂ）の元素からなる、又は（ｂ）の元素を含む塊状粒子が形成され、その長径寸法が５〜４０μｍの粒子が３．５６×１０-2ｍｍ2当り５個以上存在する。また、軸受構造−オーバレイを使用せず、すべり軸受表面の塊状粒子が相手軸との「なじみ」を確保する。
この特許文献においては、Ｆｅは０．５％以上存在し、かつ圧接前の焼鈍を行うと塊状粒子となり、なじみ性に寄与するが、少量のＦｅは微細金属間化合物粒子として存在し、特性向上に寄与しないと説明されている。
【００１０】
特許文献２は、「鋳造後、板状に圧延されて裏金に圧接されるアルミニウム系軸受合金において、３〜４０質量％のＳｎ、０．５〜７質量％のＳｉ、０．０５〜２質量％のＦｅ、０．１〜５質量％のＣｕ、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、硬質粒子として、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅの３元系金属間化合物およびＳｉ粒子を含み、且つ、前記鋳造時に急冷して前記金属間化合物の鋳造当初の大きさを４０〜５５μｍに制御することにより、前記硬質粒子のうち、前記金属間化合物からなる硬質粒子が、軸受表面において、最大径１〜２０μｍで、１ｍｍ2当たり６〜１００個存在するようにしたことを特徴とするアルミニウム系軸受合金。」（請求項１）に関する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
特許文献１：特公昭６２−４２９８３号公報
特許文献２：特許第３８５７５０３号明細書
特許文献３：特開昭６２−３７３３７号公報
特許文献４：特許第３２０７８６３号公報
【非特許文献】
【００１２】
非特許文献１：トライボロジスト  Vol,４８／Ｎｏ．３／２００３、「すべり軸受用材料の変遷」第１７２−１７７頁、特に第１７５頁の３．４項
非特許文献２： SAE TECHNICAL PAPER SERIES, 940691, Improvement of 
Multi-Layer Aluminum-Silicon-Tin Bearings for High Power Engines Through
Reinforced Intermediate Layer, Yoshiaki Sato et al.  International Congress &
Exposition.  Detroit, Michigan, Feb. 28 ？ Mar. 3, 1994 
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明者らがＡｌ−Ｓｎ系アルミニウム合金圧延板を焼鈍温度に加熱して発見した現象を図１に示す。図１の下側はＡｌ−Ｓｎ系アルミニウム合金圧延板であり、上側は何もないフリーな状態になっている。即ち、すべり軸受の製造の場合は、上側に鋼裏金が存在するが、焼鈍におけるＳｎの挙動を実験室で解明するために、上側は何もない状態としている。Ａｌ−Ｓｎ系アルミニウム合金圧延板の断面組織において白く見えるのはＳｎ相であり、圧延板の表面に見える直径が１００〜２００μmの球状粒子はＳｎ粒子である。
図１から、融点が低いＳｎが溶融し、体積が膨張して圧延板表面に噴出する発汗現象が認められる。Ｓｎ粒は圧延板の長さ１０ｍｍにつき数個〜数百個の割合で存在する。
【００１４】
上記した知見に基づくと、バイメタルの圧接過程では、Ａｌ−Ｓｎ系アルミニウム
合金圧延板から一旦溶融Ｓｎが局部的に噴出し、次に溶融Ｓｎ粒がバイメタルの接着面で引伸ばされ、局部的にはいわゆる「ろう接」が行われる；この過程でＳｎ相による接合界面が形成されるか、溶融Ｓｎと裏金のＦｅが反応し、Ｆｅ−Ｓｎ系金属間化合物が生成すると考えられる。本来バイメタルではＡｌ−Ｆｅ拡散接合を優先的に起こすべきであり、Ａｌ−Ｓｎ系アルミニウム合金圧延板の表面の酸化膜は接合を妨害するから、ワイヤブラシなどで、酸化膜を除去している。しかしながら、上記知見が得られたので、溶融Ｓｎをアルミニウム合金圧延板の凹状構造に流入・収容し、接着面での引伸ばしを阻止すると、ＦｅとＳｎの接触面積を小さくできることに想到する。具体的には、アルミニウム合金圧延板の接合面のワイヤーブラシなどの機械加工を強化し、より粗くする方法がある。しかし、粗さを著しく粗くすると、両方の金属板の真実接触面積が少なくなり、結果としてバイメタルの接着強度が低下する欠点がある。
【００１５】
よって、本発明は、Ａｌ−Ｓｎ系又はＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系アルミニウム合金圧延板を鋼裏金と圧延により圧接し、その後焼鈍するバイメタル状すべり軸受において、Ｓｎ含有量が高いアルミニウム合金であっても、Ｆｅ−Ｓｎ系金属間化合物の生成をできるだけ抑えることによりバイメタルの強度を高めることを目的とする。
さらに、本発明はＡｌ−Ｓｎ系又はＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系合金において従来不純物と考えられていたＦｅを有効活用することにより、アルミニウム合金と裏金鋼板との接合の際に生成するＦｅ−Ｓｎ金属間化合物の生成をできるだけ抑えるすべり軸受の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明に係るすべり軸受は、質量％にて、１〜２０％のＳｎを含有するＡｌ−Ｓｎ系又は５〜２０％Ｓｎ及び０．５〜１２％Ｓｉを含有するＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系アルミニウム合金圧延板を鋼裏金と、圧延及び焼鈍によりＡｌ−Ｆｅ拡散層とＳｎのろう接面からなる圧接面を形成したすべり軸受において、前記ろう接面に存在するＳｎの一部が、圧延板の接合面に多数分散形成された凹部に埋収されたＳｎを含むことを特徴とする。
【００１７】
本発明に係るすべり軸受は、質量％にて、１〜２０％のＳｎを含有するＡｌ−Ｓｎ系又は５〜２０％Ｓｎ及び０．５〜１２％Ｓｉを含有するＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系アルミニウム合金圧延板を鋼裏金と冷間圧延により圧接し、その後２５０〜５００℃にて焼鈍するアルミニウム合金すべり軸受の製造方法において、Ａｌ−Ｓｎ系又はＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系アルミニウム合金圧延板がさらに０．２％〜１．５％以下のＦｅを含有し、かつＦｅ相が分散している圧延板の圧接予定面を、粗さ１〜５μm  ＪＩＳ（Ｒａ）に機械的に削り取り粗面化した後に圧接する方法によって製造することができる。
以下、先ず本発明のすべり軸受及び製造方法に共通する事項を説明する。
【００１８】
本発明が適用される軸受用アルミニウム合金において、Ｓｎは潤滑性を付与する必須元素であり、その含有量（質量％、以下同じ）がＡｌ−Ｓｎ系にあっては１％未満、Ａｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系にあっては５％未満であると、耐焼き付き性が低下し、一方２０％を超えると、軟質なＳｎ相による強度低下，融点降下により、機械的特性が不良となり、結果として耐摩耗性などが劣化する。好ましい、Ｓｎ含有量は２〜１８％である。
【００１９】
Ｓｉは鋳造時にＡｌ−Ｓｉ共晶として結晶化し、その後鋳造板の圧延により、Ｓｉ粒子として微細にアルミニウムマトリクス中に分散して、耐摩耗性を付与する。Ｓｉ含有量が０．５％未満であると耐摩耗性向上効果がなく、一方、含有量が１２％を超えると、アルミニウム合金の靭性が低下し、更に圧延が困難になる。Ｓｉ粒子は特許文献１の方法により塊状化する必要はなく、微細化された粒子であっても耐摩耗性向上に寄与する。Ｓｉ粒子の寸法は、特に限定されないが、平均粒径で２μｍ以上であり、かつ最大粒径は１２μｍ以下が好ましい。好ましいＳｉ含有量は２〜７％である。
【００２０】
本発明が適用されるアルミニウム合金は、工業的に使用されているＡｌ−Ｓｎ系及びＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系すべり軸受合金である。これらのＳｎ、Ｓｉなどの基本成分以外に公知の添加元素を含有することができる。即ち、添加成分により軸受性能は改良されるが、Ｓｎの発汗が起こることはＡｌ−Ｓｎ系及びＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系合金に特有の現象である。
したがって、本発明の方法が適用されるアルミニウム合金は、０．５％以下のＣｒ，３%以下のＣｕの少なくとも1種（以下「添加元素」という）を含有することができる。これらの添加元素のうちＣｒは、Ａｌ−Ｃｒ系金属間化合物を形成し、アルミニウムマトリクスの強度を向上させる。また、添加元素は後述のＦｅ相に取り込まれる。Ｃｒの含有量が０．５％を超えるとアルミニウムマトリクス中に偏析し、圧延性低下などが起こり、好ましくはない。
【００２１】
添加元素のうちＣｕはアルミニウム合金のマトリクスを強化し、また耐熱性を高める。Ｃｕは後述のＦｅ相にも取り込まれ、その硬度を高める。但し、Ｃｕの添加量が３％を超えると、圧延性低下により、圧延時に割れなどが起こり、好ましくない。
【００２２】
さらに、本発明が適用されるアルミニウム合金は、Ｍｇ、Ａｇ、Ｚｎのうち少なくとも１種を総量で８％以下、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｖ、Ｓｃ、Ｌｉ、Ｎｉのうち少なくとも１種を総量で０．５％以下を含有することができる。Ｍｇ、Ａｇ、Ｚｎは固溶強化をもたらすが、含有量が総量で８％を超えると、金属間化合物の生成、析出や添加元素の晶出による靭性低下により性能が低下するため好ましくない。また、本発明に係るアルミニウム合金は、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｖ、Ｓｃ、Ｌｉ、Ｎｉのうち少なくとも１種を総量で０．５％以下することができる。Ｚｒ、Ｍｎ、Ｖ、Ｓｃ、Ｌｉ、Ｎｉは析出強化をもたらすが、その総量が０．５％を超えると析出粒子の粗大化、偏析により強度向上の作用が得られないため好ましくない。これらの、Ｍｇ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｖ、Ｓｃ、Ｌｉ、Ｎｉを以下「追加元素」という。追加元素のうち、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｖは通常のＦｅの合金元素であるが、含有量が少ないために、Ｆｅ相中には痕跡量以下しか取り込まれない。
上記した基本成分、添加元素及び追加元素以外に、地金やスクラップ原料から不可避的にもたらされるＰｂ、Ｉｎ、Ｂｉなどの不純物が少量含有される。
【００２３】
アルミニウム合金圧延板の厚さは、特に制限がないが、一般には、５０μm〜２ｍｍである。裏金鋼板は一般にはＳＰＣＣなどの低炭素鋼板であり、厚さは特に、制限はないが、一般には０．５ｍm〜４ｍｍである。続いて、本発明に係るすべり軸受について説明する。
【００２４】
本発明に係るすべり軸受はＡｌ−Ｓｎ系又はＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系アルミニウム合金圧延板（以下「アルミニウム合金圧延板」という）が鋼裏金と広義では圧接により、溶接現象からはＡｌ−Ｆｅ拡散接合とＳｎのろう接により接合されている。
本発明が特徴とする接合を模式的に説明する図２において、２８はアルミニウム合金圧延板、２８ａはワイヤブラシなどで形成された微小凹凸、３０は鋼裏金、４０はアルミニウム合金圧延板中のＳｎが溶融して２８と３０をろう接しているＳｎ層である。２８ｂはアルミニウム合金圧延板の表面にショットブラスト、レーザー加工などで形成された凹部であり、平面図では互いに離れて多数分散している。したがって、Ｓｎ層４０の下部は凹部２８ｂに埋収されることにより、裏金鋼板３０との反応が起こり難くなり、その結果Ｆｅ−Ｓｎ金属間化合物の生成が抑えられる。なお、埋収の機構については図１０を参照して後述する。
【００２５】
凹部２８ｂをショットブラストで形成する場合は、直径が０．３〜２．５ｍｍ程度のカットワイヤ鋼線、ＳｉＣ粒子などのアルミニウムより硬度が高い材料の粒子を１０〜２００ｍ/秒の速度でアルミニウム合金圧延板の上方から下向きに投射することが好ましい。
レーザーの場合は、Ｙｂファイバーレーザーなどのパルスレーザー（出力５〜１００Ｗ）をアルミニウム合金圧延板に走査することにより、深さが３〜１５μｍ程度の凹部を形成することが好ましい。
本発明の凹部は、切削工具で形成した凹部のように連続していないことが一つの特長である。即ち、連続した凹部では必ずＳｎが埋収されない場所が存在し、これが圧接強度を低下させる原因となるからである。また、本発明の凹部は分散していることが必要であるが、Ｓｎ相の発汗位置との距離については、発汗位置は上述のように顕微鏡的に観察すると多数存在するから、通常の方法でショットブラスト処理でグリッド粒子を圧延板全面と衝突させると、必ず、凹部が発汗位置と近い位置に存在するからである。
【００２６】
以下詳しく説明する本発明に係る方法は、アルミニウム合金圧延板の鋼裏金との圧接面を機械加工することにより、１〜５μmＪＩＳ（Ｒａ）の範囲の粗面化面を形成する。本発明の方法におけるアルミニウム合金圧延板の粗さは圧延板の幅方向に測定するものとする。本発明による機械加工は、切削工具による切削、砥粒による研摩などにより行うことができる。粗面化面の先端の微細凸部はロール圧接の際に鋼材の面で押つぶされるために、次の工程の焼鈍にＦｅ−Ａｌの拡散が起こり易くなる（以下、「拡散促進効果」という）。さらに、粗面化面が形成される際にＦｅ相が削り取られ、後述のＳｎ埋収効果が実現される。この機械加工により形成される粗さが０．５μm未満であると、拡散促進効果が不足し、また後述のＦｅ相が十分に削り取られないために、後述のＳｎ埋収効果も不十分になる。一方、粗さが５μmを超えると、粗面化面の溝が深くなり過ぎるために、拡散促進効果が不十分になる。
アルミニウム合金圧延板は通常コイル状に巻き取られるので、金属をコイルに巻取るコイラーと最終圧延ロールスタンドの間で機械加工を行うことが好ましい。この場合、研摩砥粒はホイール、サンドベルトの表面に接着し、これらを金属帯の面に接触させて研摩を行う。一方、切削加工はホブカッター状の工具により行う。なお、金属帯コイルを一旦巻取った後に巻戻しながら機械加工を行うことも可能である。
【００２７】
図３は、Ｆｅ相を形成したＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系すべり軸受合金圧延板の表面を、図の上下方向に切削した面のＳＥＩ像である。この図３から、アルミニウムマトリクスの面は上下方向に直線状切削痕が走っており、一方、不規則形状のＦｅ相では切削痕が、周辺のアルミニウムマトリクスとは、断続し、白色と黒色模様が斑に入り混じった状態になっている。これらの直線状切削痕及び斑状Ｆｅ相から次のことが分かる。（イ）軟質なアルミニウムマトリクスは工具により直線状に削り取られる。（ロ）硬いＦｅ相は微小な破片に分断され、破壊される。（ハ）Ｆｅ相は全体が工具により削り取られず、残っている部分がある。なお、（ニ）Ａｌ−Ｓｎ系又はＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系アルミニウム合金では、Ｆｅ量が多いほど、切削後の表面粗さ（ＪＩＳ（Ｒｚ））が小さくなる。この現象は、上記（ロ）の破壊と同時に切削工具の構成刃先であるアルミニウムが、アルミニウム合金中のＦｅにより削り取られるので、切削が安定化することに関連すると考えられる。
【００２８】
アルミニウム合金圧延板と鋼裏金の圧接は一般に圧下率３０〜９０％で行い、その後２５０〜５００℃、好ましくは３００〜４８０℃にて焼鈍を行う。
以下、本発明が特徴とするアルミニウム合金中のＦｅの有効利用について説明する。
【００２９】
後述の鋳造時の冷却を制御する方法で製造した、Ａｌ−６％Ｓｎ−３％Ｓｉ−２％Ｆｅの組成を有する圧延板について各元素の濃度をＥＰＭＡカラーマッピングした。このカラーマッピングを白黒の二値化した写真を図４に示す。図４に３列、３行で配列された元素は次のとおりである。なお、上記組成における２％Ｆｅは本請求項５の上限を超えているが、カラーマッピングが鮮明であるために、説明に使用する。したがって、本請求項５の範囲の内のＦｅ量のアルミニウム合金に関しても、以下の説明は当てはまる。
【００３０】
【表１】
2014214827.tif 000003
【００３１】
図５〜７は表１に示す元素の濃度パターンのスケッチ図である。図５〜７において、２０はＡｌマトリクス、２１はＦｅ相、２２はＳｉ相である。これらの図を元のカラーマッピングの情報を加えて説明すると、図５ではＡｌマトリクス２０のＡｌ濃度は最高の赤であり、図６ではＦｅ相２１のＦｅ濃度は最高濃度の赤から低濃度の青までに分布しており、Ａｌマトリクスの粒界沿って伸びている。図７のＦｅ相２１に取り込まれたＡｌは黄色から青までに分布している。図７に示されるＳｉ相２２と同じパターンが図５にも認められ、このパターンからＳｉ相２２にはＡｌ−Ｓｉ共晶であることが分かる。図６と図７はパターンが一致していないので、Ａｌ−Ｓｉ共晶とＦｅ相２２の結晶化は別の位置で起こっている。
【００３２】
図８は、図６のＦｅ相の２１ａのＦｅ濃度及びＡｌ濃度変化を紙面の水平方向で模式的に表したグラフである。図５〜８及びＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金のＡｌ−Ｆｅ擬二元系想定状態図で考察すると、本発明の方法が適用されるアルミニウム合金の組成は、Ａｌ−Ｆｅ共晶点よりＡｌリッチ側の亜共晶組成であるために、Ａｌ結晶凝固後その粒界に沿ってＦｅ相が伸びており、またアルミニウムが結晶化した後に、ＦｅがＳｎ，Ａｌなどを取り込むために、図８に示すような濃度プロフィールが形成される。
【００３３】
本発明において、Ｆｅ相とは、ＥＰＭＡ分析において、Ａｌ濃度が最高を示す領域（図４〜６に示す２０）の外側にあって、金属Ｆｅが検出される領域である。図８に示すように、Ａｌを取り込んだＦｅ相を、Ｆｅ−Ａｌ二元系状態図を基に説明すると、Ｆｅ側２１’は、約１４重量％のＡｌを境にしてＦｅリッチ側は不規則固溶体であり、Ａｌリッチ側は規則固溶体である。さらに、６００℃以下ではＦｅ3Ａｌ規則格子が形成される。即ち、Ｆｅ相の基本的形態は固溶体である。Ａｌ側２１“はＡｌ中へのＦｅの固溶度がないために、Ｆｅの析出が起こる。Ｆｅ相の中心はＡｌの濃度が低い純鉄に近い組成となっている。
【００３４】
本発明の方法が適用されるＡｌ−Ｓｎ系もしくはＡｎ−Ｓｎ−Ｓｉ系合金において、Ｆｅの含有量が０．２％未満であると、Ｆｅ相の面積割合が少ないために、十分なＳｎ埋収効果が得られない。一方、Ｆｅの含有量が１．５％を超えると圧延板の冷間圧延が困難になる。
【００３５】
上記の組成を有するアルミニウム合金溶湯を連続鋳造鋳型に注湯して、厚さが３〜２０ｍｍの連続鋳造板を成型する際に、鋳型内溶湯温度から凝固した鋳造板の温度について８５０〜３００℃の温度範囲を２０００〜５０００℃/分の速度で冷却することにより、Ｆｅ相を形成することができる。また、冷却速度を遅くすることにより、Ａｌや添加元素の取り込み量を多くすることができる。
【００３６】
なお、アルミニウム合金圧延板と裏金との間にアルミニウム合金からなる中間層を設けても良い。中間層はＳｎを含まない、例えば純アルミニウム中間層の場合は、前記圧延板と中間層の接着は拡散接合およびＳｎのろう接であり、中間層と裏金の接合も拡散接合となる。Ａｌ−Ｓｎのろう接においては、圧延板に形成された凹部は溶融Ｓｎを埋収することができる。Ｓｎを含む場合には中間層と裏金との密着力低下を回避するために、少なくとも中間層の裏金側の面に凹部を形成し、中間層のＳｎを埋収するようにしてもよい。
【発明の効果】
【００３７】
圧接後に焼鈍されている状態のＦｅ相を含むアルミニウム合金圧延板と裏金の接合面を模式的に示す図９において、図５〜７と同じ参照符号は同じ相、物質などであり、斜線を付した相２５はＳｎ相、白抜きで示すＦｅ相の上の黒で塗り潰した箇所２１ｂは、機械加工で削り取られた凹部であり、３０は鋼裏金である。なお、前述のように、Ｆｅ相は微小破片に破壊されているので、一部は残っているが、作図の都合上全体が除去されたように黒塗り潰し２１ｂで図示した。アルミニウム合金圧延板２８の表面部に存在するＳｎ相は表面に噴出し、圧接の圧力により、該圧延板２８と鋼裏金３０の間の微小間隙を通過して、Ｓｎ流１６として延伸している。
【００３８】
図１０は溶融Ｓｎの埋収を説明する模式図である。２５’は発汗により噴出したＳｎ粒子である。Ｆｅ相が削り取られることにより形成される凹部２１ｂは深さが一般に５〜３０μmであり、径（Ｄ）は１〜５０μmである。Ｆｅ相は図４に示されるように間隔がサブμmから数μmであるから、ライニング上に多数存在しており、凹部２１ｂとＳｎの噴出が起こる箇所の最短間隔ＤSnもやはりサブμmから数μmである。したがって、噴出箇所から流動するＳｎは確実に凹部２１ｂに埋収され、埋収量に応じて、Ｓｎの広がりが抑えられ、反比例してバイメタルの接合において占めるＡｌ−Ｆｅ拡散接合の割合が多くなる。
【００３９】
Ｆｅ相を有効活用せず凹部（図２，２８ｂ）によりＳｎを埋収する場合は、図１０において、残存Ｆｅ相２１がなく、凹部２８ｂに発汗により溶融したＳｎ２５’が埋収される。即ち、凹部２８ｂはアルミニウム合金圧延板の至るところに多数形成されるために、溶融Ｓｎ２５’を埋収することができる。但し、ショットブラストの場合は、主として軟らかいアルミウムマトリクスが陥没して凹部を形成し、レーザーの場合は、アルミニウムの組織・組成と関係なく、物質が蒸発することにより凹部が形成されるが、埋収の効果はほとんど同じである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００４０】
実施例１
Ａｌ−６％Ｓｎ−３％Ｓi−１％Ｆｅの組成をもつアルミニウム合金溶湯連続鋳造し、厚さが１５ｍｍの連続鋳造板を得た。なお、実施例においては先に述べた、鋳造後の冷却速度制御を行い、一方、比較例では上記の温度範囲の制御を行わなかったので、放冷・徐冷となった。これら実施例及び比較例の連続鋳造板を１．５ｍｍに冷間圧延し、圧延板の片面を粗さ２．５μmＪＩＳ（Ｒａ）に工具により切削加工した。その後、圧延板を実験室の圧延機で圧延可能な長さに切断し、切削面を鋼裏金（ＳＰＣＣ、厚さ３ｍｍ）と重ね合わせ、ロール圧接した。得られたバイメタル状供試材を１００ｍｍに切断し、３６０℃で焼鈍した。
【００４１】
その後、バイメタル状供試材の鋼裏金側を内側として、直径５ｍｍの丸棒の周りに曲げる曲げ試験を行ったところ、本発明実施例のバイメタル状供試材は１８０°まで曲げが可能であったが、比較例のバイメタル状供試材は１２０°で破断した。
【００４２】
実施例２
実施例１の比較例のアルミニウム合金圧延板につき、平均粒子径５０μｍのＳｉＣ投射材を、投射速度５０ｍ/秒の条件でショットブラストを施し、これを実施例として実施例１と同様にバイメタル状供試材を作成して試験したところ、実施例１の発明例と同じ結果が得られた。
【産業上の利用可能性】
【００４３】
本発明によると、強度が高いバイメタル状すべり軸受合金を得ることができるので、長い走行距離中の自動車運転すべり軸受の信頼性が向上し、さらに、軸受製造工場における品質管理や検査の簡略化などに貢献する。
【図面の簡単な説明】
【００４４】
【図１】Ａｌ−Ｓｎ系アルミニウム合金圧延板の発汗現象を示す光学的顕微鏡写真である。
【図２】凹部を形成したアルミニウム合金圧延板と裏金を圧接したすべり軸受のろう接面の模式的断面図である。
【図３】Ｆｅ相を形成したＡｌ−Ｓｎ系アルミニウム合金圧延板の表面を切削した状態を示すＳＥＩ電子顕微鏡写真である。
【図４】Ａｌ−６％Ｓｎ−３％Ｓｉ−１％Ｆｅの組成を有するアルミニウム合金をＥＰＭＡカラーマッピングした写真を白黒二値化した写真である。
【図５】図４の写真のうちＡｌ濃度を示すパターンのスケッチ図である。
【図６】図４の写真のうちＦｅ濃度を示すパターンのスケッチ図である。
【図７】図４の写真のうちＳｉ濃度を示すパターンのスケッチ図である。
【図８】Ｆｅ相のＡｌ，Ｆｅ濃度プロフィールの模式図である。
【図９】接合中のアルミニウム合金圧延板と鋼裏金の断面組織を示す模式図である。
【図１０】溶融Ｓｎの埋収を説明する模式図である。
【符号の説明】
【００４５】
１６−Ｓｎ流
２０−Ａｌマトリクス
２１−Ｆｅ相
２１ｂ  −凹部
２２−Ｓｉ相
２５−Ｓｎ相
２８−アルミニウム合金圧延板
３０−鋼裏金
【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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