(57)【要約】      （修正有）【課題】Ａｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系すべり軸受合金において、不純物として含まれるＦｅを無害化するとともに、すべり軸受の切削の際に工具が構成刃先を形成することを阻止する。【解決手段】２〜１８％のＳｎ，２〜７％のＳｉ、及び０．０５〜１．５％Ｆｅを含有し，残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるすべり軸受用アルミニウム合金において、ＡｌマトリクスにＳｉ粒子及びＳｉを含有しないＦｅ相が分散しているすべり軸受用アルミニウム合金。【選択図】図５
2014196544.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量百分率で、１〜２０％のＳｎ，０．５〜１２％のＳｉ、及び０．０５〜１．５％のＦｅを含有し，残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるすべり軸受用アルミニウム合金において、ＡｌマトリクスにＳｉ粒子及びＳｉを含有しないＦｅ相が分散し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２】
Ｆｅ含有量が０．３％以上である請求項１記載のすべり軸受用アルミニウム合金。
【請求項３】
前記Ｆｅ相の各分散相には前記ＡｌマトリクスからＡｌが取り込まれ、Ａｌの濃度は分散相とＡｌマトリクスの界面で最も高く内部に向かって低下していることを特徴とする請求項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】
さらに、質量百分率で、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）を含有することを特徴とする請求項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。
【請求項５】
前記Ｆｅ相の各分散相には前記Ａｌマトリクスから前記添加元素が取り込まれ、添加元素の濃度は分散相とＡｌマトリクスの界面で最も高く内部に向かって低下していることを特徴とする請求項４に記載のすべり軸受用アルミニウム合金。
【請求項６】
Ｍｇ，Ａｇ，Ｚｎのうち少なくとも１種を総量で８質量％以下、Ｚｒ，Ｍｎ，Ｖ，Ｓｃ，Ｌｉ，Ｎｉのうち少なくとも１種を総量で０．５質量％以下、さらに、不可避的不純物としてＴｉ，Ｂを総量で０．５質量％以下、を含有する請求項１から５までの何れか１項に記載のすべり軸受用アルミニウム合金。
【請求項７】
長径寸法が５〜４０μｍの前記Ｓｉ粒子が３．５６×１０-2ｍｍ2当り５個以上存在することを特徴とする請求項１から６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。
【請求項８】
前記Ｓｉ粒子の円相当径が２〜１５μｍであり、円相当径が４μｍ以上のＳｉ粒子が個数割合で２０％以上であることを特徴とする請求項７記載のすべり軸受用アルミニウム合金。
【請求項９】
請求項１から８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とＳＰＣＣ，ＳＰＨＣなどの低炭素鋼を冷間圧延で圧接したクラッド材からなるすべり軸受。
【請求項１０】
相手軸と接する面が切削加工されていることを特徴とする請求項９記載のすべり軸受。
【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に関するものであり、さらに詳しく述べるならば、Ａｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系すべり軸受用アルミニウム合金、並びに相手軸と接する該アルミニウム合金の表面を切削加工したすべり軸受に関するものである。特に、本発明はアルミニウム合金に含有されるＦｅが摺動特性に及ぼす影響に着目して完成したものである。
【背景技術】
【０００２】
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。
【０００３】
特許文献１：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。
【０００４】
特許文献２：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。
【０００５】
次の２件の特許文献はアルミニウム合金圧延板を対象としている。
本出願人が提案した特許文献３：特公昭６２−４２９８３号公報は、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。
【０００６】
特許文献４：特許第３８５７５０３号公報は、「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。
特許文献４は、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ３元系金属間化合物粒子は、相手軸をラッピングする際の耐割れ性がＳｉ粒子単体に比べてすぐれおり、また添加されたＳｉの一部はＡｌマトリクスに固溶し又は微細粒子として析出して、耐疲労性、耐摩耗性、耐焼付性を高めると説明している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
特許文献１：特開昭６２−３７３３７号公報
特許文献２：特許第３２０７８６３号明細書
特許文献３：特公昭６２−４２９８３号公報
特許文献４：特許第３８５７５０３号明細書
特許文献５：特開平７−２５９８６０号公報
【非特許文献】
【０００８】
非特許文献１：日本トライボロジー学会トライボロジー会議予稿集（東京１９９８−５）
「マイクログルーブすべり軸受」３Ｂ８
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
特許文献３や４はアルミニウム合金の添加Ｆｅを相手軸表面の粗さを削り取るために利用
しているが、このような目的でＦｅを添加しない従来のＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系すべり軸受用合金ではＦｅは何ら有用な機能を果たしていない。
本発明者らはこの原因について次のように考察した。Ｆｅ−Ａｌ二元系状態図のＡｌ側はＦｅの固溶度がなく、Ｆｅは必ずＡｌ−Ａｌ3Ｆｅ共晶を形成するとの知見が得られる。共晶を形成する不純物Ｆｅはアルミニウム合金の延性を損ない、摺動特性を不良にする。さらに、ＦｅをＡｌマトリクスに強制的に固溶するとしても、同様に延性を損なうために、従来Ｆｅは不純物元素として扱われていた。このような背景に鑑み、本発明は、Ａｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系すべり軸受合金における不純物としてのＦｅの有害作用を抑えることを一つの目的とする。
【００１０】
さらに、本発明者らはＦｅを有効元素として活用できる軸受用アルミニウム合金圧延板につき鋭意研究を行い、次のような知見を得た。
（１）本出願人が開発し、特許文献５：特開平７−２５９８６０号公報及び非特許文献       １
；日本トライボロジー学会トライボロジー会議予稿集（東京１９９８−５）マイク      ログルーブすべり軸受３Ｂ８にて公表したマイクログルーブ軸受は焼結ダイアモン      ド工具を備えたボーリングマシーンで成形される（非特許文献１、４項）。非特許      文献１に示されたマイクログルーブ形状の実測値を示す図９を引用する図１から分      かるように、溝は円弧形状を有している。しかしながら、切削工具に構成刃先が形      成されるために、狙った高さが得られず、表面に細かな粗さが発生する（図２）。      
（２）Ａｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系すべり軸受用合金のＦｅ量が多いと、構成刃先の形成が抑えら      れ、マイクログルーブの切削形状が安定化する。
（３）「マイクログルーブ付でない」通常の軸受においても添加Ｆｅが切削粗さを小さく      
する。
【００１１】
従来、Ｆｅを有効元素として利用していた特許文献３，４については次のように考察した。
特許文献３においては、塊状粒子を形成するためにはＳｉ，Ｆｅなどを０．５％以上添加する必要がある。塊状化はオストワルド成長に基づいており、Ｓｉは塊状化に適しているが、Ｆｅは拡散速度が遅いために高温で極めて長時間の焼鈍が必要である。また、特許文献３は０．５％未満の不純物レベルのＦｅを無害化し、さらに有効活用することは開示していない。
【００１２】
特許文献４は、Ｓｉ粒子単体に代えて相手軸のラッピングにＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系化合物を使用することを提案しているので、Ｓｉ粒子単体でラッピング作用を発揮し、同時に不純物Ｆｅの有害作用を除去する技術ではない。さらに、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系金属間化合物はＳｉよりも硬く、角が鋭い形状を呈するために、切削工具を疵付ける可能性がある。したがって、特許文献４は０．０５％以上という従来の不純物レベルのＦｅを有効活用しているとえるが、切削工具を疵付ける可能性がある。
【００１３】
塊状Ｓｉ粒子分散Ａｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系すべり軸受は市販車の部品に搭載されていることから、本出願人は、このようなすべり軸受合金に関して不純物としてのＦｅの有害作用を抑え、かつ同時にＳｉ塊状粒子による作用を得ることができる軸受用アルミニウム合金を提供することも目的として研究を行い次の知見を得た。
（４）延性がすぐれたアルミニウム材料にＳｉ塊状粒子を分散させることが望ましい。
（５）Ｓｉ塊状粒子は切削工具を疵付け、形成された疵にアルミニウム合金が付着して
構成刃先を形成する。この傾向はＳｉ粒子の粒径が大きくかつ/または角が尖って      いるほど顕著になる。また、Ａｌ自体が刃具材と親和性が高く、凝着が発生し構成      刃先を形成し易いことが問題となるが、かかる構成刃先形成は、前掲（１）〜（３      ）の知見を適用すると、抑えられる。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
前掲知見（１）〜（３）に基づいて完成した本発明の第一は、質量百分率で、１〜２０％のＳｎ，０．５〜１２％のＳｉ、及び０．０５〜１．５％Ｆｅを含有し，残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるすべり軸受用アルミニウム合金において、ＡｌマトリクスにＳｉ粒子及びＳｉを含有しないＦｅ相が分散していること特徴とするすべり軸受用アルミニウム合金である。以下、本発明を詳しく説明する。
【００１５】
本発明のすべり軸受用アルミニウム合金（以下「アルミニウム合金」と略称する）において、Ｓｎは潤滑性を付与する元素であり、その含有量（質量％、以下同じ）が１％未満であると、潤滑性が不足し、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。
【００１６】
本発明のアルミニウム合金において、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。即ち、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、圧延により微細化された粒子であれば耐摩耗性に寄与する。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。
【００１７】
後述の鋳造時の冷却を制御する方法で製造した、Ａｌ−１２％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３に示す。図３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1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、本発明範囲の内の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。
【００１８】
【表１】
2014196544.tif 000003
【００１９】
図４，５，６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４〜６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４ではＡｌマトリクス２０のＡｌ濃度は最高の赤であり、図５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５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６に示されるＳｉ相２２と同じパターンが図４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５と図６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。
【００２０】
図７は、図５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４〜７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７に示すような濃度プロフィールが形成される。
【００２１】
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、Ｆｅが検出される領域である。図７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。本発明においてＦｅが無害化されるのは上述のような結晶構造をもつＦｅ相によると考えられる。したがって、従来のＦｅ不純物レベルを超える１．５％の含有量のＦｅも軸受性能を悪化しない。さらに、Ｆｅ含有量は従来の不純物レベルである０．０５％以上であっても、従来のアルミニウム合金よりは良好な耐焼付性を達成することができる。但し、Ｆｅ含有量が１．５％を超えると、アルミニウム板の圧延が困難になる。
【００２２】
本発明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、Ｓｉを含有しない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。
【００２３】
本発明のアルミニウム合金を、ＳＰＣＣ，ＳＰＣＨなどの低炭素鋼と圧接することによりすべり軸受とすることができる。かかるすべり軸受において、ＦｅはＦｅ相としてアルミニウムマトリクスに分散して、切削を安定化する。アルミニウム合金を切削工具で切削すると、切削工具の表面にアルミニウムが付着して構成刃先が形成されるので、すべり軸受表面の切削粗さが粗くなる。Ｆｅ相などの硬さに関しては、高速度鋼、ダイヤモンド工具、などの切削工具（硬度Hv１５００以上）＞Ｓｉ粒子（硬度約Hv１０００）＞Ｆｅ−Ａｌ系金属間化合物（硬度Hv７００以上）＞Ｆｅ相（純鉄（Hv２００））〜Ａｌ、添加元素を取り込んだＦｅ相（Hv４００）＞Ａｌ合金相（Hv＝３０〜９０）の関係があるので、Ｆｅ相は構成刃先のアルミニウム合金を削り取ることができる。これに対して、Ｓｉ粒子などは切削工具材料の硬さとの差が少ないために、切削工具を疵付ける可能性がある。この結果、粗くなった工具がアルミニウム合金を削り取るために、すべり軸受の切削粗さが粗くなる。
尚、添加元素がＣｕ，Ｃｒである場合のＦｅ相はＦｅ結晶中にＡｌ，Ｃｕ，Ｃｒが固溶したＦｅ−Ｃｕ−Ｃｒ固溶相となり、この相はＦｅ3Ａｌ、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ系金属間化合物に比べて硬さが低いが、Ｃｕ，Ｃｒの添加により靭性と硬度が高くなっている。これらの物性からＦｅ−Ｃｕ−Ｃｒ相はＡｌの切削による構成刃先を除去する効果が特に優れている。具体的には、Ａｌの切粉を細かくして排出できるので、連続した切粉による切削仕上面不良を回避できる。アルミニウム合金の被切削面に硬質相が存在すると、切削工具が硬質相を破壊する際に空孔や欠陥が発生する。しかしながら、Ｆｅ−Ｃｕ−Ｃｒ相は強靭性が優れているために、空孔や欠陥を防ぐことができる。
【００２４】
図８は、Ａｌ−３〜１５％Ｓｎ−２〜７％Ｓｉ−０．１〜５％Ｆｅの組成を有するアルミニウム合金の鋳造を後述の条件で行い、得られた鋳造板を圧延した状態の板(as roll)の表面を（旋盤）工具で１ｍ／ｓの切削条件で切削した際の表面粗さ（ＲｚＪＩＳ）、Ｒａ，Ｒｍａｘを示すグラフから、Ｆｅ量が多いほど、工具及び切削条件が一定であるにも拘わらず、Ｒｍａｘ，ＲｚＪＩＳが小さくなることが分かる。切削後の工具刃先表面を目視で観察したところ、Ｆｅ量が多いほど構成刃先が少ないことも分かった。これらの実験結果からＦｅ量が多いほど、好ましくは０．３％以上で、被切削材料が構成刃先を削り取り、被切削材料の粗さが小さくなる。従来狙ったとおりの粗さが得られない原因に構成刃先形成があったが、これを解決して切削を安定化できる。
【００２５】
本発明のアルミニウム合金すべり軸受は、相手軸と接する面が、好ましくは、ＲｚＪＩＳ＝０．５〜５μｍ、Ｒａ＝０．１〜１．８μｍ，Ｒｍａｘ＝０．５〜６μｍの範囲で切削加工されている。
【００２６】
さらに、本発明に係るアルミニウム合金は、質量％で、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Ｆｅ相に取り込まれ、Ｆｅ相の硬度を高めることにより、構成刃先除去の効果を高める。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。
【００２７】
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。
【００２８】
さらに、本発明に係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質量％以下、Ｚｒ，Ｍｎ，Ｖ，Ｓｃ，Ｌｉ，Ｎｉのうち少なくとも１種を総量で０．５質量％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質量％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質量％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質量％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。
【００２９】
上記した基本成分及び添加元素以外に、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。また、Ｔｉ，Ｂは通常Ａｌ結晶粒の微細化剤であるが、本発明のアルミニウム合金では微細結晶粒はＦｅ相形成とは関連しないために、総量で０．５％以下は不純物として許容される。
【００３０】
本発明の第二のすべり軸受用アルミニウム合金は、質量百分率で、１〜２０％のＳｎ，０．５〜１２％のＳｉ、及び０．０５〜１．５％Ｆｅを含有し，必要により添加元素及び/又は追加元素を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるすべり軸受用アルミニウム合金において、ＡｌマトリクスにＳｉ粒子及びＦｅ相が分散しており、長径寸法が５〜４０μｍの前記Ｓｉ粒子が３．５６×１０-2ｍｍ2当り５個以上存在するものである。
【００３１】
本発明の第二のアルミニウム合金は、特許文献３に開示された裏金との圧接前の焼鈍を３００〜５５０℃で施し、Ｓｉ粒子を粗大化することにより、相手軸、特に鋳造軸表面の凹凸を平滑化することができる。また、裏金と圧接しないソリッド軸受についても、同様に３００〜５５０℃で焼鈍することにより、Ｓｉ粒子を粗大化することができる。Ｆｅ相については段落番号００１８〜００２１で説明したとおりである。また、本発明の第二のアルミニウム合金は上記の添加元素及び/又は追加元素を含有することができる。これらの元素の作用は段落番号００２６〜００２８で説明したとおりである。
【００３２】
本発明の第二のアルミニウム合金の別の実施態様においては、粗大化Ｓｉ粒子は、円相当径が２〜１５μｍであり、円相当径が４μｍ以上のＳｉ粒子が個数割合で２０％以上であると、さらに特性が向上する。
【発明の効果】
【００３３】
本発明の第一に係るアルミニウム合金においては、Ｆｅをアルミニウム結晶の粒界にＦｅ相として存在させることにより、Ｆｅが無害化されているので、従来の合金と同一組成であっても、摺動特性が改良される。また、従来の不純物量レベルを遥かに超える０．３％以上のＦｅを含有するアルミニウム合金（請求項２）であっても、良好な摺動特性を備えている。Ｆｅ相に取り込まれたＡｌ（請求項３）はＦｅ相を強化することにより、摺動特性を改良する。
【００３４】
本請求項４に係るアルミニウム合金に含有される添加元素は軸受性能を高めるとともに、Ｆｅ相に一部取り込まれる添加元素（請求項５）が、Ｆｅ相の硬度を高め、構成刃先除去効果を高める。追加元素（請求項６）は専らアルミニウムの摺動特性を向上する。
【００３５】
本願請求項７に係るアルミニウム合金は、塊状Ｓｉ粒子が相手軸表面を削り取り平滑化するという特許文献１が達成した効果に加えて、Ｆｅが無害化され、さらに、構成刃先除去効果も伴っている。
【００３６】
本発明の第一又は第二のアルミニウム合金を用いたすべり軸受（請求項９、１０）は、Ｓｎ及びＳｉによりすべり軸受の基本的特性を発揮し、添加元素により摺動特性を改良するとともに、Ｆｅ相が軸受切削時の軸受の表面粗さを安定化し、狙った表面粗さを安定的に得ることができる。また、本発明のアルミニウム合金からなるマイクログルーブ軸受については潤滑油が溝を理想的にきれいに流れるので、軸受性能を向上し、焼付や摩耗をさらに起こり難くする。このような軸受性能向上に加えて、構成刃先が抑制されるために、切削中に作業を中断し、工具刃先を研磨することによる能率低下も抑えることができる。
以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３７】
実施例１（第一発明）
表１の組成を有するアルミニウム合金を厚さ１５ｍｍの板に冷却速度を制御（段落番号００２２）して連続鋳造した。但し、比較例９〜１２は上記８５０〜３００℃の温度範囲を冷却速度を制御しない通常の遅い冷却速度で鋳造した。得られた鋳造薄板に冷間圧延した後、アルミニウム合金を裏金（ＳＰＣＣ鋼板）に圧着した。
【００３８】
これらのバイメタル材料を用いて、軸受に加工し、下記条件で性能試験を行った。
耐疲労性試験
（イ）試験機：往復動荷重試験機
（ロ）回転速度：２０００〜３０００ｒ．ｐ．ｍ
（ハ）試験温度（軸受背面温度）：１６０℃
（ニ）相手材：Ｓ５５Ｃ高周波焼入れ
（ホ）潤滑油：ＣＦ−４  １０Ｗ−３０
耐焼付性試験
（イ）試験機：静荷重試験機
（ロ）回転速度：１３００〜８０００ｒ．ｐ．ｍ
（ハ）試験温度（給油温度）：１６０〜１８０℃
（二）荷重：５ＭＰａ漸増
（ホ）相手材：Ｓ５５Ｃ高周波焼入れ
（へ）潤滑油：ＳＮ  ０Ｗ−２０
耐摩耗性試験
（イ）試験機：荷重摩耗試験機
（ロ）回転速度：０〜１０００ｒ．ｐ．ｍ
（ハ）試験温度（給油温度）：５０〜８０℃
（ニ）相手材：Ｓ５５Ｃ高周波焼入れ
（ホ）潤滑油：ＳＮ  ０Ｗ−２０
試験の結果を表２に示す。
【００３９】
【表２】
2014196544.tif 000004
【００４０】
備考：
表１及び後述の表３において、「個数」は、長径寸法が５〜４０μｍのＳｉ粒子が３．５６×１０-2ｍｍ2当りの面積に存在する個数である。「平均粒径」の単位はμｍである。「疲労面圧」及び「焼付面圧」の単位はMPaである。摩耗量の単位はμｍである。
【００４１】
実施例のNo.2 と比較例No.10はＳｉ，Ｓｎ組成がほとんど同じであるが、軸受性能は前者の方が、Ｆｅ量が多いにも拘らず、後者より優れている。同様の関係は、実施例のNo.１と比較例のNo.9について、また実施例のNo.５と比較例のNo.11についても認められる。また、その他の実施例は高濃度のＦｅを含有するにも拘らず、軸受性能が良好である。
【００４２】
実施例２（第２発明）
【００４３】
表３に組成を示すアルミニウム合金につき、実施例１と同様に鋳造、圧延し、その間で５３０℃で６時間焼鈍した。焼鈍後さらに圧延の途中でアルミニウム合金を裏金（ＳＰＣＣ鋼板）に圧着した。実施例１と同様に軸受性能を測定した結果を表３に、また切削工具を用いて１ｍ/secの条件で切削試験の結果を表４に示す。表３において、「寸法」は、円相当径（μｍ）であり、「割合」は円相当径が４μｍ以上の粒子が全体に占める個数割合である。なお、表３のＳｉ粒子は３．５６×１０-2ｍｍ2当り5個以上存在するという請求項７の要件を満たしていた。
【００４４】
【表３】
2014196544.tif 000005
【００４５】
【表４】
2014196544.tif 000006
【００４６】
本発明実施例は高濃度のＦｅを含有するにも拘らず、軸受性能が優れている。さらに、制度が高い仕上げ粗さを得ることができる。
【産業上の利用可能性】
【００４７】
本発明のアルミニウム合金は、半割りメタル軸受、ブシュ、スラストワッシャなどに使用することができる。
【図面の簡単な説明】
【００４８】
【図１】マイクログーブの表面プロフィールである。
【図２】構成刃先が形成された工具で切削したマイクログルーブの表面プロフィールである。
【図３】Ａｌ−６％Ｓｎ−３％Ｓｉ−２％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４】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５】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６】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７】Ｆｅ相のＡｌ，Ｆｅ濃度プロフィールの模式図である。
【図８】Ａｌ−３〜１５％Ｓｎ−２〜７％Ｓｉ−０．２〜５％Ｆｅ系アルミニウム合金のＦｅ含有量と表面粗さ（ＲｚＪＩＳ）、Ｒａ，Ｒｍａｘを示すグラフである。
【符号の説明】
【００４９】
２０−Ａｌマトリクス
２１−Ｆｅ相
２２−Ｓｉ相
【図１】
2014196544.tif 000007
【図２】
2014196544.tif 000008
【図３】
2014196544.tif 000009
【図４】
2014196544.tif 000010
【図５】
2014196544.tif 000011
【図６】
2014196544.tif 000012
【図７】
2014196544.tif 000013
【図８】
2014196544.tif 000014