(57)【要約】【課題】  鋼裏金層上に軸受合金層を接合してなる複層軸受材料において、軸受合金層と鋼裏金層との良好なる接合強度を維持しながら、軸受合金層の結晶を細粒化する。【解決手段】  本発明の複層軸受材料は、軸受合金層の組成が０．５〜１２質量％のＳｎ、０．５〜５質量％のＦｅ、残部Ｃｕからなり、前記軸受合金層中にはＳｎ−Ｆｅの化合物が析出し、且つ当該軸受合金層の結晶粒の大きさが平均で５０μｍ以下であることを特徴とする。この複層軸受材料は、鋼裏金層上に焼結用金属粉末を散布して焼結し、且つその焼結層の緻密化を行って中間複合材とし、この中間複合材を５％以上の圧下率で圧延した後、７００〜８９０℃に加熱する熱処理を行うことによって製造する。圧延により結晶に歪ができ、次の熱処理時に結晶歪を核としてＳｎ−Ｆｅ化合物が析出する。このＳｎ−Ｆｅ化合物は、結晶の成長を抑制し、マトリクスを細粒化する機能を有する。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼裏金層上に銅合金からなる軸受合金層を接合して構成する複層軸受材料において、
前記軸受合金層の組成がＣｕを主成分として０．５〜１２質量％のＳｎ、０．５〜５質量％のＦｅを含み、
前記軸受合金層中にはＳｎ−Ｆｅの化合物が析出し、且つ当該軸受合金層の結晶粒の大きさが平均で５０μｍ以下であることを特徴とする複層軸受材料。
【請求項２】
前記軸受合金層には、更に、Ｐを０．２質量％以下、ＮｉおよびＡｇのうち少なくとも一方を総量で５質量％以下、ＰｂおよびＢｉのうち少なくとも一方を総量で２５質量％以下添加することを特徴とする請求項１記載の複層軸受材料。
【請求項３】
前記請求項1または２記載の複層軸受材料を製造する方法において、
軸受合金層を形成するための焼結用金属粉末を鋼裏金層上に散布して焼結して焼結層を設け、且つその焼結層の緻密化を行って、中間複合材を形成し、この中間複合材を５％以上の圧下率で圧延した後、７００〜８９０℃に加熱する熱処理を行うことを特徴とする複層軸受材料の製造方法。
【請求項４】
前記鋼裏金層上に散布する焼結用金属粉末は、予め前記軸受合金層と同じ組成の合金から形成したプレアロイ粉末であることを特徴とする請求項３記載の複層軸受材料の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は鋼裏金層上に銅合金からなる軸受合金層を接合してなる複層軸受材料に係り、特に軸受合金層の結晶の細粒化を図ったものに関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車、産業機械、農業機械などの内燃機関に用いられている複層軸受材料では、軸受合金層を青銅やリン青銅などの銅合金から構成したものがある。
この軸受合金層は、通常、焼結によって形成される。特許文献１によると、鋼裏金上に散布した焼結用の銅合金粉末を、７００〜９００℃の還元雰囲気の電気炉内で１０〜３０分間加熱して焼結（一次焼結）し、その後、一次圧延、二次焼結、二次圧延を行って複層軸受材料が製造されるとしている。
【０００３】
特許文献２では、焼結銅合金からなる軸受合金層の結晶粒を小さくするために、焼結時に高周波誘導加熱によって急速加熱を行うとしている。このときの加熱温度は、例えば７５０〜１０００℃で２分以下とされ、軸受合金層の結晶粒の平均円相等径が５〜５０μｍになるとしている。
また本発明とは直接の関係はないが、特許文献３には、軸受合金層の耐焼付性を良好にするために、Ａｇ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｉｎ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｂｉ、Ｚｎ、ＮｉおよびＣｒからなる群より選択される少なくとも１種の元素をＣｕマトリクス中に固溶させることが開示されている。
【特許文献１】特許第２７６９４２１号公報
【特許文献２】特開２００２−２２０６３１号公報
【特許文献３】特開平９−２４９９２４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
近年、内燃機関などにあっては、軸受装置の小型化・軽量化が要求されてきており、内燃機関の高出力化と相俟って、軸受面圧が益々高くなってきている。高い軸受面圧に耐えるためには、複層軸受材料の強度を高くする必要がある。そのためには、軸受合金層の結晶粒を細かくして軸受合金層の強度を高くすること、および鋼裏金層と軸受合金層との接合強度を高めることが必要である。
【０００５】
従来の複層軸受材料では、一般に、電気炉にて銅合金粉末を加熱焼結するようにしており、このときの焼結温度が高い場合には、軸受合金層の鋼裏金層への接合強度が高くなるが、軸受合金層の結晶粒は粗くなる。逆に、焼結温度が低いと、軸受合金層の結晶粒は細かくなるけれども、軸受合金層の鋼裏金層への接合強度は高くならない。このように従来の電気炉で焼結を行うものでは、結晶粒を細かくすることと鋼裏金層への接合強度を高くすることとの両方を満足させることが困難である。ちなみに、電気炉で加熱焼結するものでは、特許文献１に見られるように、焼結温度を７００〜９００℃と高くして鋼裏金との接合強度の向上を優先させることが一般に行われている。
【０００６】
特許文献２では、軸受合金層と鋼裏金層との接合強度については触れられていないが、焼結温度が高いため、接合強度も高いと思われる。しかしながら、このものでは、一般に使用される電気炉による加熱方式ではなく、高周波誘導加熱による急速加熱方式を採用せねばならないので、新規製造設備が必要になる。また、電気炉による加熱方式とは異なり、鋼裏金層自身が発熱源となるので、焼結温度の制御は雰囲気温度ではなく、発熱源である鋼裏金層そのものの温度を検出して行わねばならない。
【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、高周波誘導加熱などによる急速加熱を行わずとも、軸受合金層と鋼裏金層との良好なる接合強度を維持しながら、軸受合金層の結晶を細粒化できる複層軸受材料およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者は、鋭意実験を重ねた結果、Ｃｕ−Ｓｎ系の軸受合金にＦｅを添加し、熱処理によってＳｎ−Ｆｅ化合物を析出させると、Ｓｎ−Ｆｅ化合物が結晶粒の成長を抑え、結晶の細粒化に効果があることを見出した。同時に、このＳｎ−Ｆｅ化合物の析出は、熱処理の前に、結晶に歪を与えておくことによって起き、結晶に適度な歪が与えられていないときには、Ｓｎ−Ｆｅ化合物の析出が見られないか、析出はあっても不十分で細粒化が十分に行われなくなることを併せて究明した。
【０００９】
本発明は上記のような実験結果に基づいてなされたものであり、その複層軸受材料は、軸受合金層の組成がＣｕを主成分として０．５〜１２質量％のＳｎ、０．５〜５質量％のＦｅを含み、前記軸受合金層中にはＳｎ−Ｆｅの化合物が析出し、且つ当該軸受合金層の結晶粒の大きさが平均で５０μｍ以下であることを特徴とする（請求項１）。
この発明の複層軸受材料では、軸受合金層中にＳｎ−Ｆｅ化合物が析出しており、この化合物の結晶粒の成長抑制作用によって軸受合金層の結晶が細粒化して平均で５０μｍ以下となっている。そして、この結晶の細粒化によって軸受合金層の強度が高まるので、高強度の複層軸受材料とすることができる。
【００１０】
本発明の複層銅系軸受材料においては、軸受合金層に、更に、Ｐを０．２質量％以下、ＮｉおよびＡｇのうち少なくとも一方を総量で５質量％以下、ＰｂおよびＢｉのうち少なくとも一方を総量で２５質量％以下含ませることができる（請求項２）。
これによれば、更に、軸受合金層の強度を高めることができると共に、耐食性および潤滑性を高めることができる。
【００１１】
ここで、上記各成分についての限定理由を説明する。
（１）Ｓｎ：０．５〜１２質量％
Ｓｎは、軸受合金層を強化すると共に、Ｓｎ−Ｆｅ化合物の生成の核となる。０．５質量％未満では、軸受合金層の強度が不足し、また、Ｓｎ−Ｆｅ化合物の析出が少なく、結晶細粒化効果が得られない。また、１２質量％を超えると、軸受合金層を脆くする。従って、軸受合金層の強度および結晶細粒化を良好に行わせるには、Ｓｎの含有量は、０．５〜１２質量％とする。
（２）Ｆｅ：０．５〜５質量％
Ｆｅは、Ｓｎ−Ｆｅ化合物の生成の核となる。０．５質量％未満では、Ｓｎ−Ｆｅ化合物の析出が少なく、５質量％を超えると、軸受合金層の耐食性を低下させる。従って、耐食性を損なうことなく、軸受合金層の結晶の細粒化を良好に行わせるには、Ｆｅの含有量は、０．５〜５質量％とする。
（３）Ｓｎ−Ｆｅ化合物の析出
軸受合金層にＳｎ−Ｆｅ化合物が析出することにより、Ｃｕマトリクスの結晶粒の成長が抑制され、細粒化される。Ｓｎ−Ｆｅ化合物の生成がない場合、結晶細粒化が起きない。
ちなみに、前記特許文献３では、Ｆｅを選択元素として添加しても良いことが記載されているが、ＦｅはＣｕマトリクスに固溶させることとしているので、Ｓｎ−Ｆｅ化合物の析出はなく、Ｓｎ−Ｆｅ化合物の析出によるＣｕマトリクスの結晶の細粒化は果たされていない。
【００１２】
（４）Ｐ：０．２質量％以下
Ｐは軸受合金層を強化するものであるが、０．２質量％を超えると、軸受合金層が脆くなる傾向がある。従って、軸受合金層の強化のために、Ｐは０．２質量％以下が好ましい。
（５）ＮｉおよびＡｇ：総量で５質量％以下
ＮｉおよびＡｇは、軸受合金層の耐食性を向上させる。これらの元素は、総量で５質量％を超えると、軸受合金層としては脆くなる傾向がある。また、高価な元素であるため、コスト高となる。従って、ＮｉおよびＡｇは、総量で５質量％以下が好ましい。
（６）ＰｂおよびＢｉ：総量で２５質量％以下
ＰｂおよびＢｉは、軸受合金層の潤滑性を高める。これらの元素は、総量で２５質量％を超えると、軸受合金層としては脆くなる傾向がある。従って、ＰｂおよびＢｉは、総量で２５質量％以下が好ましい。
【００１３】
次に、上述の複層軸受材料の製造方法として、本発明は、軸受合金層を形成するための焼結用金属粉末を鋼裏金層上に散布して焼結して焼結層を設け、且つその焼結層の緻密化を行って、中間複合材とし、この中間複合材を５％以上の圧下率で圧延した後、７００〜８９０℃に加熱する処理を行うという手段を採用した（請求項３）。
つまり、この発明の複層軸受材料では、中間複合材の作製にあたり鋼裏金層上に軸受合金層を焼結によって形成する際、鋼裏金層への軸受合金層の接合強度を高くすることを目的に、高い温度で焼結することができる。また、軸受合金層中にＳｎ−Ｆｅ化合物を均一に析出させることができ、この化合物の結晶粒の成長抑制作用によって軸受合金層の結晶が細粒化して平均で５０μｍ以下とすることができる。そして、この結晶の細粒化によって軸受合金層の強度が高まるので、焼結を高温度で行うことによって接合強度が高まることと相俟って、高強度の複層軸受材料とすることができる。
前記鋼裏金層上に散布する焼結用金属粉末は、予め前記軸受合金層と同じ組成の合金から形成したプレアロイ粉末とすることができる（請求項４）。
なお本発明では、軸受合金層は、複層軸受材料の製造途中においては、焼結層と主に表記する。
【００１４】
以下に本発明の製造方法を解説する。
本発明の製造方法では、まず、鋼裏金層上に焼結用金属粉末を散布し、これを焼結する。以下では、この焼結を一次焼結と称する。
この一次焼結は急速加熱の必要がないから、従来より一般的に用いられている電気炉による加熱焼結を採用することができる。焼結温度としては、軸受合金層の接合強度を高めることを目的に、高い焼結温度に設定することができる。接合強度を高めるに適する焼結温度は、軸受合金層の組成によって異なるが、概ね融点より２０〜５０℃低い温度である。
【００１５】
焼結に用いる金属粉末が純Ｃｕ粉末、純Ｓｎ粉末、純Ｆｅ粉末等の純金属元素の粉末を混合したものであった場合、それらの金属元素は焼結によって拡散し、Ｃｕ−Ｓｎ合金を形成する。しかし、実用的な焼結温度・焼結時間では、Ｆｅ元素がＣｕマトリクス中に殆ど拡散せず、Ｓｎ−Ｆｅ化合物が生成され難い場合がある。
この問題を解消するには、焼結用金属粉末として、プレアロイ粉末を用いると良い。プレアロイ粉末は、軸受合金層と同組成の成分元素を溶融して混合し、そしてガスや水を吹き付けて粉末としたものである。このプレアロイ粉末では、それ自身が既に銅合金化され、ＦｅもＣｕマトリクス中に固溶しているため、上述のような問題は生じない。
【００１６】
一次焼結した直後、図２に示すように、その焼結層Ａは、多孔質となっている。なお、図２中、符号Ｂは空孔、符号Ｃは鋼裏金層を示す。この多孔質状態のままで圧延を行うと、焼結層に不均一な歪が発生してしまい、その結果、Ｓｎ−Ｆｅ化合物の析出が不均一になる。これを避けるために、焼結層の空孔を実質なくして焼結層の緻密化を行う。本発明において、この緻密化のための処理は、焼結層の空孔を潰して空孔率を大幅に減少させるための圧延と、その後の金属粉末どうしの密着性を増すための焼結とを含む。なお、中間複合材の空孔率は５％以下が好ましい。より好ましくは１％以下である。以下、この緻密化のための圧延と焼結を、それぞれ一次圧延、二次焼結と称する。ここで、二次焼結直後の焼結層の結晶粒の状態を図１（ａ）に示す。
【００１７】
次に、焼結層の緻密化により形成された中間複合材、つまり鋼裏金層上に焼結層を接合してなる中間複合材を５％以上の圧下率で圧延する。圧延は、ロール圧延によることが量産性の点で好ましい。ここで、圧下率とは、圧延前の中間複合材の厚さと圧延後の中間複合材の厚さとの差を、圧延前の中間複合材の厚さで除した値の百分率である。この圧延によって焼結層に結晶歪を与える。この結晶歪を与えるための圧延を、以下では二次圧延と称することとする。
【００１８】
二次圧延によって与えられた結晶歪は、Ｓｎ−Ｆｅ化合物の析出の核となる。５％未満の圧下率では、結晶歪が不均一となり、その結果、Ｓｎ−Ｆｅ化合物の析出の分布も不均一となるから、その後の熱処理時の細粒化も不均一なものとなる。
二次圧延で焼結層に結晶歪をより均一に与えるためには、圧下率を１０％以上とすることが好ましい。結晶歪を均一に与えるための圧下率に上限はないが、３０％以下とすることが好ましい。１回のロール圧延で与えることができる圧下率は３０％が限度であり、従って３０％を超える圧下率は、１回の圧延では済まず、複数回の圧延を実施することとなって製造コストの上昇をもたらすからである。
【００１９】
この二次圧延によって焼結層に均一な結晶歪を与えることができる。そして、この二次圧延後、中間複合材を熱処理する。この熱処理は、中間複合材を７００〜８９０℃に加熱することによって行う。この熱処理によって、銅合金である焼結層にＳｎ−Ｆｅ化合物が析出し、図１（ｃ）に示すように、結晶の細粒化が行われる。Ｓｎ−Ｆｅ化合物は、６５０℃でも析出し始めるが、その分布が不均一であり、その結果、細粒化も不均一なものとなる（図１（ｂ）参照）。
【００２０】
ここで、図１（ｂ）および（ｃ）において、黒点は析出したＳｎ−Ｆｅ化合物を示す。なお、図１（ｂ）および（ｃ）に示した程度の倍率では、現実には析出したＳｎ−Ｆｅ化合物を見ることはできないが、理解し易くするために黒点で強調して示したものである。図１（ｂ）によれば、Ｓｎ−Ｆｅ化合物が焼結層中に不均一ではあるが析出しており、その不均一ながらも同化合物が析出した部分で、結晶の細粒化が行われているが、元々Ｓｎ−Ｆｅ化合物の析出が不均一であるため、細粒化も不均一であることが理解される。
【００２１】
熱処理温度が９００℃以上では、析出したＳｎ−Ｆｅ化合物が消失し、焼結層の結晶粒は急激に成長する。このようなことから、Ｓｎ−Ｆｅ化合物を均一に析出させて均一に結晶を細粒化するための熱処理温度としては、７００〜８９０℃に定める。この熱処理時間としては、２分以上の保持が好ましい。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
以下に本発明の実施例を説明する。
［二次圧延、熱処理の効果］
（１）厚さ１．５ｍｍの鋼板（ＪＩＳ：ＳＰＣＣ）上に、次の表１に示す組成のプレアロイ粉末を散布し、これを還元性雰囲気の電気炉で、表１に示す焼結温度にて１０〜３０分間の一次焼結を行い、次いで冷却して、一次圧延を行った後、一次焼結と同一条件にて二次焼結を行い、緻密化された中間複合材（空孔率０．５％）を得た。その後、この中間複合材を表１に示す圧下率にて二次圧延を行い、続いて表１に示す温度にて熱処理を３分間行って実施例品１〜３を得た。
【００２３】
【表１】
2006022896.tif 000002
【００２４】
（２）また、厚さ１．５ｍｍの鋼板（ＪＩＳ：ＳＰＣＣ）上に、表１に示す組成のプレアロイ粉末を散布し、これを還元性雰囲気の電気炉で、表１に示す焼結温度にて１０〜３０分間の一次焼結を行い、次いで冷却して、一次圧延を行った後、一次焼結と同一条件にて二次焼結を行い、空孔率０．５％の比較例品１〜３を得た。
【００２５】
（３）次に、上述のようにして得た実施例品１〜３、比較例品１〜３について、軸受合金層の平均結晶粒径をＪＩＳ０５０１の伸銅品結晶粒度試験法にて計測すると共に、軸受合金層の硬さを計測し、その結果を表１に示した。実施例品１と比較例品１、実施例品２と比較例品２、実施例品３と比較例品３とは、それぞれ軸受合金層の組成、一次焼結、一次圧延および二次焼結の条件が同じで、相違点は、二次圧延と、その後の熱処理が実施されているか否かにある。
【００２６】
表１に示されている通り、二次圧延および熱処理を行った実施例品１〜３は、それを行っていない比較例品１〜３に比較して、軸受合金層の結晶粒が非常に細かく、マトリクスの平均結晶粒径がいずれも５０μｍ以下になっている。そして、この結晶の細粒化によって、実施例品１は比較例品１より、実施例品２は比較例品２より、実施例品３は比較例品３より、軸受合金層の硬度が高くなっている。
【００２７】
以上のことから、Ｃｕ−Ｓｎ系の軸受合金にＦｅを添加し、一次焼結→一次圧延→二次焼結→二次圧延→熱処理を行うと、軸受合金層の結晶が細粒化されることが理解される。更に、二次圧延、熱処理を行う場合、ＦｅとＳｎの含有量が多いほど、結晶の細粒化がより良く行われることも理解される。つまり、二次圧延、熱処理を施すと、軸受合金層にＳｎおよびＦｅの含有量に応じた量のＳｎ−Ｆｅ化合物が均一に析出し、この化合物の結晶成長抑制機能によって同化合物の析出量に応じた結晶の細粒化が行われるのである。
【００２８】
［添加元素の影響と二次圧延の圧下率および熱処理温度の影響］
（１）上述したと同様の鋼板上に、次の表２に示す組成のプレアロイ粉末を散布し、これを還元性雰囲気の電気炉で、表２に示す焼結温度にて１０〜３０分間の一次焼結を行い、次いで冷却して、一次圧延を行った後、一次焼結と同一条件にて二次焼結を行い、空孔率０．５％の中間複合材を得た。次いで、この中間複合材に対し、表２に示す圧下率にて二次圧延を行った後、同じく表２に示す温度にて熱処理を行い、実施例品４〜１０および比較例品４〜９を得た。
【００２９】
【表２】
2006022896.tif 000003
【００３０】
（２）次に、上述のようにして得た実施例品４〜１０、比較例品４〜９について、軸受合金層の平均結晶粒径を計測すると共に、軸受合金層の硬さを計測し、その結果を表２に示した。
表２から明らかなように、軸受合金層にＦｅまたはＳｎを含んでいない比較例品４および５では、二次圧延の圧下率および熱処理温度が本発明の範囲内にあっても、結晶粒は大きく、細粒化はなされていない。これは、ＦｅまたはＳｎを欠くことから、熱処理時にＳｎ−Ｆｅ化合物の析出がなく、そのために結晶の細粒化が行われないものと考えられる。
また、軸受合金層にＦｅおよびＳｎを含んでいても、二次圧延の圧下率が５％に満たない比較例品６、熱処理温度が本発明の上下限から外れている比較例品７〜９も、結晶粒は大きい。
【００３１】
ただ、比較例品６，７の平均結晶粒径は、他の比較例品に比べて小さくなっている。これは比較例品６の二次圧延の圧下率が実施例品４〜７の５％より若干低い３％であり、また、比較例品７の熱処理温度が実施例品４〜７の７００℃よりも若干低い６５０℃であるので、比較例品６，７では、熱処理時にＳｎ−Ｆｅ化合物が不均一ながらも若干析出し、そのために平均結晶粒径は他の比較例品に比べて小さくなっていると思われる。
【００３２】
比較例品８，９は、熱処理温度が９００℃、９２５℃で、本発明の熱処理温度の上限を超えているため、Ｓｎ−Ｆｅ化合物が消失し、これによって結晶粒が成長したものと思われる。これに対し、実施例品９は、熱処理を、８９０℃で実施している。この温度では、結晶の細粒化は損なわれていない。しかし、上述のように、熱処理温度を９００℃とした比較例品８では、結晶は粗大化してしまっている。
【００３３】
なお、以上の比較例品７〜９についての考察に基づき、Ｓｎ−Ｆｅ化合物の析出を均一化して結晶の細粒化を均一に行わせるための条件として、二次圧延の圧下率は５％以上、熱処理温度は７００〜８９０℃に定めたのである。
一方、実施例品４〜１０では、平均結晶粒径は小さく、５０μｍ以下になっている。このことは、５％以上の圧下率で二次圧延を行うことにより、焼結層の全体に均一な結晶歪が生じ、７００〜８９０℃にて熱処理を行うことにより、Ｓｎ−Ｆｅ化合物が均一に析出して結晶の細粒化が均一に行われることを裏付けている。
【００３４】
また、軸受合金層にＰ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｐｂ、Ｂｉが添加された実施例品４〜７は、他の実施例品８，９、表１の実施例品１〜３などと平均結晶粒径は同等である。このことから、それら添加元素は、結晶の細粒化に何等の悪影響を与えないといえる。従って、Ｐ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｐｂ、Ｂｉの添加により、結晶の細粒化を妨げることなく、軸受合金層の耐食性や潤滑性を向上させることができる。
また、二次圧延の圧下率が３０％である実施例品１０では、結晶の細粒化程度は高い。このことから、圧下率は、結晶の細粒化（Ｓｎ−Ｆｅ化合物の析出）に大きな影響を与え、圧下率が高いほど細粒化（Ｓｎ−Ｆｅ化合物の析出）が促進されるといえる。
【００３５】
［軸受合金層の接合強度］
（１）厚さ１．５ｍｍの鋼板（ＪＩＳ：ＳＰＣＣ）上に、次の表３に示す組成のプレアロイ粉末を散布し、これを還元性雰囲気の電気炉で、表３に示す焼結温度にて１０〜３０分間の一次焼結を行い、次いで冷却して、一次圧延を行った後、一次焼結と同一条件にて二次焼結を行い、空孔率０．５％の比較例品１０および１１を得た。
【００３６】
【表３】
2006022896.tif 000004
【００３７】
（２）そして、表１の実施例品１、上記比較例品１０および１１に対し、鋼板（鋼裏金層）への軸受合金層の接合性をみるために、剪断試験を行った。この剪断試験のために、実施例品１、上記比較例品１０および１１を加工して図３に示す試験片１を製作した。この試験片１には、円形の開口部２が２つ設けられ、この２つの開口部２を引張試験機に引っ掛けて引っ張ることによって鋼板３と軸受合金層４との剪断強さ（接合力）を測定した。この試験の結果を表３に示す。
【００３８】
この表３から明らかなように、焼結温度を９５０℃とした比較例品１０では、鋼板と軸受合金層との接合強度は高い。しかし、軸受合金層の結晶粒が大きく成長している。一方、焼結温度を８５０℃とした比較例品１１では、鋼板と軸受合金層との接合強度は低くなっているが、軸受合金層の結晶粒は細かくなっている。このように、焼結温度は、接合強度と結晶粒径に大きな影響を与え、高いと、接合強度は上がるが、結晶粒径は大きくなり、逆に低いと、接合強度は低下するが、結晶粒径は小さくなる。
【００３９】
これに対し、実施例品１では、鋼板と軸受合金層との接合強度は高く、軸受合金層の結晶粒も細かい。これは、実施例品１では、焼結温度を９５０℃と高く設定したことから、鋼板と軸受合金層との接合強度が高くなり、そして、この高焼結温度とすることにより結晶が成長しても、その後の二次圧延および熱処理によって結晶を細粒化できたからである。
【００４０】
［伸び、耐疲労性］
（１）厚さ１．５ｍｍの鋼板（ＪＩＳ：ＳＰＣＣ）上に、次の表４に示す組成のプレアロイ粉末を散布し、これを還元性雰囲気の電気炉で、表４に示す焼結温度にて１０〜３０分間の一次焼結を行い、次いで冷却して、一次圧延を行った後、一次焼結と同一条件にて二次焼結を行い、空孔率０．５％の中間複合材を得た。この中間複合材に対し、表４に示すように圧下率５．７％で二次圧延を行って比較例品１２を得た。
【００４１】
【表４】
2006022896.tif 000005
【００４２】
（２）そして、表１の実施例品１、表３の比較例品１０、１１および上記比較例品１２に対し、疲労試験を行った。疲労試験は、実施例品１、比較例品１０〜１２をそれぞれ半割軸受に形成し、これを試験機に取り付けて実施した。試験機は、回転荷重による衝撃荷重と軸の撓みによる片当たりによって耐疲労性を評価する軸受動荷重試験機を使用した。なお、疲労試験条件は次の表５の通りである。
【００４３】
【表５】
2006022896.tif 000006
【００４４】
また、比較例品１２については、前述した剪断試験も併せて行い、同時に軸受合金層の伸びも測定した。なお、表４の実施例品１、比較例品１０、１１に対して剪断試験を行った際にも、同様に軸受合金層の伸びを測定しておいた。
【００４５】
上記の疲労試験の結果、剪断試験結果および伸びの測定結果を表４に示した。
軸受合金に限らず、一般に、金属の特性として、衝撃的な負荷に対しては伸びなどの延性の影響が大きく、延性が高いほど耐衝撃性は高くなる。このことから、軸受動荷重試験機による疲労試験では、延性（伸び）に優れたものほど、耐疲労性に優れたものとなる。
実施例品１は、軸受合金層の結晶が細粒化されているので、硬度が高く、高強度であり、また、伸びについても、硬度の低い比較例品１０と同程度で、延性にも優れている。このため、実施例品１では、焼結温度が９５０℃で軸受合金層の接合強度が高いことと相俟って、優れた耐疲労性を示している。
【００４６】
これに対し、比較例品１０は、焼結温度が実施例品１と同じ９５０℃で、鋼板と軸受合金層との接合強度は高いが、しかし結晶粒径が大きい（軸受合金層の強度が低い。）ので、耐疲労性に劣る。比較例品１１は、焼結温度が８５０℃と低いので、軸受合金層の結晶粒径は小さくなっているが、鋼板と軸受合金層との接合強度が低いので、耐疲労性は比較例品１０よりも更に低くなっている。
【００４７】
また、比較例品１２は、冷間での二次圧延を施したままで、その後の熱処理を行っていない。このため、冷間での二次圧延による加工硬化がそのまま軸受合金層に残り、その硬度は実施例品１と同程度になっていると共に、剪断強さも実施例品１（焼結温度が同じ）と同等となっている。しかし、比較例品１２は、熱処理を行っていないため、軸受合金層の結晶の細粒化が生じておらず（軸受合金層の強度が低い。）、また延性が低いので耐疲労性は低い。
【００４８】
なお、本発明は上記し且つ実施例に示すものに限定されることはなく、以下のような変更および拡張が可能である。
一次焼結→一次圧延→二次焼結→二次圧延→熱処理により、結晶の細粒化を行った後、更に冷間での三次圧延を施して軸受合金層を加工硬化させても良い。この場合、細粒化された結晶を持つ軸受合金層は、圧延に対する変形抵抗が大きく、圧延率が同じならば、細粒化のための熱処理を施していないものに比べて、加工硬化の程度が高くなる。逆に言えば、同じ硬度を得ようとするなら、本発明の軸受合金層の結晶を細粒化したものに対しては、小さい圧下率で良く、従って軸受合金層の延性低下が少なく、耐衝撃性の低下が少なくて済む。
鋼裏金層の表面には、軸受合金層の接合強度を高めるためのＣｕメッキ層などの接着層を設けても良い。
【図面の簡単な説明】
【００４９】
【図１】（ａ）は二次焼結後、（ｂ）は６５０℃の熱処理後、（ｃ）は７００〜８９０℃の熱処理後、の軸受合金層（焼結層）の結晶粒の状態を示す模式図
【図２】二次焼結直後の軸受合金層（焼結層）の模式図
【図３】剪断試験を行う試験片を示すもので、（ａ）は平面図、（ｂ）は側面図
【符号の説明】
【００５０】
図面中、３は鋼板（鋼裏金層）、４は軸受合金層である。
【図１】
2006022896.tif 000007
【図２】
2006022896.tif 000008
【図３】
2006022896.tif 000009
【手続補正書】
【提出日】平成17年2月9日(2005.2.9)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１１】
ここで、上記各成分についての限定理由を説明する。
（１）Ｓｎ：０．５〜１２質量％
Ｓｎは、軸受合金層を強化すると共に、Ｓｎ−Ｆｅ化合物の生成の核となる。０．５質量％未満では、軸受合金層の強度が不足し、また、Ｓｎ−Ｆｅ化合物の析出が少なく、結晶細粒化効果が得られない。また、１２質量％を超えると、軸受合金層を脆くする。従って、軸受合金層の強化および結晶細粒化を良好に行わせるには、Ｓｎの含有量は、０．５〜１２質量％とする。
（２）Ｆｅ：０．５〜５質量％
Ｆｅは、Ｓｎ−Ｆｅ化合物の生成の核となる。０．５質量％未満では、Ｓｎ−Ｆｅ化合物の析出が少なく、５質量％を超えると、軸受合金層の耐食性を低下させる。従って、耐食性を損なうことなく、軸受合金層の結晶の細粒化を良好に行わせるには、Ｆｅの含有量は、０．５〜５質量％とする。
（３）Ｓｎ−Ｆｅ化合物の析出
軸受合金層にＳｎ−Ｆｅ化合物が析出することにより、Ｃｕマトリクスの結晶粒の成長が抑制され、細粒化される。Ｓｎ−Ｆｅ化合物の生成がない場合、結晶細粒化が起きない。
ちなみに、前記特許文献３では、Ｆｅを選択元素として添加しても良いことが記載されているが、ＦｅはＣｕマトリクスに固溶させることとしているので、Ｓｎ−Ｆｅ化合物の析出はなく、Ｓｎ−Ｆｅ化合物の析出によるＣｕマトリクスの結晶の細粒化は果たされていない。