(57)【要約】【課題】高周波焼入れ又は表面硬化処理を施さず、パーライトと初析フェライト又はパーライトからなる組織を有する非調質型鋼材製クランク軸と、このクランク軸の外周に装着され、アルミニウム軸受合金からなるすべり軸受とを含んでなる内燃機関の回転機構において、クランク軸とすべり軸受両方の摩耗を少なくする。【解決手段】初析パーライトの面積分率が３％以下であり、かつすべり軸受と摺動する面のクランク軸の表面粗さがＲｚ５μｍ以下である。アルミニウム軸受合金のマトリックスには、ＳｉからなるもしくはＳｉを含み、Ｈｖ９００以上の硬さを有し、６μｍ以下の硬質物が分散される。【選択図】　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
パーライトと初析フェライト又はパーライトからなる組織を有し、高周波焼入れ又は表面硬化処理を施さない非調質型鋼材製クランク軸と、このクランク軸の外周に装着されたＡｌ系合金を含んでなるすべり軸受とを含んでなる内燃機関の主運動機構において、前記非調質型鋼材は初析フェライトの面積分率が３％以下であり、且つ前記すべり軸受と摺動する面の前記クランク軸の表面粗さがＲｚ０．５μｍ以下であるとともに、前記Ａｌ系合金は、ＳｉからなるもしくはＳｉを含み、Ｈｖ９００以上の硬さを有する硬質物がＡｌマトリックスに分散されたＡｌ系合金であるとともに、摺動面に存在する前記硬質物の大きさが６μｍ以下であることを特徴とする内燃機関の主運動機構。
【請求項２】
前記Ａｌ系合金は１〜４質量％のＳｉを含有する請求項１記載の内燃機関の主運動機構。
【請求項３】
前記Ａｌ系合金は、質量％で、２〜２０％のＳｎに加えて、１〜３％のＰｂ，　０．５〜２％のＣｕ，　０．１〜１％のＣｒ，　０．５〜２％のＭｇ，　及び０．１〜１％のＺｒ，　Ｍｎ，　Ｖ，　Ｔｉ及び／又はＢからなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項２記載の内燃機関の主運動機構。
【請求項４】
前記非調質型鋼材が、質量％で、Ｃ：０．６２〜０．８０％、Ｓｉ：０．６０％以下（０を含まない）、Ｍｎ：０．３０〜１．８０％、Ｓ：０．０４〜０．３５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．００５％未満（０を含まない）、Ｏ：０．００２０％以下（０を含まない）、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、且つ厚み２０μｍ以下の硫化物系介在物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項記載の内燃機関の主運動機構。
【請求項５】
前記非調質型鋼材が、さらに、質量％でＢｉ：０．０１〜０．３０％、Ｐｂ：０．０１〜０．３０％、Ｃａ：０．０００３〜０．０２０％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００２０％、及びＲＥＭ：０．００１〜０．１０％からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項４記載の内燃機関の主運動機構。
【請求項６】
前記非調質型鋼材が、さらにＶ：０．０１〜０．０９質量％を含有することを特徴とする請求項４又は５記載の内燃機関の主運動機構。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は、内燃機関の主運動機構に関するものであり、さらに詳しく述べるならば、クランク軸と、このクランク軸の外周に装着されたすべり軸受とを含んでなる主運動機構に関するものである。
【０００２】
自動車等の内燃機関のクランク軸は、（図１に示すように）図示されないピストンと連結されたコネクティングロッドとの連結部であるクランクピン部１２と、シリンダーブロックへの取り付け部であるクランクジャーナル部１１とを有する。クランク軸の回転運動はかかる連結部及び取り付け部において、Ａｌ−Ｓｎ系アルミニウム合金又はＣｕ−Ｐｂ系銅合金からなる半割形状のすべり軸受により支えられている。また、クランク軸のピン、ジャーナルとすべり軸受の間の摺動部１０には油膜が形成されている。
【０００３】
クランク軸の材料は鋳鉄製と鋼製に大別される。
鋼材としては、古くはＳ５０Ｃなどの機械構造用中炭素鋼やＳＣＭ４４０などの合金鋼を焼入れ焼戻ししたものが使用されていた。その後焼入れ焼戻しを省略した非調質鋼としてＶ添加鋼も使用されるようになった。Ｖに代わる添加元素としてＴｉを添加した非調質鋼は例えば特許第３１４９７４１号明細書で公知であり、その組織はフェライト・パーライト混合組織である。
非調質型鋼材の中で、さらに高周波焼入れや軟窒化などの表面硬化処理を省略したものがある。本発明はこの「高周波焼入れ又は表面硬化処理を施さない非調質型鋼材」に属する。
さらにフェライト・パーライト組織をもつ非調質鋼材において、初析フェライト面積率は炭素含有量の増大とともに少なくなることも知られている（特開昭６１−２６４１６２公報、第２図）。
【０００４】
Ａｌ系軸受合金としては、一般に、Ａｌ−Ｓｎ系圧延合金が裏金鋼板に圧接されたバイメタル状のものが使用されている。Ａｌ系軸受合金としては、ＪＩＳ−ＡＪ２（６．０　〜９．０％のＳｎ，０．５〜１．０％のＣｕ，　１．０％以下の　Ｎｉ，　０．５％　以下のＭｇ、残部Ａｌ），　ＳＡＥ　７８５（　０．２％のＳｎ，　０．７〜１．３％のＣｕ，　４．５〜　５．５％のＺｎ，　０．３％のＦｅ，　０．２％のＮｉ，　０．１％のＭｎ，１．０〜　２．０％のＳｉ，　０．１％のＴｉ）など使用されている。
【０００５】
本出願人の一名のドイツ特許ＤＥ　３２　４９　１３３Ｃ２（以下「ドイツ特許」と言う）には、０．５〜１１％Ｓｉを含有するＡｌ合金を裏金に圧接する前の最終圧延において３５０〜５５０℃の範囲で少なくとも３０分以上加熱し、続いて２００℃／ｈより遅い速度で冷却することによりＳｉを粗粒且つ球状化する方法が開示されている。５〜４０μｍの大きさのものが３．５６　×１０−２ｍｍ２当り５個以上存在する粗粒のＳｉ粒子は球状黒鉛（ｎｏｄｕｌａｒ）鋳鉄軸の粗さを平滑化することにより、軸受性能の向上に寄与する。
ドイツ特許の疲労強度試験における相手軸はＡＩＳＩ　１０５５である。これは焼入れ・焼戻しを施して使用される非合金型中炭素調質鋼である。
【０００６】
ドイツ特許で規定された５〜４０μｍより微粒のＳｉ粒子は多数存在する。さらに、上記圧延後の冷却速度を速くすると、Ｓｉ含有量が低い範囲ではＳｉ粒子の大きさは５μｍ未満とすることができる。
【０００７】
特公平５−６９８９５号公報によると、組成が、３〜５％Ｓｉ，　８〜２０％Ｓｎ，　０．５〜　２％Ｃｕを含み、Ｃｒ，Ｍｎ及び　Ｐｂを含有せず、残部がＡｌであり、組織は（イ）Ｓｎが網状に形成され、（ロ）Ｓｉ粒子は直径が２０μｍ以下であり、６０％以上がＳｎ相中に含まれているＡｌ系合金が提案されている。「網状」とはＡｌ相及びＳｎ相が共に連続的であり、Ｓｎ相がＡｌ結晶粒界又は粒界三重点に沿って連続しているものである。Ｓｎ相を網状化する方法は冷間加工後の焼鈍においてＡｌ結晶を再結晶化するとともに網状組織を発達させる方法である。この合金にはＣｒ、Ｍｎは網状Ｓｎ相の形成を妨げるため含まれていない。このような組成及び組織が、ノジュラー鋳鉄軸と鋼軸を相手軸として優れた耐焼付性及び耐疲労性を得ることに寄与している。なお、鋼軸は非調質型とは特定されていない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
前掲特公平５−６９８９５号公報で試験されている鋼軸は非調質鋼であると特定されていない。ドイツ特許で試験されている鋼軸は調質型ＡＩＳＩ１０５５である。したがって、フェライト・パーライト組織をもち、高周波焼入れなどの表面処理を施していない非調質鋼軸に対してどのようなＡｌ系軸受合金が適しているか従来技術は考察をしていない。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
クランク軸とＡｌ系すべり軸受合金との摺動状況は材質の組み合わせにより次のように様々のものとなる。
（ａ）前掲特公平５−６９８９５号公報によると、耐焼付性は硬度が低いほうが良好であり、一方耐疲労性は硬度が高いほうが良好であると考察されている。「Ｓｎが網状でＳｉを包んでいる組織」ではＳｎ粒子は軟質なＳｎ相に保持されているために、Ｓｉ粒子に圧力が加えられるとその下側のＳｎ相も変形することになるから、Ｓｉ粒子の見掛け上の硬さは本来の硬さより低くなる結果、鋳鉄軸に対しても鋼軸に対しても良好な耐焼付性と耐疲労性が得られていると考えられる。上記引用した考察は摺動状況が不安定な摺動初期を除くと該当すると考えられる。
【００１０】
（ｂ）ドイツ特許の第１６，１７図で示されているようにＳｎ粒子が孤立しており、且つ粗大球状Ｓｉ粒子とＳｎ相は分離しているＡｌ合金すべり軸受が球状黒鉛軸と摺動すると、Ｓｉ粒子が鋳鉄表面から黒鉛が脱落して形成される鋭い縁を削りとり、Ａｌ合金の摩耗を防止する。
【００１１】
（ｃ　）　ＪＩＳ−ＡＪ２あるいは　ＳＡＥ　７８５などのＡｌ系軸受合金を、高周波焼入れされた鋼軸に対して摺動させると、なじみ現象が起こってなじみ面が形成され易い。
【００１２】
（ｄ）ＪＩＳ−ＡＪ２あるいは　ＳＡＥ　７８５などのＡｌ系軸受合金を、フェライト・パーライト組織を有する非調質鋼軸に対して摺動させると、比較的初期段階においてなじみ現象が起こる過程で、軸のフェライト相に優先してＡｌ合金すべり軸受のＡｌ相及びＳｎ相が凝着して凝着摩耗が起こる。（ｃ）と（ｄ）を対比すると、鋼軸の高周波焼入れ組織は非常に硬いのでＡｌ合金をアブレーシブ摩耗させるためになじみ面が形成され易いが、フェライト・パーライト組織はＡｌ，Ｓｎ凝着を起こし易いと言える。
【００１３】
（ｅ）前記（ｄ）のように凝着摩耗が起こる原因は次のように考えられる。パーライトはラメラー状セメンタイト（硬度Ｈｖ７００程度）とフェライト（硬度Ｈｖ１５０〜３００）がサブミクロン寸法でサンドイッチ構造になっている。研摩された鋼軸を断面で見るとラメラー状セメンタイトが突出し、フェライトが陥没した微細凹凸構造となっている。一方、初析フェライトは平面視では連続した網状もしくは不連続網状形態を有しており、その幅はパーライト中のフェライトよりも非常に厚くなっている。初折フェライトはいわゆる純鉄であり、凝着性が大きいので、初折フェライトを多く含む非調質鋼軸では凝着摩耗が起こる。
【００１４】
本発明は、上記問題点を解決するために、パーライトと初析フェライト又はパーライトからなる組織を有し、高周波焼入れ又は表面硬化処理を施さない非調質型鋼材製クランク軸と、このクランク軸の外周に装着されたＡｌ系合金を含んでなるすべり軸受とを含んでなる内燃機関の主運動機構において、前記非調質型鋼材は初析フェライトの面積分率が３％以下であり、且つ前記すべり軸受と摺動する面の前記クランク軸の表面粗さがＲｚ０．５μｍ以下であるとともに、前記Ａｌ系合金は、ＳｉからなるもしくはＳｉを含み、Ｈｖ９００以上の硬さをする硬質物がＡｌマトリックスに分散されているとともに、前記硬質物の摺動面における粗さが６μｍ以下であることを特徴とする内燃機関の主運動機構を提供するものである。
以下、本発明を詳しく説明する。
【００１５】
上述の摩耗機構（ｃ），（ｄ），（ｅ）を前提として、本発明においては高周波焼入れ又は表面硬化処理を施さない非調質型鋼材製クランク軸（以下「非調質クランク鋼軸」と言う）の初析フェライトの面積分率を３％以下とすることにより、初期摩耗の促進を抑える。すなわち、パーライト組織とＡｌ合金やＡｌ−Ｓｎ合金とは初期凝着摩耗が起こり難いので、初析フェライトの面積分率の上限を抑えることが必要である。好ましくは、初析フェライトの面積分率は０．１〜１％以下である。
【００１６】
さらに、非調質クランク鋼軸がすべり軸受と接触する面の粗さをＲｚ０．５μｍ以下とする。粗さがＲｚ０．５μｍ以下とすることにより、流体潤滑面の形成を容易にして、凝着が起こっても軸受の焼付まで至らないようにする。好ましい粗さはＲｚ０．４μｍ以下である。
【００１７】
さらに、すべり軸受のＡｌ系合金のＡｌマトリックスにはＨｖ９００以上の硬質物が分散され，且つ硬質物の大きさは６μｍ以下である。
本発明において「Ａｌマトリックス」とはＥＰＭＡ分析でＡｌのピークが観察される領域である。また、硬質物がＡｌマトリックスに分散しているとは、実質的な意味であって、画像解析とＥＰＭＡを併用して観察されるＡｌのピークと硬質物のピークが同時に検出される一致領域が、硬質物粒子の個数全体に対して８０％以上、より好ましくは９０％以上であればよい。残りの少量の硬質物はＳｎもしくはＰｂ相などに分散していてもよい。
【００１８】
本発明において硬質物の硬さは、測定可能な大きさをもつ当該物質の硬さである。すなわち、Ａｌ系合金中に分散している硬質物粒子は測定可能な大きさより小さいこともあるため、上記のように本来の値とする。このような硬質粒子の硬度がＨｖ９００以上であると、ＡｌやＳｎが相手軸に凝着したとしても、硬質粒子が凝着物を削り取る。硬質物の硬度上限はＨｖ３５００であることが好ましい。硬質物としては約Ｈｖ１２００のＳｉ粒子を使用することができ、その他Ｓｉ３Ｎ４，Ａｌ２Ｏ３などのＡｌに対してなじみ性が良いセラミック粒子も使用することができる。セラミックス粒子の大きさは６μｍ以下であることが好ましい。硬質物がＳｉである場合は、その含有量は１〜４質量％であり、Ｓｉ以外の硬質物の量は０．５〜４であることが好ましい。
【００１９】
さらに、本発明においては硬質物の摺動面における大きさは６μｍ以下である。硬質物の大きさが６μｍを超えると凝着物を削り取る他にクランク鋼軸の摩耗も促進するので好ましくない。
【００２０】
本発明者らは種々の条件で摩耗試験された非調質鋼材の表面を観察して、次のような機構を想定した。
クランク軸の表面構造は（ａ）フェライト相はパーライト相の周囲に連続したもしくは一部不連続の網目上に存在している；（ｂ）仕上げの研摩時に生成された粗さによる凹凸がクランク軸の表面に存在するというものである。
６μｍより粗大な硬質物は、Ａｌ，Ｓｎなどの初期凝着物を摺動面から凝着摩耗が進行しないレベルまで除去する。この状況以降は軸と軸受の間になじみが確立され、流体潤滑になるので、以降は凝着摩耗が進行しない。即ち、この状態でも摺動面にはフェライト相やＡｌ，Ｓｎなどの凝着に関与する物質は存在するが、凝着は停止する。
一方、何らかの不安定要因により境界潤滑条件になると、６μｍより粗大な硬質物は新たななじみ面形成をする。この際は、クランク軸の凸面を削りとる摩耗（イ）と、鋼材の組織中の軟らかいフェライト相の摩耗（ｂ）が並行して進行する。摩耗（イ）は鋼材の組織とは関係なく凸面を削り取るものであり、摩耗（ロ）は表面のフェイラトを削りとるが網状に繋がった内部のフェライトが新たに露出するので、表面に露出するフェライトの量は殆ど変化しない。このようにフェライトの量は変化しないが、新に現れたフェライト相が凝着進行要因となる。
【００２１】
上記した組織上の特徴を有するＡｌ系合金及びこれを裏金と一体にしたすべり軸受の製造法は、硬質物がセラミックス粒子の場合は、ドイツ特許の第９頁第５７〜６６行に説明される方法、表２及び表２（続き）に示された従来法、及び発明法によることができる。従来法はバイメタル状すべり軸受を製造する通常の方法であり、発明法は段落０００５で述べた最終圧延後の冷却を遅くする方法である。なお、これらの製造条件では特公平５−６９８９５号公報で示されているＳｎ相を網状化する条件とは本質的に異なっている。
また、セラミックス粒子ではなくアルミニウム合金内で分離して生成されるＳｉなどの硬質物については、最終圧延後急冷を行うドイツ特許の従来法によることが好ましい。しかしながら、Ｓｉ含有量が多くなると最終圧延後の冷却速度を高くしても粗大Ｓｉ粒子が生成することは避けられないので、Ｓｉ含有量は１〜４質量％以下が好ましい。
内燃機関を廃棄するまでに摺動に伴いＡｌ合金の表面から５０μｍ程度の内部まで摩耗することもある。この状態で形成される摺動面での硬質物の大きさが６μｍ以下であることが必要である。より内部には６μｍを超える粗大な硬質物が存在していてもよい。
【００２２】
本発明のＡｌ系合金は上記成分の残部は実質的にＡｌである。本発明のＡｌ系合金は、さらに、例えば、２〜２０％のＳｎに加えて，１〜３％のＰｂ，　０．５〜２％のＣｕ，　０．１〜１％のＣｒ，０．５〜２％のＭｇ，　０．１〜１％のＺｒ，　Ｍｎ，　Ｖ，　Ｔｉ及び／又はＢなどの１種又は２種以上を含有することができる（百分率は質量％である）。この組成例のようにＳｉ以外の成分の合計量が４０％、即ちＡｌ含有量が最低６０％であってもよい、
上記成分のうちＳｎは上述の初期凝着防止手段を講じると軸受性能の向上に大きく寄与する。Ｐｂも初期凝着し易いが同様に凝着防止手段を講じると軸受性能の向上に寄与する。但し、これらのＳｎ，Ｐｂの含有量が多くなると、Ｓｎ，Ｐｂ相に取り込まれるＳｉ粒子の割合が多くなり好ましくない。ＣｒはＳｎを微細化するが、微細化したＳｎも初期凝着傾向があるので、非調質鋼軸との凝着防止に本質的影響は与えない。しかし、微細Ｓｎ相は疲労強度などの面で好ましいので、Ｃｒを添加することができる。Ｃｕ，ＭｇはＡｌ系合金の固溶強化及び／又は析出強化をもたらすが、析出物の硬度はＨｖ９００未満であるので硬質物には該当しない。即ち、Ｃｕ，Ｍｇの析出物には初期凝着防止作用はないが、Ａｌ系合金を強化することができる。
【００２３】
続いて、上記した初期凝着摩耗の他に、長期間使用中におけるクランク軸用鋼材及び／又すべり軸受のＡｌ系合金の摩耗対策を講じたクランク軸用鋼材を説明する。
このクランク軸用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．６２〜０．８０％、Ｓｉ：０．６０％以下（０を含まない）、Ｍｎ：０．３０〜１．８０％、Ｓ：０．０４〜０．３５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．００５％未満（０を含まない）、Ｏ：０．００２０％以下（０を含まない）、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、且つ厚み２０μｍ以下の硫化物系介在物を含有するものである。
【００２４】
上記したクランク軸用鋼材中のＡｌ量を０．００５％未満に規制しているため、硬質介在物生成が抑制され、すべり軸受の損傷を防ぐことができる。また、Ｓをクランク軸用鋼中に０．０４〜０．３５％含有させるとともに、Ａｌ量を０．００５％未満、Ｏ（酸素）量を０．００２０％以下に規制することにより、クランク軸の被削性を改善することができる。さらに、Ｓ含有により生成したＭｎＳ等の硫化物系介在物は、その厚みが大きい場合にはクランク軸の耐摩耗性を劣化させるが、厚みを２０μｍ以下としているため、クランク軸の耐摩耗性を良好にすることができる。
以下に、クランク軸用鋼材の各元素量（質量％）の限定理由を示す。
【００２５】
Ｃ：０．６２〜０．８０％、
Ｃは強度の確保ならびに耐摩耗性を向上させるために必要な元素である。Ｃが０．６２％未満の場合には、鋼の強度及び耐摩耗性が低下するため、下限を０．６２％、好ましくは０．６７％以上とする必要がある。一方、Ｃが０．８０％を超える場合には、強度が必要以上に増加し、鋼の被削性が低下するため、上限を０．８０％、好ましくは０．７６％以下とする必要がある。
【００２６】
Ｓｉ：０．６０％以下、
Ｓｉは製鋼時の脱酸補助材として効果的な元素であると共に強度、耐摩耗性の向上にも有効な元素である。ただしＳｉが０．６０％を超える場合には、鋼の被削性の低下を招くため、上限を０．６０％、好ましくは０．３５％以下とする必要がある。
【００２７】
Ｍｎ：０．３０〜１．８０％、
Ｍｎは製鋼時の脱酸補助材として効果的な元素であると共に鋼の強度確保に必要な元素である。Ｍｎが０．３０％未満の場合には、強度が低下するため、下限を０．３０％、好ましくは０．４０％以上とする必要がある。一方、Ｍｎが１．８０％を超える場合には、ベイナイトやマルテンサイトといった低温変態組織が生成し、鋼の被削性の低下を招くため、上限を１．８０％、好ましくは１．５０％以下とする必要がある。
【００２８】
Ｓ：０．０４〜０．３５％、
Ｓは鋼の被削性を改善するために不可欠な元素である。Ｓが０．０４％未満では、その効果が得られないため、下限を０．０４％、好ましくは０．１３％以上とする必要がある。反面、Ｓが０．３５％を超える場合には、鋼の強度および熱間加工性を損なうため、上限を０．３５％、好ましくは０．２０％以下とする必要がある。
【００２９】
Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｒは鋼の耐摩耗性の向上に有効な元素である。Ｃｒが０．０５％未満の場合には、その向上が期待できないため、下限を０．０５％、好ましくは０．１０％以上とすることが必要である。一方、Ｃｒが０．５０％を超えると、鋼の被削性の低下を招くため、上限を０．５０％、好ましくは０．３５％以下とする必要がある。
【００３０】
Ａｌ：０．００５％未満、
Ａｌはすべり軸受の耐摩耗性及び鋼の被削性に有害なＡｌ２Ｏ３およびＡｌＮを生成するため極力低く抑える必要がある。Ａｌが０．００５％以上の場合には、Ａｌ２Ｏ３およびＡｌＮの増加および粗大化を招き、すべり軸受の耐摩耗性および鋼の被削性を劣化させてしまうので、上限を０．００５％とする必要がある。
【００３１】
Ｏ（酸素）：０．００２０％以下、
Ｏが０．００２０％を超える場合には、硫化物系介在物の厚みが大きくなり、鋼の耐摩耗性を低下させるという問題があるため、上限を０．００２０％とする必要がある。
【００３２】
硫化物系介在物は、クランク軸用鋼の中に形成されている。硫化物系介在物の厚みは、鋼の耐摩耗性の点から２０μｍ以下に規制する必要がある。硫化物系介在物の厚みが２０μｍを越えると、耐摩耗性が低下してしまう。
【００３３】
さらに好ましいクランク軸用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．６２〜０．８０％、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．３０〜１．８０％、Ｓ：０．０４〜０．３５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．０９％、Ａｌ：０．００５％未満、Ｏ：０．００２０％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、且つ厚み２０μｍ以下の硫化物系介在物を含有するものである。
このクランク軸用鋼には、上記成分に加えて、Ｖを０．０１〜０．０９質量％含んでいる。Ｖは、鋼の耐摩耗性を確保するために有効な元素である。その効果を得るためには、少なくとも０．０１％の含有が必要なため、下限を０．０１％、好ましくは０．０３％以上とする必要がある。ただし、Ｖの含有量が０．０９％を超えると、コスト高となってしまうため、上限を０．０９％とした。
【００３４】
より好ましいクランク軸用鋼は、更に、質量％でＢｉ：０．０１〜０．３０％、Ｐｂ：０．０１〜０．３０％、Ｃａ：０．０００３〜０．０２０％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００２０％、及びＲＥＭ：０．００１〜０．１０％のグループから選ばれる１種または２種以上を含有し、さらに鋼の被削性が向上する。続いて、各成分含有量の限定理由を説明する。
【００３５】
Ｂｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｂｉは、鋼の被削性の改善に有効な元素で、その効果を発揮するためには０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上の含有が必要である。一方、Ｂｉを０．３０％を超えて含む場合にはその効果は飽和し、コスト高になるとともに、熱間加工性を損なうので、上限を０．３０％、このましくは０．１５％以下とする必要がある。
【００３６】
Ｐｂ：０．０１〜０．３０％、
Ｐｂは、Ｂｉと同様の効果を示す被削性改善に有効な元素で、その効果を発揮するためには０．０１％以上、好ましくは０．０４％以上の含有が必要である。一方、Ｐｂを０．３０％を超えて含む場合にはその効果は飽和し、且つ熱間加工性を損なうので、上限を０．３０％、このましくは０．２５％以下とする必要がある。
【００３７】
Ｃａ：０．０００３〜０．０２０％、
Ｃａは、被削性の改善に効果のある元素であり、その効果を発揮するためには０．０００３％以上、好ましくは０．０００５％以上の含有が必要である。一方０．０２０％を超えて含有させても、効果が飽和するとともに、コスト高となるため、上限を０．０２０％とした。
【００３８】
Ｍｇ：０．０００３〜０．０２０％、
Ｍｇは、Ｃａと同様の効果を示し、Ｃａと複合で存在させた場合に大きな被削性改善効果及び機械的性質の異方性改善効果が得られる。その効果を得るためには、少なくともＭｇは０．０００３％以上、好ましくは０．０００５％以上必要であるが、必要以上に含有させてもその効果は飽和状態となり無駄であるためＭｇの上限を０．０２０％とした。
【００３９】
ＲＥＭ：０．００１〜０．１０％
ＲＥＭは、被削性改善に有効な希土類元素で、その効果を発揮するためには０．００１％以上、好ましくは０．００５％以上の含有が必要である。一方、ＲＥＭを０．１０％を超えて含有させても、効果が飽和するとともに、コストアップを招くので、上限を０．１０％とした。以下、実施例により本発明を詳しく説明する。
【００４０】
【実施例】
実施例１
クランク軸用鋼として、重量％で、Ｃ：０．７１％、Ｓｉ：０．２３％、Ｍｎ：０．６３％、Ｓ：０．１６４％、Ｃｒ：０．２０％、Ａｌ：０．００３％、Ｏ：０．００２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物（Ｐ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｎ）からなる鋼材を直径６０ｍｍに鍛造し、鍛造終了後冷却した。冷却法は、水冷、空気吹き付けによる強制空冷、静止空気中の冷却、あるいはこれらの組合せ即ち、水冷→強制空冷、強制空冷→静止空気中冷却として、初析フェライト量を表１に示すように変化させた。
その後、鍛造軸の外周面を、粒度を変えたエメリー紙で研摩して表１に示すように表面粗さを変化させた。
【００４１】
１２％Ｓｎを含有するＡ．ｌ合金の製造方法はドイツ特許の従来法の工程及び条件のとおりであった。但し最終圧延後の冷却速度は１５０〜５００℃／ｈの範囲で変化させてＳｉ粒子の大きさを変化させた。また、Ａｌ系合金の表面は粗さＲｚ１μｍに仕上げた。
【００４２】
摩耗試験の方法は次のとおりであった。
摩耗試験
回転荷重軸受摩耗試験機を用いて、軸及び軸受の摩耗試験を実施した。
試験条件
軸径：４２ｍｍ，軸受幅：１７ｍｍ，軸回転数：８０００ｒｐｍ，使用油種：５Ｗ−２０
軸受面圧：２９ＭＰａ
上記条件にて３時間運転後、軸及び軸受の摩耗量を測定。
試験の結果を表１に示す。
【００４３】
【表１】
2004028278.tif 000002
【００４４】
実施例１〜６では鋼軸およびＡｌ系合金の両方の摩耗量が少なくなっている。これに対して比較例７は初析フェライトの面積率が多いためにＡｌ系合金の摩耗が多い。さらに比較例８は表面粗さが粗いために軸受の摩耗が多い。比較例９はＡｌ系合金のＳｉ量が多いために軸受摩耗量が多い。比較例１０はＡｌ系合金のＳｉ量が多いために軸摩耗量が多い。比較例１１は初折フェライト面積率が多く、表面粗さも粗く、かつＳｉ含有量が低いために軸受摩耗量が多い。比較例１２は初折フェライト面積率が多く、表面粗さも粗く、かつＳｉ含有量も多いために軸と軸受摩耗量の両方が多い。
【００４５】
実施例２
実施例１のＡｌ合金のＳｉに代えてＳｉ３Ｎ４を使用し、表１の２と同じ条件で試験したところ鋼軸の摩耗量が１、Ａｌ合金の摩耗量が１μｍであった。
【００４６】
実施例３
実施例１のＣ：０．６２％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：０．８７％、Ｓ：０．０６％、Ｃｒ：０．１９％、Ａｌ：０．００３％、Ｏ：０．００２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物（Ｐ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｎ）からなる鋼を使用し、表１の２と同じ条件で試験したところ鋼軸の摩耗量が１μｍ、Ａｌ合金の摩耗量が１μｍであった。
【００４７】
実施例４
実施例１で使用したＡｌ系合金のＳｉに代えてＳｉ３Ｎ４（最大粒径３μｍ）粒子を添加し、表１のＮｏ．１と同じ条件で試験したところ、鋼軸の摩耗量が１μｍ、Ａｌ合金の摩耗量が１μｍであった。
【００４８】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明は非調質型クランク鋼軸とＡｌ系合金すべり軸受の組成、組織、表面粗さを総合的に考察して、低コストの方法で両者の摩耗を少なくすることに成功した。
【図面の簡単な説明】
【図１】内燃機関の主運動機構の要部を示す図面である。
【符号の説明】
１０　摺動部
１１　（クランク）ジャーナル部
１２　（クランク）ピン部
【図１】
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