(57)【要約】【課題】  鋼裏金付銅系軸受材料において、その鋼裏金を強化する。【解決手段】  歪時効硬化、析出硬化により鋼裏金を硬化する。鋼裏金はＮを０を超え０．１質量％以下含む亜共析鋼を使用し、この鋼裏金に前記銅系軸受合金層を固着して複層材料を形成する。この複層材料を、選択図に示すように、５８０℃以上に加熱した後、５８０℃から毎分１００℃以上の降温速度で１００℃以下に冷却し、この冷却後、１時間以内に圧下率で２％以上の冷間圧延を施す（歪時効硬化）。また、複層材料を鋼のＡ１変態点以上の温度に加熱した後、Ａ１変態点の温度から毎分１００℃以上の降温速度で１００℃以下に冷却し、この冷却途中で３００℃以上４００℃以下の温度にて２分間以上保持する保持期間を設ける（析出硬化）。また、上記歪時効硬化と析出硬化の両方を用いることによって鋼裏金を強化する。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼裏金上に銅系軸受合金層を固着してなる鋼裏金付銅系軸受材料を製造する方法において、
前記鋼裏金はＮを０を超え０．１質量％以下含む亜共析鋼からなり、この鋼裏金に前記銅系軸受合金層を固着して複層材料を形成し、この複層材料を５８０℃以上に加熱した後、５８０℃から毎分１００℃以上の降温速度で１００℃以下に冷却し、この冷却後、１時間以内に圧下率で２％以上の冷間圧延を施すことを特徴とする鋼裏金付銅系軸受材料の製造方法。
【請求項２】
鋼裏金上に銅系軸受合金層を固着してなる鋼裏金付銅系軸受材料を製造する方法において、
前記鋼裏金はＮを０を超え０．１質量％以下含む亜共析鋼からなり、この鋼裏金に前記銅系軸受合金層を固着して複層材料を形成し、この複層材料を５８０℃以上に加熱した後、５３０℃以上６３０℃以下の温度にて２分間以上保持し、次いで毎分１００℃以上の降温速度で１００℃以下に冷却し、この冷却後、１時間以内に圧下率で２％以上の冷間圧延を施すことを特徴とする鋼裏金付銅系軸受材料の製造方法。
【請求項３】
鋼裏金上に銅系軸受合金層を固着してなる鋼裏金付銅系軸受材料を製造する方法において、
前記鋼裏金は亜共析鋼からなり、この鋼裏金に前記銅系軸受合金層を固着して複層材料を形成し、この複層材料を鋼のＡ１変態点以上の温度に加熱した後、Ａ１変態点の温度から毎分１００℃以上の降温速度で１００℃以下に冷却し、この冷却途中で３００℃以上４００℃以下の温度にて２分間以上保持する保持期間を設けたことを特徴とする鋼裏金付銅系軸受材料の製造方法。
【請求項４】
鋼裏金上に銅系軸受合金層を固着してなる鋼裏金付銅系軸受材料を製造する方法において、
前記鋼裏金はＮを０を超え０．１質量％以下含む亜共析鋼からなり、この鋼裏金に前記銅系軸受合金層を固着して複層材料を形成し、この複層材料を鋼のＡ１変態点以上の温度に加熱した後、Ａ１変態点の温度から毎分１００℃以上の降温速度で１００℃以下に冷却し、この冷却途中で３００℃以上４００℃以下の温度にて２分間以上保持する保持期間を設け、且つ前記１００℃以下まで冷却した後、１時間以内に圧下率２％以上の冷間圧延を施すことを特徴とする鋼裏金付銅系軸受材料の製造方法。
【請求項５】
鋼裏金上に銅系軸受合金層を固着してなる鋼裏金付銅系軸受材料を製造する方法において、
前記鋼裏金はＮを０を超え０．１質量％以下含む亜共析鋼からなり、この鋼裏金に前記銅系軸受合金層を固着して複層材料を形成し、この複層材料を鋼のＡ１変態点以上の温度に加熱した後、Ａ１変態点の温度から毎分１００℃以上の降温速度で１００℃以下に冷却し、この冷却途中で５３０℃以上６３０℃以下の温度にて２分間以上保持する保持期間及び３００℃以上４００℃以下の温度にて２分間以上保持する保持期間を設け、且つ前記１００℃以下まで冷却した後、１時間以内に圧下率２％以上の冷間圧延を施すことを特徴とする鋼裏金付銅系軸受材料の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は鋼裏金上に銅系軸受合金層を固着してなる鋼裏金付銅系軸受材料の製造方法に係り、特に鋼裏金の強度向上を図ったものに関する。
【背景技術】
【０００２】
従来の鋼裏金付銅系軸受材料の鋼裏金としては、例えば、特許文献１に示されているように、一般に炭素含有量が０．２質量％以下の低炭素鋼が用いられる。また、この鋼裏金付銅系軸受材料の製法としては、例えば特許文献２に示されているように、銅系軸受合金として青銅焼結合金を使用し、その青銅焼結合金の粉末を鋼裏金となる帯鋼上に散布した後、還元性雰囲気を有する焼結炉で一次焼結を行い、次いで大気による酸化の影響が少ない温度まで冷却し、その後、この焼結材を圧延して合金層の密度を上げ、再び焼結炉で二次焼結を行い、冷却するという方法にて製造される。なお、二次焼結後、再度圧延する場合もある。
【０００３】
この製法は、上記のように鋼裏金として帯鋼を用いるため、帯鋼を各工程設備に連続的に通すことによって連続的な製造が可能で、大量生産に適し、安価に軸受材料を提供することができる。
【特許文献１】特開平６−１５９３６７号公報
【特許文献２】特開２０００−３０３１０７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
近年、軸受装置の小型軽量化のために鋼裏金付すべり軸受には、薄肉化、幅狭化が要求されている。この要求に対処できるようにするには、薄肉或は幅狭にした状態で軸受ハウジングに組み付けても座屈しないように軸受の強度を高める必要がある。軸受の強度は鋼裏金が負担するものであるため、軸受の強度を高める方策として、次のようなことが考えられる。
【０００５】
（ａ）二次焼結後に二次圧延を行う方法を採り、その二次圧延での圧下率を高めて鋼裏金を加工硬化させその強度を向上させる。
（ｂ）鋼裏金として、低炭素鋼よりも強度の高い中炭素鋼、高張力鋼（Ｍｎ鋼）、ステンレス鋼を使用する。
（ｃ）特に高強度とする用途には、強靭鋼（マルエージ鋼）を用いる。
（ｄ）中炭素鋼以上のＣ含有量の多い鋼を焼入れによって強化する。
【０００６】
しかしながら、二次圧延での圧下率を高める方法では、圧延による鋼裏金の高強度化と同時に銅系軸受合金の硬化も起きる。このため、圧下率を高くし過ぎると、銅系軸受合金が脆くなり、その後の円筒の軸受形状に成形する加工や銅系軸受合金層表面への油溝などのプレス加工時に割れなどが発生し易くなる。また、銅系軸受合金の過度の硬化は実際の軸受としての使用時において、相手軸とのなじみ性や異物埋収性などの軸受性能に悪影響を及ぼす。従って、圧下率を高めることによる鋼裏金の強化は銅系軸受合金の物性変化との兼ね合いで制約を受けるため、限界がある。
【０００７】
中炭素鋼、高張力鋼、ステンレス鋼を使用する方法は銅系軸受合金との焼結性が悪いという問題がある。即ち、中炭素鋼は銅系軸受合金との結合性の悪い炭化物（Ｆｅ3Ｃ）相が増加する。高張力鋼は必須成分であるＭｎ、Ｓｉを多く含むため表面にＭｎ酸化膜、Ｓｉ酸化膜を形成し、また、ステンレス鋼では必須成分であるＣｒが表面にＣｒ酸化膜を形成するが、これらの酸化膜は銅系軸受合金の焼結時に一般に用いられている還元雰囲気である水素-窒素混合ガスやプロパン変成ガスなどで還元困難であるため、銅系軸受合金との結合性が悪くなる。
【０００８】
この還元困難な酸化膜の形成を防止するには、鋼表面にＣｕやＮｉなどのめっきを施す方法も用いられているが、めっきを行うことはそれだけ製造コストの上昇をもたらし、また、めっき作業に伴う各種の廃液処理の問題も生ずる。
更に、高張力鋼では、鉄鋼メーカー毎、更には用途毎に組成が異なり、鋼としての一般的なＦｅ、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ以外の成分を添加することにより鋼特性を改良したものも多いため、リサイクルが困難であり、環境面でも劣る。
【０００９】
強靭鋼を用いる方法では、強靭鋼が高強度と高靱性を併せ持ち、また成形性も良い上、表面に還元困難な酸化膜が形成されるような成分も微量しか含有しないため銅系軸受合金との接合も容易であるが、元々、強靭鋼は特殊鋼に分類されるもので、生産量が少なく非常に高価であり、経済性に劣る。また、鉄鋼メーカー、特殊鋼メーカー毎に組成及び添加元素が異なることや、精錬過程などで除去が困難なＣｏ、Ｍｏなどを含有する場合も多いことや、不純物の混入にも敏感に反応する鋼であるため、リサイクル性は非常に悪い。中炭素鋼以上のＣを多く含有する鋼を焼入れすることにより強化する方法では、軸受材料として用いるには延性に欠ける。
【００１０】
即ち、焼入れは、一般には８００℃程度以上の高温域から油冷や水冷などにより、γ（オーステナイト）相からα（フェライト）相への変態を起こさせることなく２００℃以下まで冷却し、原子の拡散を伴わないマルテンサイト変態を瞬間的に起こさせて硬化させるものである。
従って、焼入れした状態では、延性が低下しているため、延性を取り戻すためには長時間の焼戻し処理を行う必要がある。しかし、軸受材料のように、その後に円筒状に軸受成形加工するような冷間加工素材としては焼戻しを行っても、延性が不足し軸受成形加工が困難となる。また、連帯焼結などのようにＣｕ合金の焼結のために可燃性の還元雰囲気下で連続的に生産を行う場合には、焼結炉内に水冷却や油冷却に伴う大量のガスを発生させることは危険であり、また、加熱部雰囲気を汚染するなどにより適用困難で、しかも、銅系軸受合金に悪影響を及ぼす熱処理となる場合もあることから従来から焼入れは用いられていない。
【００１１】
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、鋼裏金付銅系軸受材料において、銅系軸受合金に悪影響を及ぼすことなく鋼裏金を強化できる鋼裏金付銅系軸受材料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】
【００１２】
本発明は、鋼裏金の硬度を高めることによって鋼裏金付銅系軸受材料を強化する。そして、本発明では、鋼裏金の高硬度化のために、ステンレス鋼や強靭鋼などの特殊鋼を使用したり、中高炭素鋼を焼入れしたりするのではなく、次に説明する歪時効硬化や析出硬化によって鋼裏金のα相を硬化させる方法を採用した。
【００１３】
（ａ）歪時効硬化
鋼に冷間加工を施すと、時効硬化が起きる場合がある。この時効硬化の原因については各種の推定がなされているが、一般には、鋼に含まれているＣまたはＮ原子が冷間加工により生じた結晶歪に拡散することに起因すると考えられている。
本発明で利用する歪時効硬化は主に鋼が含有するＮ原子を関係させるものとする。大部分の鋼には、不可避不純物としてＮを含んでいる。通常、自動車用外板などのように冷間加工（絞り成形など）を施す鋼板は、加工後の引張しわの発生や歪時効硬化の原因であるα相中に固溶するＮ原子をできるだけ少なくするために、Ｎ除去を意図的に行って製鋼されているが、それでも微量ではあるがＮ原子が必ず残っている。本願発明はこの鋼に必ず含有されているＮを歪時効硬化に利用するものである。
【００１４】
（ｂ）析出硬化
析出硬化は硬質物の析出による硬化で、鋼における析出硬化は、硬質のＦｅ−Ｃ化合物の析出によると考えられる。
鋼は鉄−炭素系状態図では、Ａ１変態点（７２３℃近辺）で変態が起きる。つまり、Ａ１変態点以上の温度から徐冷してゆくと、Ａ１変態点でγ相がα相となる変態を起こし、α相＋Ｆｅ3Ｃ(セメンタイト)の組織となる。しかし、平衡状態図よりも降温速度が速い場合には、この変態が平衡状態図における変態点より低い温度で起こる。その過程の中で、α結晶粒の中にＦｅ−Ｃ化合物が析出することによって、硬化が起きる。
【００１５】
本発明の請求項１及び２は歪時効硬化によって鋼裏金を強化させるもの、請求項３は析出硬化によって鋼裏金を強化させるもの、請求項４及び５は歪時効硬化と析出硬化の双方（複合硬化）によって鋼裏金を強化するものである。
（１）請求項１及び２
請求項１の発明は、鋼裏金上に銅系軸受合金層を固着してなる銅系軸受材料を製造する方法において、前記鋼裏金はＮを０を超え０．１質量％以下含む亜共析鋼からなり、この鋼裏金に前記銅系軸受合金層を固着して複層材料を形成し、この複層材料を５８０℃以上に加熱した後、５８０℃から毎分１００℃以上の降温速度で１００℃以下に冷却し、この冷却後、１時間以内に圧下率で２％以上の冷間圧延を施すことを特徴とするものである。
【００１６】
この請求項１に係る発明での材料の温度変化の例を図１に示した。同図において、加熱温度Ｔ１は５８０℃以上であっても良いが、その後の１００℃以下までの冷却によってマルテンサイト変態を起こさなければ良い。５８０℃以上に加熱した場合、５８０℃までの冷却はその降温速度を問わない。冷却温度Ｔ２は１００℃以下であれば良い。圧延は１００℃以下までの冷却が終了した時点から１時間以内に終了していれば良い。この圧延時の圧下率は２％以上であるが、銅系軸受合金が硬化を起こしてなじみ性を損なうような高い圧下率（２０％以上）は避けるべきである。
【００１７】
請求項２の発明は、鋼裏金上に銅系軸受合金層を固着してなる銅系軸受材料を製造する方法において、前記鋼裏金はＮを０を超え０．１質量％以下含む亜共析鋼からなり、この鋼裏金に前記銅系軸受合金層を固着して複層材料を形成し、この複層材料を５８０℃以上に加熱した後、５３０℃以上６３０℃以下の温度にて２分間以上保持し、次いで毎分１００℃以上の降温速度で１００℃以下に冷却し、この冷却後、１時間以内に圧下率で２％以上の冷間圧延を施すことを特徴とするものである。
【００１８】
この請求項２に係る発明での材料の温度変化の例を図２に示した。同図において、２分間以上の保持時間内ｔ１内での温度は５３０℃以上６３０℃以下であれば良く、その保持時間内で温度は変化しても良い。この５３０℃以上６３０℃以下の保持温度を、以下では「一次保持温度」とも言う。
以下に、請求項１，２における限定の意味について説明する。
【００１９】
［亜共析鋼］
鋼の歪時効硬化はα相内において生ずる。本発明では、鋼裏金として亜共析鋼を用いる。亜共析鋼は、初析相としてα相が必ず析出するので、強化対象となるα相が多く得られる。亜共析鋼はＣ濃度が共析点（約０．８質量％）未満の鋼を言うが、本発明においては、Ｃが０．６質量％以下の亜共析鋼が好ましい。Ｃ０．６質量%以下の亜共析鋼にあっては、軸受形状(半割円筒状或は円筒状)への成形が容易で、しかも、硬化の対象となる初析α相が多くなるので、鋼裏金強化に適する。更に好ましくは、α相が一層増加し、硬化に効果的である低炭素鋼（Ｃ０．３質量％以下）である。
【００２０】
鋼裏金に最適な亜共析鋼の成分範囲は、質量％でＣが０．０７〜０．２５％、Ｓｉが０．３５％以下、Ｍｎが０．２０〜０．９０％、Ｐが０．０４０％以下、Ｓが０．０５０％以下である。この亜共析鋼（低炭素鋼）は自動車用外板などに使用される鋼板と同じ成分範囲であるので、安価に入手できる。勿論、本発明の亜共析鋼は、この成分範囲に限られない。
【００２１】
［Ｎ；０を超え０．１質量％以下］
Ｎは鋼中に不可避不純物として僅かに存在する程度でも歪時効硬化を起こさせることは可能である。上記の自動車用外板は絞り加工などの成形加工を前提としているので、成形加工後のしわや時効硬化を排除するために、積極的にＮを除去する製鋼法で製造されるが、それでもＮを不可避的不純物として含んでいる。このような自動車用外板であってもＮによる歪時効硬化を起こすことができる。
【００２２】
但し、歪時効硬化を効果的に生じさせるＮ量は０．００４質量％以上である。Ｎは０．１質量％を超えて含有しても、歪時効硬化にそれ以上の効果をもたらさないし、かえって鋼そのものを脆くする。従って、Ｎは０を超え０．１質量％以下とする。
［複層材料を５８０℃以上に加熱］
鋼のα相のＮ固溶限が最大となる温度は５８０℃程度であり、その含有量は０．１質量％である。室温でのＮ固溶限は０．００３質量％程度であるが、５８０℃以上に加熱することにより、α相のＮ最大固溶温度（Ｎを最大量固溶させることができる温度）を通過することとなるので、冷却後にα相にＮを過飽和に固溶させることができる。
【００２３】
［５３０℃以上６３０℃以下の温度で２分間以上保持］
α相のＮ最大固溶温度である５８０℃に近い５３０℃〜６３０℃で２分間以上保持することにより、Ｎをα相により多く固溶させることができる。
［毎分１００℃以上の降温速度で１００℃以下に冷却し、１時間以内に冷間圧延］
α相にＮを過飽和に固溶させる目的で複層材料を加熱した後、１００℃以下まで冷却する。このとき、１００℃以下までの降温速度を毎分１００℃以上とする。
【００２４】
上述のように鋼α相のＮ最大固溶温度は５８０℃近辺であり、温度低下に伴って鋼α相のＮ固溶量は減少してゆく。しかしながら、降温速度を速くすると、Ｎを過飽和に固溶したα相が得られる。Ｎを十分に過飽和に固溶したα相は、降温速度を毎分１００℃以上とすることによって得られ、降温速度が速ければ速いほど効果的である。但し、マルテンサイト相は生じさせない。
【００２５】
１００℃以下まで冷却されると、鋼α相中のＮの拡散速度は遅くなる。しかし、１００℃以下であってもα相に過飽和に含まれたＮは次第に減少してゆくので、１００℃以下まで冷却後、１時間以内に冷間圧延を完了する。これにより、α相中のＮ固溶量が減少しないうちに結晶歪を起こさせ、効果的な歪時効硬化を得る。また、１００℃以下まで冷却することにより、大気中で行う圧延加工までの間に複合材料が酸化しないようにすることができる。
【００２６】
［冷間圧延の圧下率は２％以上］
冷間圧延の圧下率は２％以上とする。圧下率が２％未満では、硬化の核となる結晶歪がない、或は結晶歪の量が少なく歪時効硬化が不十分となる。なお、圧下率とは、圧延前の複合材料の厚さと圧延後の複合材料の厚さの差を、圧延前の複合材料の厚さで除した値の百分率である。
【００２７】
（２）請求項３
請求項３の発明は鋼裏金上に銅系軸受合金層を固着してなる銅系軸受材料を製造する方法において、前記鋼裏金は亜共析鋼からなり、この鋼裏金に前記銅系軸受合金層を固着して複層材料を形成し、この複層材料を鋼のＡ１変態点以上の温度に加熱した後、Ａ１変態点の温度から毎分１００℃以上の降温速度で１００℃以下に冷却し、この冷却途中で３００℃以上４００℃以下の温度にて２分間以上保持する保持期間を設けたことを特徴とするものである。
【００２８】
この請求項３に係る発明での材料の温度変化の例を図３に示した。同図において、加熱温度Ｔ２はＡ１変態点(約７２３℃)以上の温度であれば良いが、銅系軸受合金に溶融など悪影響を及ぼす温度より低くする必要性がある。また、保持期間ｔ２の保持温度は３００℃以上４００℃以下であれば、その範囲内で変化しても良い。この３００℃以上４００℃以下の保持温度を、以下では「二次保持温度」とも言う。
以下に、請求項３における限定の意味について説明する。
【００２９】
［亜共析鋼］
鋼の析出硬化は前述したように、Ａ１変態点以下の温度でα相にＦｅ−Ｃ化合物が析出することによって起きる。
亜共析鋼は、Ａ１変態点以上の温度で、α相とγ相との混合組織である。これに対し、過共析鋼では、Ａ１変態点以上の温度でγ相とセメンタイトとの混合組織である。そして、前記亜共析鋼は、Ａ１変態点以下の温度でγ相がα相とパーライト相に変態し、α相とパーライト相からなる組織となる。即ち、亜共析鋼は、本発明の硬化対象となるα相を必ず含み、析出硬化の上で好ましい。なお、過共析鋼はγ相がパーライト相とセメンタイト相に変態し、パーライト相とセメンタイト相とからなる組織、また共析鋼はγ相がパーライト相に変態し、パーライト相からなる組織となるので、本発明の硬化対象であるα相を含まない。
また、軸受材料にあっては、必ず軸受形状への加工を伴うため延性を必要とするが、共析鋼、過共析鋼では延性の点で劣るため、亜共析鋼を使用することが好ましい。
【００３０】
［毎分１００℃の降温速度で冷却し、３００℃以上４００℃以下の温度にて２分間以上保持］
Ｆｅ−Ｃ系状態図では、Ａ１変態点以上の温度の鋼を一定の降温速度で徐冷すると、Ａ１変態点でγ相がα相に変態する。γ相は結晶構造からしてα相よりもＣ固溶量が多いため、Ａ１変態点以上の温度から徐冷すると、Ａ１変態点でγ相がα相に変態する際、余剰のＣはセメンタイトとなる。この一定の降温速度での徐冷の場合は、γ相からα相への変態が急冷の場合よりも高い温度で起き、その後の冷却によりα相中のＣが過飽和にならない状態となるので、析出硬化は起きない。
【００３１】
一方、本発明のように冷却してゆく場合には、γ相からα相への変態は、Ａ１変態点よりもかなり低い温度で起き、このため、Ｃを過飽和に固溶したα相が得られる。しかしながら、このまま室温まで冷却しても、析出硬化現象は得られない。これは、室温域では、α相中のＣの拡散速度が遅く、過飽和となったＣがＦｅと化合してＦｅ−Ｃ化合物となる反応に長時間を要するため、即効性がなく、硬化した鋼裏金として製品化できないからである。
【００３２】
本発明者は冷却過程で析出硬化を起こさせるための実験を種々行ったところ、毎分１００℃の降温速度で冷却し、その冷却途中で３００℃以上４００℃以下の温度にて２分間以上保持すると、析出硬化を生ずることを見出した。即ち、毎分１００℃以上の降温速度での冷却であるから、３００℃以上４００℃以下の温度にて２分間保持する前では、α相は過飽和にＣを固溶している。そして、α相中でのＣの拡散速度が速い３００℃以上４００℃以下の温度域を２分間保持すると、恒温変態が起きてα結晶粒の内部にＦｅ−Ｃ化合物が析出してα結晶粒が硬化される。この後、Ｃの拡散速度が遅くなる１００℃以下まで冷却されるので、Ｆｅ−Ｃ化合物の析出による硬化が残ると考えられる。また、３００℃以上４００℃以下の温度域を２分間保持することによってマルテンサイト変態(焼入れ)を起こさないようにすることができる。
【００３３】
（３）請求項４及び５
請求項４の発明は、鋼裏金上に銅系軸受合金層を固着してなる銅系軸受材料を製造する方法において、前記鋼裏金はＮを０を超え０．１質量％以下含む亜共析鋼からなり、この鋼裏金に前記銅系軸受合金層を固着して複層材料を形成し、この複層材料を鋼のＡ１変態点以上の温度に加熱した後、Ａ１変態点の温度から毎分１００℃以上の降温速度で１００℃以下に冷却し、この冷却途中で３００℃以上４００℃以下の温度に２分間以上保持する保持期間を設け、且つ前記１００℃以下間で冷却した後、１時間以内に圧下率２％以上の冷間圧延を施すことを特徴とするものである。
この請求項４の発明の温度変化の例を図４に示す。
【００３４】
請求項５の発明は、鋼裏金上に銅系軸受合金層を固着してなる銅系軸受材料を製造する方法において、前記鋼裏金はＮを０を超え０．１質量％以下含む亜共析鋼からなり、この鋼裏金に前記銅系軸受合金層を固着して複層材料を形成し、この複層材料を鋼のＡ１変態点以上の温度に加熱した後、Ａ１変態点の温度から毎分１００℃以上の降温速度で１００℃以下に冷却し、この冷却途中で５３０℃以上６３０℃以下に２分間以上保持する保持期間及び３００℃以上４００℃以下の温度に２分間以上保持する保持期間を設け、且つ前記１００℃以下まで冷却した後、１時間以内に圧下率２％以上の冷間圧延を施すことを特徴とするものである。
この請求項５の発明の温度変化の例を図５に示す。
【００３５】
これら請求項４及び５における限定事項は請求項１乃至３で説明した事項と同様のものである。
請求項４及び５のように、歪時効硬化と析出硬化とを利用して鋼裏金を硬化させた場合には、歪時効硬化だけ、析出硬化だけを単独で用いた場合に比べて、鋼裏金を一層硬化させることができ、鋼裏金付銅系軸受材料を強化できる。
【００３６】
なお、本発明において、銅系軸受合金層を鋼裏金上に設ける方法は、焼結合金を裏金層上に散布して焼結する方法に限られず、鋼裏金上に鋳造により設ける方法、銅系軸受合金板を鋼裏金上に圧接する方法などであっても良い。
【発明の効果】
【００３７】
以上の説明から理解されるように、本発明によれば、歪時効硬化、析出硬化、または歪時効硬化と析出硬化との複合による硬化により、鋼裏金の硬度を高めて軸受強度を向上することができる。また、鋼裏金の橋架にあたり、高圧下率での圧延を伴わないので、銅系軸受合金層の過度の硬化のおそれがない。また、通常のよく使用される炭素鋼を使用できるので、この通常よく使用される炭素鋼を使用することにより、コスト的にも有利であるし、リサイクルもし易くなる。また、銅系軸受合金を焼結によって鋼裏金に固着する場合には、還元が困難な酸化物が鋼裏金表面に生ずることがないので、焼結性を高めるためのめっきを特に設けなくとも良い。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３８】
次に本発明の実施例を説明する。
まず、鋼裏金付銅系軸受材料を製造するために、従来から採用されている一般的な製造方法(以下、従来製法と称する。)を説明する。予めアトマイズ法により製造した組成（数値は質量％；以下、同じ）Ｃｕ−１０ＳｎのＣｕ合金粉末(−６０メッシュ)を、厚さ１．５ｍｍ、組成Ｆｅ−０．１Ｃ−０．０２Ｓｉ−０．４Ｍｎ−０．００６Ｎの鋼板(鋼裏金)上に厚さ１ｍｍに散布した後、還元性雰囲気を有する加熱部と冷却部とを連続して有する連続焼結炉の加熱部(８００℃)で１５分間焼結し、次いで冷却部で冷却した後、Ｃｕ合金焼結層(軸受合金層)を緻密化するために圧延を施し、再び上記と同一条件で二次焼結する。なお、ニ次焼結後に二次圧延を行っても良い。
【００３９】
この従来製法によって得た複層材料(鋼裏金上に軸受合金層を被着した材料)を本発明の歪時効硬化法、析出硬化法、歪時効硬化及び析出硬化の双方を採用した複合硬化法によって鋼裏金を硬化し、次の表１〜３に示す本発明の実施例品１〜２７を得た。なお、表１〜３の圧延処理欄の圧延終了時間は、冷却を終了してから圧延を終了するまでの時間である。
【００４０】
【表１】
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この表１の実施例品１〜１１は歪時効硬化法によるもので、同表の硬化熱処理欄に示す熱処理を施した後、１００℃まで冷却し、圧延処理欄に示す圧下率で硬化のための圧延を行った。なお、表１の実施例品１０は５８０℃まで加熱後、５３０℃まで冷却し、この５３０℃で２分間保持の熱処理を施したものである。
【００４１】
【表２】
2005233225.tif 000004
この表２の実施例品１２〜２１は析出硬化法によるもので、同表の硬化熱処理欄に示す熱処理を施して１００℃まで冷却した。
【００４２】
【表３】
2005233225.tif 000005
この表３の実施例品２２〜２７は複合硬化法によるもので、同表の硬化熱処理欄に示す熱処理を施して１００℃まで冷却した後、圧延処理欄に示す圧下率で硬化のための圧延を行った。特に、実施例品２７は、上記従来製法の実施中に硬化熱処理を行い、二次圧延を硬化のための圧延とした。具体的には、予めアトマイズ法により製造した組成Ｃｕ−１０ＳｎのＣｕ合金粉末(−６０メッシュ)を、厚さ１．５ｍｍ、組成Ｆｅ−０．１Ｃ−０．０２Ｓｉ−０．４Ｍｎ−０．００６Ｎの鋼板(鋼裏金)上に厚さ１ｍｍに散布した後、還元性雰囲気を有する加熱部と冷却部とを連続して有する連続焼結炉の加熱部(室温８００℃)で１５分間焼結し、次いで冷却部で冷却した後、Ｃｕ合金粉末層(軸受合金層)を緻密化するために圧延を施し、再び上記と同一条件で二次焼結し、その後の冷却部での冷却工程において表３の硬化熱処理欄に示す熱処理を行い、１００℃まで冷却後、二次圧延工程で表３に示す圧下率で圧延を行った。
【００４３】
一方、前述の従来製法により製造した複層材料を次の表４の硬化熱処理欄、圧延処理欄に示す熱処理、圧延を実施して比較例品１〜１３を得た。なお、比較例品２については、二次圧延を行った。
【００４４】
【表４】
2005233225.tif 000006
そして、実施例品１〜２７、比較例品１〜１３について、鋼裏金のビッカース硬さ試験を行い、その結果を各表に示した。
［実施例品１〜１１(歪時効硬化)について］
実施例品１〜１１は、硬化熱処理により鋼裏金のα相が過飽和にＮを固溶した状態で冷間圧延を施すことにより、α相に結晶歪を導入する。過飽和状態から飽和状態へと変化する過程で発生する余剰のＮ原子がα相の結晶歪部へ拡散し、この拡散によりα相の結晶が更に歪んで硬化する。この本発明による歪硬化法により製造した実施例品１〜１１は、硬化熱処理を施さずに単に２％の圧下率で圧延しただけの比較例品２と比較して、ビッカース硬さ（Ｈｖ）で１５以上硬くなっている。この硬さの差は明らかに有意差有りと判断でき、本発明の歪硬化法が硬化に対し有効であることが理解される。
【００４５】
実施例品１は歪時効硬化が最も少ないと予想される条件での硬化熱処理及び圧延処理であるが、同じ圧延処理条件で圧延を施した比較例品２よりＨｖで１５硬くなっている。実施例品１の加熱温度を５８０℃としたのは、この温度がα相のＮ最大固溶温度であるから、この５８０℃から毎分１００℃の降温速度で冷却することにより、α相のＮ過飽和状態を出現させることができるからである。
【００４６】
実施例品２のように、７００℃まで加熱した後、毎分１００℃の降温速度で冷却しても、Ｎ最大固溶温度である５８０℃を通過するため、１００℃まで冷却した時点ではα相のＮ過飽和状態を得ることができる。このため、実施例品２も実施例品１と同様に硬化している。
実施例品１よりも降温速度を速くした実施例品３では、鋼裏金の硬度を実施例品１よりも高くすることができ、実施例品３よりも降温速度を速くした実施例品４では、鋼裏金の硬度を実施例品３よりも更に高くすることができた。降温速度が速いほどより高い硬度に硬化することが分かる。これは、Ｎ固溶量が多い温度領域から冷却する場合、その降温速度が速ければ速いほど、室温域でのＮ過飽和固溶量を多く確保でき、硬化にとって有効に働くからと思われる。これに対し、降温速度が実施例品１よりも遅い比較例品６では、硬化程度が低くなっている。これは、逆に、降温速度が遅いことにより、冷却過程でα相のＮ過飽和状態の維持が困難となり、冷却後の室温域でのＮ過飽和固溶量が減少してしまったためと考えられる。
【００４７】
冷却後、圧延終了までの時間を短くした実施例品５，６も鋼裏金の硬化程度は高く、冷却後短時間で圧延を開始することが硬化にとって良い結果をもたらすことが分かる。これは、α相中のＮ原子の拡散は１００℃以下でも進行してＮ過飽和固溶量の減少を止められないため、時効硬化の核であるα相への歪導入(圧延)が短時間のうちに行われることが硬化にとって効果的であることが理解される。これに対し、比較例品４は１００℃に冷却後、圧延終了までの時間が長いため、α相のＮ過飽和固溶量が減少し、硬化程度が低くなったと考えられる。
【００４８】
圧下率を高くした実施例品７も鋼裏金の硬化程度は高い。即ち、圧下率が大きいと、それだけ歪硬化の核となる結晶歪を多く導入できるからである。比較例品５は、圧下率が低く、α相の結晶歪導入量が少なく、硬化が不十分となっている。また、全く冷間圧延を施さない比較例品３，８では、硬化が全く起きていない。
一次保持温度(５３０℃〜６３０℃)にて保持する時間を設けた実施例品８〜１１では、鋼裏金の硬度は高く、保持時間が長いほど硬化程度は高い。これは、α相のＮ固溶限が最大となる温度域で保持することにより、加熱時のＮ固溶量をより多くし、冷却後のＮ過飽和固溶量が多くなることによる。保持温度の上限は６３０℃、下限は５３０℃とし、保持時間の下限は２分間とすることが好ましい。実施例品１０は一次保持温度の下限と定めた５３０℃（５８０℃まで加熱してから５３０℃まで冷却）、実施例品１１は一次保持温度の上限と定めた６３０℃で、それぞれを保持時間の好ましい下限と定めた２分間保持したものであるが、このように限度的条件下でも温度保持の効果は得られる。なお、上記一次保持温度範囲外での温度保持または上記保持温度範囲内でも保持時間が２分未満である場合には、あえて保持を設けることによる製造での制約を増やすことに対する効果としては不十分となる。
【００４９】
［実施例品１２〜２１(析出硬化)について］
本実施例では、鋼裏金がα相とγ相の混合組織或はγ相の単相組織となるＡ１変態点(７２３℃近辺)以上の温度に加熱してＣ固溶量を高めた後に冷却する。すると、γ相がα相とセメンタイトとに変態する。本発明では、加熱後、毎分１００℃の降温速度で冷却するので、γ相からα相とセメンタイトへの変態はＡ１変態点(７２３℃近辺)よりもかなり低い温度で起き、過飽和にＣを固溶したα相を得ることができる。しかし、このまま１００℃以下まで冷却しても析出硬化は起きないが、α相内でのＣの拡散速度が比較的速くα結晶粒の内部にＦｅ−Ｃ化合物の析出が起き易い温度領域(３００℃〜４００℃)で一定時間保持することにより、即効的に鋼硬化を行うことができる。
【００５０】
実施例品１２〜２１は、硬化処理を何も施していない比較例品１に比べ、鋼裏金の硬さは硬くなっている。実施例品１２は析出硬化が最も少ないと予想される条件での硬化熱処理であるが、それでも比較例品１に比べてビッカース硬さで２５以上硬くなっている。この硬さの差は明らかに有意差有りと判断でき、本発明の析出硬化法が硬化に対して有効であることが理解される。
【００５１】
また、実施例品１２に対し、３００℃〜４００℃の範囲でのα相にＦｅ−Ｃ化合物を析出するための保持時間を設けていない比較例品８、Ａ１変態点以上の加熱を施していない比較例９は、硬化現象が見られないことから、Ａ１変態点以上に加熱した後、冷却過程で３００℃〜４００℃に保持することが析出硬化にとって必要であることが理解される。
降温速度を速くした実施例品１３，１４では、更なる鋼裏金の硬化が見られ、降温速度が速いほど硬化する傾向にあることが分かる。これは、鋼組織がαとγでＣ固溶量が多い領域からの降温速度が速いほど変態後のα相は過飽和にＣを固溶することができ、このためα相内に析出するＦｅ−Ｃ化合物の析出量が多く硬化程度が高くなるためである。
【００５２】
本発明の降温速度範囲外で、降温速度の遅い比較例品１０では、硬化が不十分となる。これは、降温速度が本発明に対し遅いため、３００℃〜４００℃でのＦｅ−Ｃ化合物の析出のための保持時間に到達する前にα相のＣ固溶量が減少するため、α相内でのＦｅ−Ｃ化合物の析出量が減少し硬化が不十分となるからである。
加熱温度を高くした実施例品１５は更に硬化させることができた。これは、鋼がＡ１変態点以上でα相とγ相との混合組織となってＣ固溶量が増加し、加熱温度が高いほどγ相量が増加することによりＣ固溶量が増加する。このため、冷却後に析出硬化され易いＣを過飽和に固溶したα相組織が得られるためである。更に、３５０℃での保持時間を長くした実施例品１６，１７では、より硬化させることができた。これは、析出し易い温度で長く保持するため、析出量が増加し硬化量が多くなることによる。
【００５３】
Ａ１変態点以上の加熱温度にて保持時間を設けた実施例品２０，２１も硬さを増加させることができ、保持時間が長いほど硬さが高い傾向となることが分かる。これも加熱温度を高めることと同様に、加熱時の鋼のγ相量が増加する結果であると考えられる。
実施例品１８，１９はα相内でＦｅ−Ｃ化合物の析出のための保持温度を下限及び上限としたものであり、保持温度及び降温速度の組み合わせが本発明の析出硬化が最も少なくなる組み合わせであるが、最低限の効果が得られていることから、この温度範囲を保持温度範囲とした。これに対し、本発明の保持温度から外れた比較例品１１，１２では、硬化が不十分となる。ここでの保持温度の下限未満では、α相内でのＣの拡散速度が遅くなり過ぎ、その保持温度の上限を超えると、α相内でのＣ固溶限が高すぎて余剰のＣの不足によりα相内でのＦｅ−Ｃ化合物の析出量が不十分となるためと考えられる。保持時間が本発明の範囲外である比較例品１３は析出量が不足し、硬化量が不十分となる。
【００５４】
［実施例品２２〜２７(複合硬化)について］
実施例品２２は実施例品１と１２、実施例品２３は実施例品１と２０、実施例品２３は実施例品１と２０、実施例品２４は実施例品８と１２、実施例品２５は実施例品８と２０のそれぞれの硬化法を組み合わせたものに相当する。表３において、一次保持温度は鋼含有Ｎによる歪時効硬化に好適な冷却条件であり、二次保持温度は鋼含有Ｃによる析出硬化に好適な冷却条件であり、硬化機構の違いから各冷却条件が他方への効果に影響するため各効果の完全な複合とはならないが、表３に示すようにそれぞれの単独の効果による硬さに対しビッカース硬さで１０以上の硬さの上昇が起きており、複合法に効果があることが理解される。
【００５５】
実施例品２６は歪時効硬化及び析出硬化が多くなるように加熱温度、保持時間などを変更した場合も単独で行う場合と同様に硬化量が増加することが分かる。実施例品２７は一般的な軸受材料の製造方法での二次焼結、冷却、二次圧延とにおいて本発明の複合法を実現したものであるが、この実施例品２７に示すように従来行われている連帯焼結によって硬化した鋼裏金を持つ銅系軸受材料を製造でき、大量生産により安価に製造できることが理解される。なお、実施例品２７は、一次保持温度をその保持時間内で６３０℃から５３０℃まで低下させると共に、二次保持温度をその保持時間内で４００℃から３００℃まで低下させたものである。
【図面の簡単な説明】
【００５６】
【図１】本発明の請求項１の歪時効硬化法による処理温度の変化の一例を示す図
【図２】本発明の請求項２の歪時効硬化法による処理温度の変化の一例を示す図
【図３】本発明の請求項３の析出硬化法による処理温度の変化の一例を示す図
【図４】本発明の請求項４の複合硬化法による処理温度の変化の一例を示す図
【図５】本発明の請求項５の複合硬化法による処理温度の変化の一例を示す図
【図１】
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【図２】
2005233225.tif 000008
【図３】
2005233225.tif 000009
【図４】
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【図５】
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【手続補正書】
【提出日】平成16年12月22日(2004.12.22)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００９
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０００９】
強靭鋼を用いる方法では、強靭鋼が高強度と高靱性を併せ持ち、また成形性も良い上、表面に還元困難な酸化膜が形成されるような成分も微量しか含有しないため銅系軸受合金との接合も容易であるが、元々、強靭鋼は特殊鋼に分類されるもので、生産量が少なく非常に高価であり、経済性に劣る。また、鉄鋼メーカー、特殊鋼メーカー毎に組成及び添加元素が異なることや、精錬過程などで除去が困難なＣｏ、Ｍｏなどを含有する場合も多いことや、不純物の混入にも敏感に反応する鋼であるため、リサイクル性は非常に悪い。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１０
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１０】
中炭素鋼以上のＣを多く含有する鋼を焼入れすることにより強化する方法では、軸受材料として用いるには延性に欠ける。
即ち、焼入れは、一般には８００℃程度以上の高温域から油冷や水冷などにより、γ（オーステナイト）相からα（フェライト）相への変態を起こさせることなく２００℃以下まで冷却し、原子の拡散を伴わないマルテンサイト変態を瞬間的に起こさせて硬化させるものである。
従って、焼入れした状態では、延性が低下しているため、延性を取り戻すためには長時間の焼戻し処理を行う必要がある。しかし、軸受材料のように、その後に円筒状に軸受成形加工するような冷間加工素材としては焼戻しを行っても、延性が不足し軸受成形加工が困難となる。また、連帯焼結などのようにＣｕ合金の焼結のために可燃性の還元雰囲気下で連続的に生産を行う場合には、焼結炉内に水冷却や油冷却に伴う大量のガスを発生させることは危険であり、また、加熱部雰囲気を汚染するなどにより適用困難で、しかも、銅系軸受合金に悪影響を及ぼす熱処理となる場合もあることから従来から焼入れは用いられていない。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３７
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００３７】
以上の説明から理解されるように、本発明によれば、歪時効硬化、析出硬化、または歪時効硬化と析出硬化との複合による硬化により、鋼裏金の硬度を高めて軸受強度を向上することができる。また、鋼裏金の強化にあたり、高圧下率での圧延を伴わないので、銅系軸受合金層の過度の硬化のおそれがない。また、通常のよく使用される炭素鋼を使用できるので、この通常よく使用される炭素鋼を使用することにより、コスト的にも有利であるし、リサイクルもし易くなる。また、銅系軸受合金を焼結によって鋼裏金に固着する場合には、還元が困難な酸化物が鋼裏金表面に生ずることがないので、焼結性を高めるためのめっきを特に設けなくとも良い。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４２
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００４２】
【表３】
2005233225.tif 000012
この表３の実施例品２２〜２７は複合硬化法によるもので、同表の硬化熱処理欄に示す熱処理を施して１００℃まで冷却した後、圧延処理欄に示す圧下率で硬化のための圧延を行った。特に、実施例品２７は、上記従来製法の実施中に硬化熱処理を行い、二次圧延を硬化のための圧延とした。具体的には、予めアトマイズ法により製造した組成Ｃｕ−１０ＳｎのＣｕ合金粉末(−６０メッシュ)を、厚さ１．５ｍｍ、組成Ｆｅ−０．１Ｃ−０．０２Ｓｉ−０．４Ｍｎ−０．００６Ｎの鋼板(鋼裏金)上に厚さ１ｍｍに散布した後、還元性雰囲気を有する加熱部と冷却部とを連続して有する連続焼結炉の加熱部(室温８００℃)で１５分間焼結し、次いで冷却部で冷却した後、Ｃｕ合金粉末層(軸受合金層)を緻密化するために圧延を施し、再び上記と同一条件で二次焼結し、その後の冷却部での冷却工程において表３の硬化熱処理欄に示す熱処理を行い、１００℃まで冷却後、二次圧延工程で表３に示す圧下率で圧延を行った。