(57)【要約】【課題】  鋼裏金付すべり軸受において、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％以上の冷間圧延及び軸受成形加工を施す（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、且つ前記１００℃以下間で冷却した後１時間以内に圧下率２％以上の冷間圧延及び軸受成形加工を施しても良い（歪時効硬化及び析出硬化）。【選択図】  図１
2005233227.tif 000002
【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すべり軸受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％以上の冷間圧延及び軸受成形加工を施すことを特徴とする鋼裏金付すべり軸受の製造方法。
【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すべり軸受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％以上の冷間圧延及び軸受成形加工を施すことを特徴とする鋼裏金付すべり軸受の製造方法。
【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すべり軸受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％以上の冷間圧延及び軸受成形加工を施すことを特徴とする鋼裏金付すべり軸受の製造方法。
【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すべり軸受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％以上の冷間圧延及び軸受成形加工を施すことを特徴とする鋼裏金付すべり軸受の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は鋼裏金上に銅系軸受合金層を固着してなる鋼裏金付すべり軸受の製造方法に係り、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】
従来の鋼裏金付すべり軸受の鋼裏金としては、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、この鋼裏金付すべり軸受の製法としては、鋼板上に銅系軸受合金層を固着してなる複層材料を製造し、この複層材料を半円筒状或は円筒状に加工するという方法が採用されている。
そして、上記の複層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】
この複層材料の製法は、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から、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。
【０００６】
（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。
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に軸受として使用した場合、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接合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、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。
【００１０】
また、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。
【００１１】
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、軸受材料では、その後に円筒状に軸受成形加工するが、焼戻しを行っても、軸受成形加工をするには延性が不足し、割れなどを起こし易い。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。
【００１２】
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、鋼裏金付すべり軸受において、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すべり軸受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】
【００１３】
本発明は、鋼裏金の硬度を高めることによって鋼裏金付すべり軸受を強化する。
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。
（ａ）歪時効硬化
鋼材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、鋼材に含まれている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。
【００１４】
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原子が残る。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。
【００１５】
（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。
【００１６】
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及び４は歪時効効果と析出硬化の双方（複合硬化法）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鋼裏金付すべり軸受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％以上の冷間圧延及び軸受成形加工を施すことを特徴とするものである。
【００１７】
この請求項１に係る発明での材料の温度変化と工程との関係の例を図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。圧延及び軸受成形加工は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。このとき圧延の圧下率は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。
【００１８】
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鋼裏金付すべり軸受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％以上の冷間圧延及び軸受成形加工を施すことを特徴とするものである。
【００１９】
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「一次保持温度」とも言う。
以下に、請求項１及び２における限定の意味について説明する。
【００２０】
［亜共析鋼］
鋼の歪時効硬化はα相において生ずる。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、好ましくは、Ｃが０．６質量％以下の亜共析鋼が軸受形状(半割円筒状或は円筒状)への成形が容易で、しかも、強化の対象となるα相が多くなるので、鋼裏金強化にとってより好ましい。更に好ましくは、α相が一層増加する低炭素鋼（Ｃ０．３質量％以下）とすることが良い。
【００２１】
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、亜共析鋼であれば、この成分範囲に限られない。
【００２２】
［Ｎ量］
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。
【００２３】
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。
【００２４】
［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及び軸受成形加工］
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。
【００２５】
上述のように鋼の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のα相のＮ最大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させた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。
【００２６】
１００℃以下まで冷却されると、鋼裏金層の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及び軸受成形加工を完了する。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導入し、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及び軸受成形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。
【００２７】
なお、軸受成形加工としては、プレス加工により半円筒状に成形する加工、ロールにより半円筒状や円筒状に加工する方法などがある。
［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、或は結晶歪の程度が少なく、軸受成形加工による歪時効硬化と複合しても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。
【００２８】
また、内燃機関用軸受のように、高負荷動荷重条件で使用される用途のすべり軸受では、軸受合金層の硬化も要求されるため、冷間圧延を施すことにより、硬化量の制御も容易となる。
（２）請求項３及び４
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鋼裏金付すべり軸受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％以上の冷間圧延及び軸受成形加工を施すことを特徴とするものである。
【００２９】
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の悪影響を及ぼす温度よりは低くする必要性がある。Ａ１変態点以上に加熱した場合、Ａ１変態点までの冷却の降温速度は問わない。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「二次保持温度」とも言う。
【００３０】
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鋼裏金付すべり軸受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％以上の冷間圧延及び軸受成形加工を施すことを特徴とするものである。
【００３１】
この請求項４に係る発明での材料の温度変化の例を図４に示した。
以下に、請求項３及び４における限定の意味について説明する。なお、請求項１及び２と共通の事項は省いた。
［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。
【００３２】
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。
【００３３】
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、過共析鋼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。
［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］
既に述べたが、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。
【００３４】
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。
【００３５】
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。
【００３６】
請求項３及び４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、歪時効硬化だけで硬化させる場合に比べて、より大きく硬化させることができ、鋼裏金付すべり軸受を強化できる。
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、または歪時効硬化と析出硬化との複合により、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、通常よく使用される炭素鋼を使用できるので、普通の炭素鋼を使用することで、コスト的にも有利であるし、リサイクルもし易くなる。
【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の一般的な製造方法を説明する。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】
上記のような一般的な製造法によって得た複層材料(鋼裏金層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、歪時効硬化及び析出硬化の双方を使用した複合硬化法によって鋼裏金を硬化し、表１及び表２に示す本発明の実施例品１〜２３を得た。
【００４０】
【表１】
2005233227.tif 000003
【００４１】
【表２】
2005233227.tif 000004
ここで、実施例品１〜１１は歪時効硬化法によるもので、表１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、加工処理欄に示す圧下率での圧延及び軸受成形加工を順に施した試料である。実施例品１２〜２３は複合硬化法によるもので、表２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、加工処理欄に示す圧下率での圧延及び軸受成形加工を順に施した試料である。なお、表１及び２の硬化処理欄の成形終了時間は、冷却を終了してから軸受成形加工を終了するまでの時間である。
【００４２】
一方、前述の一般的な製法により製造した複層材料を表３に示す硬化熱処理欄、加工処理欄に示す圧下率での圧延及び軸受成形加工を順に実施して比較例品１〜１２を得た。
【００４３】
【表３】
2005233227.tif 000005
なお、比較例品１は複層材料に硬化熱処理や冷間圧延を施すことなく軸受成形加工を施した試料、比較例品２は硬化熱処理を施すことなく圧下率２％の冷間圧延及び軸受成形加工を施した試料、比較例品３は冷間圧延を施さず硬化熱処理及び軸受成形加工を施した試料である。
【００４４】
そして、実施例品１〜２３、比較例品１〜１２についてビッカース硬さ試験を行い、その結果を表１〜表３に示した。
上記軸受成形加工は、図５に示すように、半円状の凹部１を有する下型２上と半円状の凸部３を有する上型４とで、上記複層材料の平板を半円状の半割軸受５としてプレス成形したり、或は図６に示すように、複層材料の平板をクランプ機構６により固定し、アーム７を旋回させることによって、複層材料の平板をアーム７に設けられたローラ８により丸棒状のマンドレル９に巻きつけるようにして半円状の半割軸受５にロール成形したりする加工を言う。
【００４５】
なお、表１及び表２には、実施例品及び比較例品について硬化の種類を記載した。
［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層のα相が過飽和にＮを固溶した状態で冷間圧延及び軸受成形加工を施すことにより、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時効硬化法により製造した実施例品１〜１１は、前記一般的な製法により製造した複層材料を軸受成形加工を施した比較例品１、及びこの複層材料に２％の圧下率で冷間圧延および軸受成形加工を施した比較例品２に比べ、鋼裏金層の硬さが硬いことが理解される。
【００４６】
実施例品１は本発明での歪時効硬化が最も少なくなる処理条件であるが、冷間圧延を同じ圧下率で実施した比較例品２よりもビッカース硬さで２５高くなっており、本発明製法の効果がわかる。硬化熱処理の最低加熱温度を５８０℃としたのは鋼α相のＮ固溶量が最大となる温度が５８０℃程度であり、その後の冷却が充分に速ければ、圧延を行なう室温にて容易に鋼α相のＮ過飽和状態が得られるからである。実施例品２のように５８０℃以上に加熱した場合でも、その後の冷却過程で必ずこの５８０℃を通過するため、実施例品１と同じく鋼裏金層のα相のＮ過飽和状態が得られる。このため、実施例品２も実施例品１と同様に鋼裏金層が硬化する。
【００４７】
降温速度のみを速くした実施例品３、４はさらに鋼裏金層を硬化させることができ、降温速度が速いほど硬化できる傾向にあることがわかる。これは、鋼裏金層のα相のＮ固溶量が多い温度域からの降温速度が速いほど室温域でのＮ過飽和固溶量が多くなることにより、その後の鋼硬化に効果的となるからである。比較例品６は本発明の範囲外の遅い降温速度であることにより、冷却過程にて鋼裏金層のα相がＮ過飽和状態を維持することが困難となり、冷却後の室温域でのＮ過飽和固溶量が減少したため、その後の鋼裏金の硬化が低い。
【００４８】
冷却後の軸受成形加工終了までの時間のみを短くした実施例品５、６も鋼裏金層を硬化することができ、冷却終了から軸受成形加工終了までが短時間であるほど硬化できる傾向にあることがわかる。これは、鋼裏金層のα相中のＮ原子の拡散速度が遅い１００℃〜室温域でも鋼裏金層のα相中のＮ過飽和固溶量の減少は完全には止められないため、時効硬化の核である鋼裏金層のα相への歪導入が短時間のうちに行われるほど鋼硬化に効果的で硬化量が多くなるからである。比較例品４は１００℃到達後の軸受成形加工終了までの時間が本発明の範囲外の長時間であり、鋼裏金層のα相のＮ過飽和固溶量が減少したため、その後の鋼裏金層の硬化量が減少した。
【００４９】
圧下率のみを高くした実施例品７もさらに鋼裏金層を硬化することができる。これは圧下率が高いほど鋼裏金層のα相に硬化の核となる結晶歪（原子空孔）が多く導入されるからである。全く冷間圧延を行わず、従って鋼裏金層のα相には、軸受成形加工による結晶歪しか導入しない比較例品３、圧下率が本発明の範囲外の低い圧下率である比較例品５は、鋼裏金層のα相への結晶歪導入量が少なく鋼硬化が不十分である。
【００５０】
一次保持温度での保持時間を設定した実施例品８、９も鋼裏金層を硬化することができ、保持時間が長いほど硬化できる傾向にあることがわかる。これは鋼裏金層の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固溶量をより高め、その後の冷却後のα相のＮ過飽和固溶量が高くなることによる。実施例品１０は５８０℃まで加熱した後、一次保持温度の下限である５３０℃に固定して保持時間の下限である２分間保持、実施例品１１は一次保持温度の上限である６３０℃に固定して保持時間の下限である２分間保持したものであるが、一次保持温度の下限及び上限でも最低限の効果があることがわかる。この保持温度の範囲外又は保持時間が短い場合には、加熱後冷却に移行せずに加熱温度に保持したり、冷却途中で温度保持期間を設けたりす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。
【００５１】
［実施例品１２〜２３(複合硬化)について］
本実施例では鋼裏金層をＡ１変態点以上の温度に加熱して冷却する。すると、鋼の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℃以上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。
【００５２】
実施例品１２は本発明での歪時効硬化量、析出硬化量が共に比較的少ない組み合わせであるが、本発明と同じ程度の冷間圧延を施こした比較例品２よりビッカース硬さで３５高く、また、歪時効硬化単独による場合より更に硬化しており複合硬化法の効果があることがわかる。また、実施例品１２に対し加熱温度が発明範囲外の低い温度とした比較例品８は硬化量がかなり減少する。これは、鋼のα相のＣ固溶量が少ない温度領域から冷却した場合には、Ｆｅ−Ｃ化合物析出のための保持時間を設けても、Ｃ過飽和固溶量が少なく析出硬化が起きにくく、更に歪時効硬化量も減少させることになるからである。
【００５３】
降温速度のみ速くした実施例品１３、１４はさらに鋼裏金層を硬化させることができ、降温速度が速いほど硬化する傾向にあることがわかる。これは鋼素地組織がα＋γで、Ｃ固溶量が多い領域である場合には、その後の冷却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化合物量が多く、硬化量がより多くなるためである。本発明の降温速度範囲外で降温速度が遅い比較例品９では硬化が不十分となる。これは、降温速度が遅いため、Ｆｅ−Ｃ化合物が析出し易い３００℃以上４００℃以下の温度範囲に到達する前に、α相のＣ固溶量が減少してしまい、Ｆｅ−Ｃ化合物の析出量が減少するからである。
【００５４】
加熱温度を高くした実施例品１５は更に鋼裏金層を硬化させることができる。これは鋼素地が７２３℃以上でα＋γの２相組織となり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。このため急速冷却後に析出硬化させ易いα相組織（Ｃを過飽和に固溶）が得られるためである。更に、二次保持温度である３５０℃での保持時間を長くした実施例品１６、１７ではより硬化する傾向にあることがわかる。これはＦｅ−Ｃ化合物の析出し易い温度で長く保持するため、Ｆｅ−Ｃ化合物析出量が増加し硬化量が多くなることによる。
【００５５】
７２３℃以上の加熱温度にて保持時間を設けた実施例品２０、２１もさらに鋼裏金層を硬化させることができ、その保持時間が長いほど硬化する傾向にあることがわかる。これも加熱温度を高める効果と同じく加熱時の鋼の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化合物析出のための二次保持温度をその下限及び上限に固定した実施例であり、加熱温度及び降温速度の組み合わせが本発明中で析出硬化の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、この温度範囲を二次保持温度範囲とした。本発明の二次保持温度の上限及び下限の範囲外となる比較例品１０、１１では鋼裏金層の硬化が不十分となっている。二次保持温度下限未満では、α相内でのＣの拡散速度が遅くなり過ぎ、二次保持温度上限を超えるとα相のＣ固溶限が高すぎて余剰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。二次保持時間が本発明の範囲外の短い保持時間である比較例品１２は析出量が不足し硬化量が不十分となっている。
【００５６】
実施例品２２は歪時効硬化量を増加させる加熱、冷却条件と析出硬化量を増加させる加熱、冷却条件を組み合わせたもので、一部、互いの効果を減少させる条件ではあるがさらに硬化量は増加しており、複合効果があることがわかる。
実施例品２３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。このように一次及び二次の保持温度を変化させても鋼裏金層の硬化量を低下させるようなことはない。
【００５７】
実施例品２３は従来の銅系軸受材料の製造方法での二次焼結工程とその後の冷却工程にて本発明の製造方法に必要な加熱、冷却を施した後、圧延し、従来軸受成形加工に用いているプレス機にて本発明の製造範囲に定めた軸受成形加工を行い、鋼裏金を硬化させたものである。従って、銅系軸受材料完成から冷間加工終了までの時間を制約する必要があるが、従来と同じく連帯焼結炉、圧延機、軸受成形プレス機を用いて、従来と同じく大量生産に好適で安価に、なじみ性及び異物埋収性に優れ、且つ鋼裏金が強化された高強度の軸受を製造できる。
【図面の簡単な説明】
【００５８】
【図１】本発明の一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】本発明の他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】本発明の一の複合硬化法による処理温度の変化の一例を示す図
【図４】本発明の他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】プレスによる軸受成形加工の一例を示す断面図
【図６】ロール成形法による軸受成形加工の一例を示す図
【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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