(57)【要約】【課題】  鋼裏金付すべり軸受において、軸受合金層の硬度を高めることなく、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１００℃以下に冷却した後、１時間以内に軸受成形加工を行うことによって鋼裏金を強化する（歪時効硬化と析出硬化）。【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複層材料から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前記複層材料を形成し、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時間以内に軸受成形加工を行う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複層材料から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前記複層材料を形成し、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時間以内に軸受成形加工を行う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複層材料から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前記複層材料を形成し、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℃以下に冷却した後、１時間以内に軸受成形加工を行う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複層材料から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前記複層材料を形成し、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時間以内に軸受成形加工を行う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、特に銅系軸受合金層を軟質にしたまま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。軸受の使用にて、内燃機関用コンロッド軸受や主軸受のように、軸受面に低融点金属オーバレイめっきを施してなじみ性を高めたり、強制的に軸受面へ潤滑油を供給して良好な潤滑環境で使用したりするなどの用途の場合には、銅系軸受合金層の硬さは比較的高くても軸受性能上は問題ないが、この場合には一般的に焼入れなどによる相手軸表面の硬化処理が必要となる。
【０００５】
しかし、軸受装置の種類としては、強制的に潤滑油を供給する装置を持たず、潤滑環境が劣る状態や、軸受にかかる負荷が静荷重で軸回転数が低いために、軸受内面で油膜形成されにくく、境界潤滑状態で使用されるものも多数ある。更に、これらに用いられる円筒形状の軸受では、軸受装置に圧入により組み込んだ後に切削加工により必要な軸受内径寸法に仕上げているものが大部分であるが、軸受装置に組み込んだまま軸受内面のみにオーバレイめっきを施すことが困難であるため、切削した銅系軸受合金層をそのまま軸受面として使用する軸受装置の方がはるかに多い。これらの軸受装置に用いられる銅系軸受合金層は、相手軸との機械的ななじみを早期に完了させることによって焼付きなどの不具合を発生させないようにするために、従来から軟質な銅系軸受合金層が用いられている。
【０００６】
軟質な軸受合金層が必要な軸受には、従来から銅系材料製造後に冷間圧延を行わず、または寸法調整のための僅かな冷間圧延を施しただけで、軸受成形加工を行っている。
一方、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。
（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。
【０００７】
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ため、軟質な軸受合金層を有するすべり軸受は得られない。
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。
【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、しかも、加熱部雰囲気を汚染するなどにより適用困難であり、また、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、銅系軸受合金層を軟質にしながらも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、銅系軸受合金層の硬度を高めることなく、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。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。
【００１４】
（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。
【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、平衡状態図での降温速度よりも、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。
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。
【００１６】
（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複層材料から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前記複層材料を形成し、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時間以内に軸受成形加工を行うことを特徴とする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℃以下までの急冷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。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。
【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複層材料から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前記複層材料を形成し、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時間以内に軸受成形加工を行う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１，２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相が一層増加し強化に効果的である低炭素鋼（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、本発明の亜共析鋼は、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、マルテンサイトは生じさせない。
【００２６】
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】
［軸受成形加工］
本発明でいう軸受成形加工は、プレス成形やロール成形によって半円筒状或は円筒状に成形する加工などをさす。この軸受成形加工によって鋼裏金のα相に結晶歪を起こすことができる。
【００２８】
（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複層材料から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前記複層材料を形成し、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℃以下間で冷却した後、１時間以内に軸受成形加工を行うことを特徴とするものである。
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。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「二次保持温度」とも言う。
【００２９】
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複層材料から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前記複層材料を形成し、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時間以内に軸受成形加工を行う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。
【００３０】
以下に、請求項３、４における限定の意味について説明する。なお、請求項１，２との共通事項については省いた。
［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。
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相とセメンタイト相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。
【００３１】
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。
［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。
【００３２】
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。
【００３３】
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℃以上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。
【００３４】
請求項３，４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、歪時効硬化だけを単独で用いた場合に比べて、一層鋼裏金を硬化させることができ、銅系軸受材料を強化できる。
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。
【００３５】
次に、本発明の製造方法にて銅系軸受合金層が軟質となる理由を説明する。
本発明の軸受製造方法にて銅系軸受材料は必ず５８０℃以上に加熱する。銅系軸受合金層は、５８０℃以上の加熱にて再結晶現象により、それ以前の履歴で加えられた冷間加工硬化は完全に消失し、組成そのものが有する最も軟質な状態となる。その後に従来軸受製造方法と同じ軸受成形加工や、軸受成形前に銅系軸受材料の寸法精度を高める必要がある場合にはスキンパスを行うなどの軸受製造に伴う銅系軸受合金層の加工硬化が必要最低限起きるが、冷間加工前の硬さが最も低い、変形が容易な状態からの冷間加工であるため、硬化量は少なく、軟質な銅系軸受合金層を得ることができる。
【発明の効果】
【００３６】
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、複層材料の強化を目的とする圧延は用いず、軸受成形加工後の鋼の歪時効硬化、またはそれと共に銅系軸受合金層の硬さに影響しない鋼の析出硬化により強化するため、軟質でなじみ性、異物埋収性に優れた銅系軸受合金層を有し、且つ高い強度を有するすべり軸受を製造することができる。
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用いることにより、コスト的にも有利で、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】
【００３７】
次に本発明の実施例を説明する。
まず、すべり軸受の素材となる複層材料（鋼裏金付銅系軸受材料）を製造するための、従来から採用されている一般的な製造方法（以下、従来方法と称する。）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。
【００３８】
この従来製法により製造した複層材料に、表１および表２に示す硬化熱処置を行った後、表１および表２に示す加工処理欄の成形加工終了時間内にプレスにて打ち抜いて幅２５ｍｍ、長さ８０ｍｍの平板を形成し、この平板に、プレスにより半円筒状に成形する軸受成形加工を行って本発明の実施例品１〜２３を得た。ここで、実施例品１〜１１は歪時効硬化法、実施例品１２〜２３は複合硬化法によるものである。実施例品９は５８０℃まで加熱した後、５３０℃に冷却して同温度で２分間保持したものである。
【００３９】
【表１】
2005233226.tif 000003
【００４０】
【表２】
2005233226.tif 000004
一方、前述の従来製法により製造した複層材料に、表３に示す硬化熱処理、加熱処理欄に示す圧下率での圧延を行った後、プレスにて打ち抜いて幅２５ｍｍ、長さ８０ｍｍの平板を形成し、この平板に軸受成形加工を施して比較例品１〜１１を得た。
【００４１】
【表３】
2005233226.tif 000005
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。
【００４２】
なお、表１〜３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。また、表１及び表２の圧下率の欄に数値が記載してあるものについては、軸受成形加工前に複層材料の寸法精度を高めるための圧延（スキンパス）を行ったもので、数値はその際の圧下率を示したものである。なお、圧下率とは、複合材料の圧延前の厚さから圧延後の厚さを差し引いた値を、圧延前の厚さで除した百分率である。
【００４３】
以上の実施例品１〜２３、比較例品１〜１１について、鋼裏金層及び銅系軸受合金層のビッカース硬さ試験を行い、その結果を表１〜３に示した。
まず、本発明の実施例の歪時効硬化により鋼裏金層を硬化した実施例品１〜１１、歪時効硬化と析出硬化との両方を利用した複合法により鋼裏金層を硬化した実施例品１２〜２３は、比較例品１〜１１と比較し鋼裏金層の硬さは高く、銅系軸受合金層の硬さは鋼裏金層の硬化処理を実行しない比較例品と同等であり、従来軸受以上に鋼裏金強度が高く、且つ従来軸受に対し同程度に軟質な銅系軸受合金層を有する軸受となっていることがわかる。
【００４４】
［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を固溶した状態で軸受成形を施すことにより、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、硬化処理を行っていない比較例品１と比較して、鋼裏金層の硬さがビッカース硬さ（Ｈｖ）で３０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】
本発明製造方法による軸受が軟質な銅系軸受合金層となるのは、冷間加工、軸受成形加工が複合材料の寸法精度を高める必要がある場合のスキンパス加工だけであるから、加工硬化がほとんどないことによる。実施例品１１及び比較例品２は複合材料に圧下率１％のスキンパス加工を施し軸受製造したものであるが、銅系軸受合金層の硬さは実施例品１１、比較例品２共に、他のスキンパス加工を施さない試料（比較例品３〜６以外の試料）に比べて、加工硬化による若干の硬さの上昇はあるものの、なお軟質な状態にある。
【００４６】
比較例品２の鋼裏金層はスキンパス加工、軸受成形加工による加工硬化のみで低硬度であるが、実施例品１１は歪時効硬化を起こさせているため鋼裏金層は高硬度となっている。
また、比較例品３は、高圧下率の冷間圧延を施しているため、加工硬化により鋼裏金層の硬さが上昇しているが、同時に銅系軸受合金層の硬さの上昇も必ず起きるため、本発明が意図する高強度な鋼裏金層と軟質な銅系軸受合金層を有するすべり軸受を製造できない。
【００４７】
実施例品１は本発明の硬化熱処理の条件のうち、最も効果の少ない条件であるが、硬化熱処理を施さない比較例品１よりビッカース硬さで３０高くなっており、歪時効硬化の効果が十分に得られている。加熱温度を５８０℃以上としたのは鋼裏金層の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軸受成形を行なう室温にて容易に鋼裏金層の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、この際に鋼裏金層のα相のＮ過飽和状態が得られ、実施例品１と同様に鋼裏金層が硬化する。
【００４８】
降温速度のみを速くした実施例品３、４は更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５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たためその後の硬化が減少した。
【００４９】
冷却後の軸受成形までの時間のみを短くした実施例品５、６も鋼裏金層を一層硬化することができ、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軸受成形加工によるα相への歪導入が短時間であるほど鋼硬化に効果的で硬化量が多くなる。比較例品４は１００℃到達後の成形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硬化が減少した。
【００５０】
一次保持温度（加熱温度）で保持する時間をもった実施例品７、８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固溶量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９は一次保持温度の下限である５３０℃（５８０℃まで加熱後、５３０℃まで冷却しこの温度を一次保持温度とした。）、実施例品１０は保持温度が上限である６３０℃で、共に保持時間が下限として設けた２分間であるが、それでも最低限の効果があることがわかる。この保持温度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］
実施例品１２〜２３について説明する。  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℃状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】
本発明での製造範囲はこの析出硬化と前記歪時効硬化との複合により鋼裏金硬化にとって効果的な製造条件としたものである。降温速度を設ける温度域を１００℃以下としたが、これは、従来製法でも銅系合金が酸化の影響を受けにくい１００℃以下まで冷却する必要があったことと、１００℃以下ではα相内でのＣの拡散速度が遅く、析出硬化の減少はほとんど起こらないからである。
【００５３】
実施例品１２の硬化熱処理条件は、析出硬化が比較的に少ない条件となっているが、冷間圧延を施さない比較例品１より鋼裏金層の硬度がビッカース硬さで３０以上高くなっており、効果があることがわかる。
実施例品１２に対し、７２３℃以上の加熱のみを設けていない比較例品７では硬化現象がみられないことから、７２３℃以上の加熱と３００℃以上４００℃以下での保持の両方を同時に設けることにより硬化が促進されることがわかる。
【００５４】
降温速度を速くした実施例品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、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を固溶させることができ、このためα相内に析出するＦｅ−Ｃ化合物析出量が多くなり、より硬くなるためである。本発明の降温速度範囲外で降温速度が遅い比較例品８では硬化が不十分となる。これは、本発明に対し降温速度が遅いため３００℃以上４００℃以内のＦｅ−Ｃ化合物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化合物析出量が減少し、硬化量が充分でなくなるからである。
【００５５】
加熱温度を高くした実施例品１５はさらに鋼を硬化させることができる。これは鋼が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Ｃを過飽和に固溶したα相組織が得られるからである。さらに３５０℃での保持時間を長くした実施例品１６、１７では、より硬化する傾向にあることがわかる。これは析出しやす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。
【００５６】
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、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保持温度を下限及び上限とした実施例で、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すぎ、その保持温度上限を超えると、α相内での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。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１１は析出量が不足し硬化量が不十分となる。
【００５７】
実施例品２２は歪時効硬化を増加させる加熱、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、更に硬化量は増加しており複合の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。
【００５８】
この実施例品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時にて本発明の製造方法に必要な加熱、冷却を施した後、従来軸受成形加工に用いているプレス機にて発明の製造範囲に定めた軸受成形加工を行ない、鋼裏金層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、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た高強度な軸受を製造できる。
【図面の簡単な説明】
【００５９】
【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】軸受成形加工の一例を示す断面図
【図６】軸受成形加工の他の例を示す断面図
【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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【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】００４５
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００４５】
本発明製造方法による軸受が軟質な銅系軸受合金層となるのは、冷間加工が軸受成形加工と複合材料の寸法精度を高める必要がある場合のスキンパス加工だけであるから、加工硬化がほとんどないことによる。実施例品１１及び比較例品２は複合材料に圧下率１％のスキンパス加工を施し軸受製造したものであるが、銅系軸受合金層の硬さは実施例品１１、比較例品２共に、他のスキンパス加工を施さない試料（比較例品３〜６以外の試料）に比べて、加工硬化による若干の硬さの上昇はあるものの、なお軟質な状態にある。