(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Sn; 1 〜15重量％、 Si:1〜 8重量％、 Cr:0.05〜 0.3重量％、  Zr:0.05〜 0.3重量％を含有し、残部 Al 及び不可避的不純物からなり、圧延後に300 〜400℃の低温焼鈍と400〜 480℃の高温焼鈍、但し低温焼鈍と高温焼鈍の温度差 10℃以上を行って焼鈍調質状態とし、Al-Cr金属間化合物が主としてアルミニウムの結晶粒界に析出し、Al-Zr金属間化合物が主としてアルミニウム結晶粒内の亜粒界に析出しており、高面圧下で耐疲労性が優れていることを特徴とするすべり軸受用アルミニウム合金。
【請求項２】
低温焼鈍後の後に高温焼鈍を行う請求項１記載のすべり軸受用アルミニウム合金。
【請求項３】
Cu及び Mgの少なくとも１種を３重量％以下さらに含有することを特徴とする請求項１又は２記載のすべり軸受用アルミニウム合金。
【請求項４】
Pb 及びBiの少なくとも１種を９重量％以下さらに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項記載のすべり軸受用アルミニウム合金。
【請求項５】
請求項１から４までの何れか１項記載のすべり軸受用アルミニウム合金を軸受形状に成形してなるライニングと、このライニングに被着されたMoS2と樹脂のコーティングと、を含んでなるすべり軸受。
【請求項６】
前記すべり軸受用アルミニウム合金のSn含有量が8重量％以下である請求項５記載のすべり軸受。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、すべり軸受用アルミニウム合金に関するものであり、さらに詳しく述べるならば、高面圧下での耐疲労性を著しく高めたすべり軸受用アルミニウム合金、ならびにすべり軸受に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
アルミニウム合金と銅合金はすべり軸受用合金の二大材料である。
アルミニウム合金の代表的添加成分は潤滑性を付与するＳｎなど，耐摩耗性を付与するＳｉなど，なじみ性を付与するＰｂなどである。このような組成のアルミニウム合金を改良するための種々の提案がなされているが、本出願人の提案であって実機に使用されているものとしては、ドイツ特許DE 32 49 133C2号で提案されたものがある。このすべり軸受用アルミニウム合金は、Ｓｉ，Ｆｅなどの硬質成分を平均粒径が５〜７μｍの粗大粒子として析出させた組織を特徴としている。この粗大硬質粒子は相手軸の球状黒鉛鋳鉄を削り、軸面をなじみ面とすることにより軸受性能を向上したものである。
同様の本出願人の提案として米国特許第４１５３７５６号のものがある。この特許で提案されたＡｌ−Ｓｎ系すべり軸受は微量のＣｒを添加することによりＳｎ粒子の粗大化を阻止し、耐疲労性を高めたものである。
【０００３】
Ｓｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｍｇなどの元素をある程度添加したアルミニウム合金は析出硬化型合金となり、その熱処理としては、一般的には、溶体化処理後に室温時効（Ｔ4 ）もしくは１５０℃程度での人工時効（Ｔ6 ）を行う方法が行われている。
【０００４】
近年の自動車用内燃機関は従来にもまして高負荷となっており、例えば２０００ｃｃの排気量で２５０馬力の出力も珍しくなくなっている。このために、従来のすべり軸受用アルミニウム合金は疲労によりトラブルを招くおそれが抱かれている。さらに、潤滑油の温度が１７０〜１８０℃程度の高温でかつ４０ＭＰａ以上の高面圧ですべり軸受が作動されるので、すべり軸受用アルミニウム合金はこのような使用条件では疲労が加速されることになる。このような疲労は、破壊学の面からは滑り軸受表面に微細亀裂が発生する；かなり広い面が削り取られるように剥離するなどの現象となり；材料学の面からは、１７０〜１８０℃ではアルミニウム合金が過時効状態となり強度の低下が起こり、またＡｌ結晶が粗大化するなどの現象となる。この結果軸受が焼付を起こす。
【０００５】
上記したＣｒ添加Ａｌ−Ｓｎ軸受が高面圧下で疲労により焼付いた場合、その金属組織を観察すると、Ｓｎ相の粗大化はかなり阻止されているが、過時効現象、Ａｌ結晶粒界の破断，Ａｌ結晶粒の粗大化や結晶粒内の破断が起こっていることが観察された。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
したがって、本発明は、高負荷の内燃機関に使用しても疲労を起こし難い耐疲労性が優れたアルミニウム軸受合金及びすべり軸受を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明に係るすべり軸受用アルミニウム合は、  Sn; 1 〜15重量％、 Si:1〜 8重量％、 Cr:0.05〜 0.3重量％、  Zr:0.05〜 0.3重量％を含有し、残部 Al 及び不可避的不純物からなり、圧延後に300 〜400℃の低温焼鈍と400〜 480℃の高温焼鈍、但し低温焼鈍と高温焼鈍の温度差 10℃以上を行って焼鈍調質状態とし、Al-Cr金属間化合物が主としてアルミニウムの結晶粒界に析出し、Al-Zr金属間化合物が主としてアルミニウム結晶粒内の亜粒界に析出しており、高面圧下で耐疲労性が優れていることを特徴とするものである。また、本発明に係るすべり上記したすべり軸受用アルミニウム合金を軸受形状に成形してなるライニングと、このライニングに被着されたMoS2と樹脂のコーティングと、を含んでなることを特徴とするものである。以下、本発明のすべり軸受合金の組成を先ず説明する。
【０００８】
【作用】
Ｓｎは潤滑性を付与する成分であり、１重量％（以下百分率は特に断らない限り重量％を意味するものとする）未満であると、軸受使用初期の凝着摩耗が多くなり、一方１５％を超えると合金の強度が低下することによるアブレーシブな摩耗が多くなる。またＳｎ量が１〜１５％の範囲内に入らないと所期の耐疲労性向上を図ることはできない。好ましいＳｎ含有量は２〜１０％であり、より好ましいＳｎ含有量は２〜６％である。
【０００９】
Ｓｉは共晶Ｓｉとして析出して耐摩耗性を向上する成分である。Ｓｉが１％未満であると耐摩耗性が不足し、一方８％を超えると加工性が低下する。
【００１０】
ＣｒはＡｌ−Ｃｒ金属間化合物として析出して耐疲労性を高める。このような効果を実現するためにはＣｒは０．０５％以上が必要であり、一方０．３％を超えると、合金が硬くなりすぎて加工性が低下し、又粗大折出物が発生する。好ましいＣｒ量は０．０５〜０．２５％であり、より好ましいＣｒ量は０．１〜０．２％である。
【００１１】
ＺｒはＣｒと同様に圧延と焼鈍によりＡｌ−Ｚｒ金属間化合物として析出してピンニング効果によりもたらす。この効果を実現するためにはＺｒは０．０５％以上が必要であり、一方０．３％を超えると合金が硬くなりすぎて加工性が低下し、又粗大折出物が発生する。好ましいＺｒ量は０．０５〜０．２％であり、より好ましいＺｒ量は０．１〜０．２％である。
【００１２】
また、本発明においてはアルミニウムの強化元素であるＣｕ及びＭｇの少なくとも１種を３％以下添加することができる。同様に、軟質成分でありなじみ性を付与するＰｂ及びＢｉの少なくとも１種を９％以下さらに添加することができる。
【００１３】
続いて、組織の面から見た本発明のアルミニウム合金を説明する。
通常の鋳造法によると、アルミニウム合金に添加されたＣｒは、圧延と焼鈍を経るとＡｌ7 ＣｒなどのＡｌ−Ｃｒ金属間化合物として析出する。すなわち、圧延による加工硬化を取り除く軟化焼鈍においてＡｌ−Ｃｒ金属間化合物がＡｌマトリックスから転位の近傍に析出する。その後の再圧延では、この金属間化合物は転位をピンニングし、一方Ａｌ結晶はさらに変形され圧延方向に伸びる。さらに最終の軟化焼鈍をで行うと、この温度で形成される再結晶粒の粒界に金属間化合物のほとんどが存在している。このように結晶粒の粒界の析出したＡｌ−Ｃｒ金属間化合物は結晶粒をピンニングし結晶粒の粗大化による疲労破壊を防止する。
Ｚｒ−Ａｌ金属間化合物は析出する場所がＡｌ結晶粒界ではなくＡｌ結晶粒内の亜粒界であることと、析出温度が高いことに特長がある。すなわち、亜粒界にＡｌ3 Ｚｒなどの金属間化合物が析出して、亜粒界をピンニングすることにより疲労を阻止する。この作用がないと耐疲労性が劣化するのは、すべり軸受の使用中に亜粒界で境界を接する亜結晶粒間で剪断歪みが発生することに起因する新たな結晶粒が疲労の起点となるなどの理由が考えられる。
なお、結晶粒界はアルミニウム合金で通常行われる光学顕微鏡による観察で検出でき、一方亜粒界は透過電子顕微鏡による観察で検出できる。
【００１４】
続いて、調質状態から見た本発明のすべり軸受用アルミニウム合金を説明する。
本発明と同一組成のアルミニウム合金のＴ4 もしくはＴ6 調質状態の引張り強さは約３００ＭＰａであるが、本発明のアルミニウム合金の強度は、この半分以下になっている。このような強度特性に相当する調質状態は、加工歪みが除去されさらに過時効域に突入した状態である。この状態を本発明では焼鈍調質と称する。具体的には圧延後に３００〜４００℃、好ましくは３２０〜３８０℃の低温焼鈍と４００〜４８０℃、好ましくは４２０〜４８０℃の高温焼鈍（但し、低温と高温焼鈍の温度差１０℃以上）を行った状態である。この低温焼鈍はＡｌ−Ｃｒ金属間化合物を析出させ、一方高温焼鈍はＡｌ−Ｚｒ金属間化合物を析出させる。この条件から逸脱すると、Ａｌ−Ｃｒ金属間化合物は高温焼鈍では粗大化し、また一部は固溶し、一方Ａｌ−Ｚｒ金属間化合物は低温焼鈍では析出が少ない。このために、高温と低温の別々の焼鈍を行う必要がある。また、上述の理由から低温焼鈍を先に行い、高温焼鈍を後に行うことが好ましい。この順序を逆にしても、高温焼鈍で一部固溶したＡｌ−Ｃｒ金属間化合物が析出するが、析出量は少なくなる。低温焼鈍は３０分〜５時間の範囲内で、高温焼鈍は３０分〜５時間の範囲内で行うことが好ましい。
【００１５】
ところで、圧延加工後焼鈍されたアルミニウム合金は再結晶組織となっており、内燃機関に使用されるアルミニウム合金はこの組織状態である。軸受の使用温度である１７０〜１８０℃程度の温度で高負荷が加えられたアルミニウム合金は、さらに再結晶することはないが、荷重により移動する転位が疲労のきっかけを作り出し、また荷重による結晶粒界や亜結晶粒界のずれが疲労のきっかけを作り出す。本発明が特徴とする焼鈍は１７０〜１８０℃より遥かに高温で行われるから、析出するＡｌ−Ｃｒ及びＡｌ−Ｚｒ金属間化合物は軸受の使用温度で安定であり、上記の転位及び結晶粒界をピンニングすることにより疲労の進展を抑えることができる。このような理由により、合金自体が著しく軟化するために強度の面では不利であるが、Ａｌ−Ｃｒ金属間化合物とＡｌ−Ｚｒ金属間化合物の析出形態を制御する焼鈍調質状態が高面圧下での耐疲労性の面では重要になる。
【００１６】
続いて、本発明に係るすべり軸受用アルミニウム合金の製造方法を説明する。所定の組成をもつ合金のインゴットを鋳造もしくは連続鋳造により製造した後、圧延と本発明の特長とする焼鈍を少なくとも１回行う加工工程によりライニングの厚さとする。熱処理としては上記加工工程の中で低温焼鈍によりＡｌ−Ｃｒ金属間化合物を析出する熱処理を行い、その後圧延を介してまたは介さずに高温焼鈍によりＡｌ−Ｚｒ金属間化合物を析出させる熱処理を行う。
上記以外の熱処理、加工などは任意に追加して行うことができる。例えば、Ｍｇ2 Ｓｉ，Ａｌ−Ｃｕなどの金属間化合物は焼鈍温度では固溶するために、これらの析出強化を利用する場合には、上記熱処理の後に通常のＴ6 処理に相当する時効を行うか、あるいは室温時効を行うことができる。この場合でもＡｌ−Ｃｒ，Ａｌ−Ｚｒ金属間化合物の析出場所は上記したところと変わらない。
またＣｒ，Ｚｒ，Ｍｇ，Ｃｕなどを固溶させるための熱処理として溶体化処理を行うことができる。加工歪みを除去するための目的で低温焼鈍を行うこともできる。
【００１７】
上記した本発明に係るすべり軸受用アルミニウム合金は、通常の構造のすべり軸受として使用することができる。この中には、アルミニウム軸受合金（いわゆるライニング）を鋼板などの裏金に圧着したバイメタル軸受や裏金に接着しないソリッド軸受が含まれる。さらに、裏金とライニングの間に、強化層としての純アルミニウム、Ａｌ−Ｃｕ、ＭｇもしくはＭｎ系アルミニウム合金などの中間層を介在させた３層構造の軸受構造も可能である。
相手軸と接触するアルミニウム合金は、その表面に固体潤滑剤であるＭｏＳ2 と樹脂のコーティングを好ましくは２〜１０μｍに被着することにより、ＭｏＳ2 の働きによって軸受使用初期の焼付を防止することができる。樹脂としてはポリイミド、ポリアミドイミド樹脂などを好ましく使用することができる。また、コーティング中のＭｏＳ2 の量は６０〜９０％であることが好ましい。
上記のコーティングがある程度摩滅するとアルミニウム合金が軸と接触する状態となって、軸受合金本来の性能によって焼付、摩耗などが防止される。したがって、Ｓｎのもつ機能はある程度ＭｏＳ2 により代替されているので、アルミニウム合金中のＳｎ量は１〜８％であることが好ましい。
ＭｏＳ2 と組合わせてあるいはＭｏＳ2 とは別にグラファイトなどの固体潤滑剤を使用することができる。
以下、実施例により本発明を説明する。
【００１８】
【実施例】
実施例１
表１に示す組成の合金を連続鋳造により板厚が１５ｍｍの連続鋳造板とした。その後以下の順序で加工と熱処理を行った。
本発明処理条件
（ａ）圧延（常温，板厚＝６ｍｍ）
（ｂ）軟化焼鈍（３５０℃）
（ｃ）圧延（常温℃，板厚＝１ｍｍ）
（ｃ）軟化焼鈍（温度は表１に示すとおり）
比較例処理条件
（ａ）圧延（常温℃，板厚＝６ｍｍ）
（ｂ）軟化焼鈍（３５０℃）
（ｃ）圧延（常温℃，板厚＝１ｍｍ）
（ｃ）軟化焼鈍（３５０℃）
【００１９】
0003868630.tif 000002
【００２０】
上記処理を施したアルミニウム合金を室温及び１７５℃で引張り試験を行った。
【００２１】
【表２】
0003868630.tif 000003
【００２２】
比較例３及び５はＺｒ無添加の組成を低温時効したのでＡｌ7 ＣｒはＡｌ結晶粒の亜粒界に析出したが、Ａｌ−Ｚｒ金属間化合物は析出していない合金である。このため引張り強さは低い。比較例４、６はＺｒとＣｒの添加した合金であるので、比較例３、５よりも特性が優れているが、低温時効のみを行っているので、引張り強さが低い。
【００２３】
本発明処理Ｎｏ．１のＴＥＭによる組織の内（亜）粒界、Ａｌ7 Ｃｒ及びＡｌ3 Ｚｒに着目したスケッチ図である。図示したように、Ａｌ7 Ｃｒ及びＡｌ3 ＺｒはＡｌ結晶のそれぞれ結晶粒界と亜粒界に析出している。
【００２４】
実施例２
表３に組成を示す本発明の合金につき実施例と同様に加工及び熱処理を施した。この圧延の途中でアルミニウム合金を裏金（厚さ１．２ｍｍのＳＰＣＣ鋼板に圧着した。
【００２５】
【表３】
0003868630.tif 000004
【００２６】
表４に組成を示す合金につき前掲ドイツ特許の実施例（公報第１１頁、第２表）と同様に加工及び熱処理を施して、比較例の供試材とし、実施例１と同様に裏金鋼板に圧着した。
【００２７】
【表４】
0003868630.tif 000005
【００３０】
これらのバイメタル材料を用いて、軸受に加工し下記条件で疲労試験を行った。
疲労試験条件
（イ）試験機：回転荷重試験機
（ロ）回転数：８０００ｒｐｍ
（ハ）試験温度（軸受背面温度）：１６０〜１８３℃
（ニ）面圧：２９ＭＰａ
（ホ）相手材：Ｓ５５Ｃ  高周波焼入れ
（ヘ）潤滑油：５ｗ−３０ＳＨ
試験の結果をＮｏ．７とＮｏ．１２については図２に、Ｎｏ．８とＮｏ１２については図３に示す。これらの図より本発明の供試材は軸受背面で約１５℃、繰り返し数で約５０倍従来の供試材よりも耐疲労性が優れていることが分かる。
上記以外の供試材についても同様の傾向が得られた。
【００３１】
実施例３
実施例２における本発明処理条件及び比較例処理条件のうち一部につき、実施例２の疲労試験条件を一部修正した下記条件で試験を行った。
疲労試験条件
（イ）試験機：往復動荷重試験機
（ロ）回転数：２０００〜３０００ｒｐｍ
（ハ）試験温度（軸受背面温度）：１６０℃
（ニ）面圧：６０強ＭＰａ〜９０強ＭＰａ
（ホ）相手材：Ｓ５５Ｃ  高周波焼入れ
（ヘ）潤滑油：ＣＤ１０ｗ−３０
試験の結果を図４に示す。なお図４より本発明の供試材（◆）は、繰り返し数で約５０倍、面圧で３０ＭＰａ弱従来の供試材よりも耐疲労性が優れていることが分かる。
【００３２】
実施例４
実施例３の本発明の処理条件と同じ供試材につきアルミニウム合金の表面を粒面化した。粒面化の方法、りん酸化合物もしくはクロム酸化合物添加酸液での酸洗、あるいは機械的方法（ショットブラスト）であった。次にＭｏＳ2 粒子（平均粒径０．５μｍ）７０重量％及びポリアミドイミド樹脂３０重量％からなる混合物を塗布し、その後２２０℃で焼成して厚さが５μｍのコーティングを形成した。その後実施例３の試験条件で試験を行ったところ、本発明供試材の疲労特性は●で示すとおりとなり、コーティングの効果が認められた。
【００３３】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明は、組織制御あるいは調質状態の設定により、後面圧下でのＡｌ−Ｓｎ−Ｓｉ系すべり軸受合金の耐疲労性を著しく高めることができる。また、これにＭｏＳ2 系皮膜を施すとさらに良好な性能が得られ、またＳｎ量を少なくすることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  本発明に係るすべり軸受用アルミニウム合金の顕微鏡組織のスケッチである。
【図２】  実施例２のＮｏ．７（本発明）とＮｏ．１２（比較例）について疲労特性を示すグラフである。なおドットで示す幅は９５％の信頼性を示す。
【図３】  実施例２のＮｏ．８（本発明）とＮｏ．１２（比較例）について図２と同様である。
【図４】  実施例３及び４において得られた疲労試験の結果を示すグラフである。
【図１】
0003868630.tif 000006
【図２】
0003868630.tif 000007
【図３】
0003868630.tif 000008
【図４】
0003868630.tif 000009