(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Sn: 2〜 20重量％、Cu :3重量％以下、平均粒径5μm以下のTiC： 0.3〜 5容量％を含有し、残部 Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金を裏金に圧着したバイメタル形式もしくは裏金に圧着しないソリッド形式のすべり軸受。
【請求項２】
前記アルミニウム合金が、Mg,Cr,Zn,Mn,V,Ni及びFeからなる群の１種又は２種以上を合計で2重量％以下さらに含有することを特徴とする請求項１記載のすべり軸受。
【請求項３】
前記アルミニウム合金が、Pb、 Bi及び Inからなる群の１種又は２種以上を合計で８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。
【請求項４】
前記アルミニウム合金の表面に、MoS2と樹脂のコーティングを被着した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。
【請求項５】
前記アルミニウム合金が、圧延材であることを特徴とする請求項１から４までの何れか１項記載のすべり軸受。
【請求項６】
アルミニウム合金を裏金に圧着してバイメタル形式、もしくは裏金に圧着しないでソリッド形式とするすべり軸受合金の製造方法において、Al母合金もしくは金属原料と、TiCを分散させた圧粉成形体とを、全体の組成が請求項１から３までの何れか１項記載のアルミニウム合金の組成になるように用意し、前記Al母合金もしくは金属原料を溶解して得た溶湯と、前記TiCを分散させた圧粉成形体と接触させて溶製したTiC分散アルミニウム合金鋳塊を圧延することにより、前記アルミニウム合金を製造することを特徴とするすべり軸受合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明はAl-Sn系すべり軸受に関するものであり、さらに詳しく述べるならば、微粒子分散により室温域でのなじみ性を確保しつつ高温域の使用でも耐疲労性を向上させたAl-Sn系すべり軸受及びその製造方法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、なじみ性を付与するＳｎ，Ｐｂなど，耐摩耗性を付与するＳｉなどである。
アルミニウム合金の耐疲労性を高める一つの方法としては、Ｓｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｍｇなどの元素をある程度添加して析出硬化を利用する手段がある。その熱処理としては、一般には、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。
同じく、耐疲労性を高める他の方法としては、Ｃｕ，Ｍｇなどの元素を固溶限以下添加して固溶体強化を利用する手段がある。その熱処理としては、一般的には溶体化処理後室温時効（Ｔ4 ）をする方法が行われている。
【０００３】
上述の固溶体強化法は温度が高くなるとその効果がなくなる。また固溶体強化及び析出強化の何れも室温からある程度の高温までは温度の上昇とともに強度及び硬度が増加するが、これに伴って軸受にとっては重要ななじみ性が劣化する。なじみ性不足と関連して焼付や疲労が発生する危険が高くなる。
【０００４】
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４〜５μｍ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。
【０００５】
一方、セラミック微粒子による分散強化をアルミニウム合金に適用することも公知である。この方法としては一般に粉末冶金法が採用されている（例えば特許第２７０９０９７号公報参照）。粉末冶金法により製造されたセラミック微粒子分散強化アルミニウム合金は耐摩耗部品には適しているが、厳しいなじみ性が要求されるすべり軸受用として提供されたものではない。
ところで、セラミック粒子を溶製アルミニウム合金に添加することも公知であり、例えばダイカスト中に添加する方法（特許第２７３９５８０号公報）がある。また、セラミックス粒子を溶湯に供給する母合金に関しては、特開平６−１７１６５号公報では、Ｔｉ粉末、黒鉛粉末及びＡｌ（合金）粉末からなる圧粉成形体を作成し、Ａｌ（合金）溶湯を圧粉成形体に含浸させた後に、加熱してＴｉＣ粒子を生成させ、続いて上記の処理をした圧粉成形体をＴｉＣの母合金としている。
【０００６】
通常のアルミニウム合金とセラミックスを複合したアルミニウム合金を比較すると、前者は室温での硬度が低くなじみ性にすぐれているが高温で急激に硬度が低下するために耐疲労性が十分ではなく、一方後者は高温での硬度が高いために耐疲労性が良好であるが室温硬度が高いためになじみ性が不良であるという一長一短があった。したがって、本発明は上述の技術の現状に鑑み、低温でのなじみ性を確保しつつ高温域での耐疲労性が優れたすべり軸受及びその製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
本発明は、  Sn: 2〜 20重量％、Cu :3重量％以下、平均粒径5μm以下のTiC： 0.3〜 5容量％を含有し、残部 Al及び不可避的不純物からなる粒子分散Al-Sn系アルミニウム合金を裏金に圧着したバイメタル形式もしくは裏金に圧着しないソリッド形式のすべり軸受を提供する。
【０００８】
以下、主として粒子分散Al-Sn系アルミニウム合金に関連する本発明の特徴を説明する。先ず上記組成において、Sn は軟質の二次相として分散してなじみ性を発揮する元素である。Sn量は２重量％未満ではなじみ性が不足し、一方20重量％を超えるとAl合金の強度が低下するので Sn含有量は2〜20重量％とする必要がある。好ましいSn量は2 〜12重量％であり、さらに好ましい Sn量は2 〜 8重量％である。
【０００９】
ＣｕはＡｌの固溶体強化によりＡｌマトリックスを強化して疲労を起こり難くする。Ｃｕ量が３重量％を超えると、室温から軸受使用温度までの硬度が高くなりすぎるためになじみ性が低下する。好ましいＣｕ量の下限は０．１重量％であり、好ましいＣｕ量範囲は０．１〜２重量％である。
【００１０】
ＴｉＣ粒子は分散強化により高温強度と耐疲労性を向上する。なじみ性の観点からのＴｉＣの特質は、硬質粒子であるためにそれ自身がなじむ作用はない；Ａｌマトリックスから析出することによる硬化を起こさないのでそれよるなじみ性低下の弊害もない；他の硬質粒子よりは硬度が低いのでなじみ性は比較的良好であるなどである。
ＴｉＣ粒子は平均粒径が小さい方が耐疲労性及びなじみ性の観点から好ましく、５μｍを超えると弊害が目立つようになる。ＴｉＣ粒子は０．３容量％未満でも高温強度向上の効果が少なくなり、５容量％を超えるとなじみ性が著しく低下する。好ましくは、ＴｉＣ粒子は平均粒径が２μｍ以下で、添加量が３容量％以下である。
ＴｉＣ粒子による耐疲労性の向上効果は圧延材において著しく高められる。この理由は、（ａ）圧延材ではＳｎ粒子とＴｉＣ粒子が接近していることから判断してＳｎ粒子の粗大化が軸受使用中に抑制される；（ｂ）室温での硬さ上昇が他のセラミックス粒子複合添加の場合よりも低いためになじみ性が良い；（ｃ）圧延により導入された転位が解放され難くなるために、高温での強度低下が少ないことに関連していると思われる。
【００１１】
さらに、本発明のアルミニウム合金は、Ｍｇ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｍｎ，Ｖ，Ｎｉ及びＦｅからなる群の１種又は２種以上を合計で２重量％以下さらに含有することができる。これらの元素のうちＭｇはＣｕと同様に固溶体強化を行う元素である。その添加量は２重量％以下であり、２重量％を超えると合金が硬化しすぎるためになじみ性などが劣化する。ＣｒなどのＭｇ以外の元素は高温強度を向上する元素である。その添加量は２重量％以下であり、２重量％を超えると合金が硬化しすぎまた粗大析出物が発生する。Ｍｇ等の好ましい添加量は合計で０．３〜１．５％である。
【００１２】
また、本発明のアルミニウム合金は、Ｐｂ，Ｂｉ及びＩｎからなる群の１種又は２種以上を合計で８重量％以下さらに含有することができる。これらの元素は単独であるいはＳｎとの合金として軟質相を形成してなじみ性を高める。ただし、その添加量が８重量％を超えると合金強度が低下する。Ｐｂなどの好ましい添加量は４重量％であり、より好ましくは２重量％以下である。
【００１３】
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。
まず、Ａｌ−Ｓｎ，Ａｌ−ＣｕなどのＡｌ合金及び純Ａｌなどの金属原料の少なくとも１種（以下「Ａｌ母合金」と言う）と、ＴｉＣを分散させた圧粉成形体（以下「ＴｉＣ母合金」と言う）とを、全体の組成が上記した複合合金組成になるように用意し、Ａｌ母合金を溶解して得た溶湯にＴｉＣ母合金を添加するなどの方法でこれらを接触させて溶製したＴｉＣ分散アルミニウム合金鋳塊を圧延することが好ましい。すなわち、上述の方法によりＡｌ（合金）溶湯にＴｉＣを均一に分散させることができ、さらに圧延によりＴｉＣがＡｌ合金中にさらに均一に分散せしめられる。ＴｉＣを添加する圧粉成形体としては、Ａｌ，Ａｌ合金、Ｃｕ，Ｃｕ合金などの任意の材料を選択することができる。添加の方法としては、ＴｉＣ粉末とこれらの材料を粉末冶金法により混合、圧粉する方法や、前掲特開平６−１７１６５号公報にて開示された方法によることができる。また、ＴｉＣ粉末として添加するのではなくＴｉと黒鉛を圧粉体内で反応させる方法によってもよい。
【００１４】
鋳造は連続鋳造もしくは鋳塊鋳造により任意の厚さに行う。
圧延は冷間圧延で行い、圧延による圧下率（厚さ減少率）は１パス当たり２０〜５０％であり、また鋳塊から製品までの合計圧下率は９５〜９９％が好ましい。
圧延板の調質状態は固溶体化処理（Ｔ4 ）が好ましいが、特に限定はされない。
【００１５】
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。
【００１６】
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３〜１０μｍ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重量％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２〜８重量％であることが好ましい。
【００１７】
【作用】
一般に、▲１▼分散強化により高温強度が向上すると耐疲労性も向上する；▲２▼硬質分散相によりなじみ性が劣化する。すると、軸受使用初期のなじみが形成され難く、また一旦形成されたなじみ面が乱されるために、境界潤滑や固体潤滑になり摩耗が起こり、ひいては耐疲労性にマイナスの作用を及ぼすと言える。
使用温度がより高温になっている近年の内燃機関に本発明のすべり軸受を使用すると▲１▼の作用が有効な働きをする。またＴｉＣを分散したアルミニウム合金は▲２▼で記述した室温でのなじみ性劣化の度合いが少ない。これらの結果本発明によると、高温での顕著な耐疲労性向上効果と室温域でのすぐれたなじみ性が得られる。
以下、実施例により本発明を説明する。
【００１８】
【実施例】
実施例１
本発明においては、ＴｉＣ母合金は次の方法で製造した。なお、百分率は特記しない限り重量％である。
１．１ｇのＴｉ粉末（住友シチックス製、−３２５メッシュ）、０．２ｇの黒鉛粉末（ＡＥＳＡＲ製、−３２５メッシュ）、および０．５ｇの純Ａｌ粉末（東洋アルミニウム製、−１００メッシュ）を秤量混合した。得られた混合粉末を金型圧縮法にて面圧４トンでφ１１．３ｍｍ×５ｍｍの円柱状に成形した。この圧粉成形体を、純Ａｌ溶湯（温度：７８０℃）中に３０秒間浸漬した後、取り出して赤熱しないように凝固させ、含浸体とした。上記含浸体をＡｒガス雰囲気中にて５℃／分の加熱速度で１２００℃まで加熱した後、加熱を停止して同雰囲気中で室温まで自然冷却してベレット（ＴｉＣ母合金）を得た。
【００１９】
Ａｌ母合金としては組成が，４．５％Ｓｎ，１．７％Ｃｕ，残部Ａｌのものを通常の溶解法で用意した。Ａｌ母合金を低周波炉で溶解した後、ＴｉＣ母合金を投入溶解した。その後２０分保持してＴｉＣ微粒子の溶湯中での分散を均一化した後、板厚１８ｍｍに８００℃にて連続鋳造した。引き続いて中間焼鈍を３５０℃で行って２段の冷間圧延を行って厚さが１．１ｍｍの製品圧延板とした。この圧延板の組成は４％Ｓｎ，１．５％Ｃｕ，２％ＴｉＣ（平均粒径１μｍ），残部Ａｌであった。
【００２０】
続いてＡｌ合金圧延板と軟鋼板（厚さ２．４ｍｍ）を通常の方法でバイメタル状に圧接した。このバイメタル状試験片につき下記条件の疲労試験を行った。
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焼入材
（ヘ）潤滑油：５ｗ−３０ＳＨ
試験の結果を図１に示す。
図２には上記試験片の顕微鏡組織（表面を５０μｍ研摩した後の表面組織）を示す。これよりＳｎ二次相が圧延方向に長く伸びていることが明らかである。
【００２１】
組成が１２％Ｓｎ，１．０％Ｃｕ，２．７％Ｓｉ、残部Ａｌとなる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、上述の本発明の圧延板と同様に裏金鋼板に圧着した。その耐疲労性試験結果を図１に併せて示す。
図１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。
【００２２】
実施例２
上記試験条件において試験温度を１７５℃と一定にして、表１に示す組成につき試験を行った。
【００２３】
【表１】
0004116166.tif 000002
【００２４】
表１に示すように、Ｓｎ量、Ｃｕ量、ＴｉＣ添加量、ＴｉＣ平均粒径のいずれかが本発明範囲外となると耐疲労性もしくは耐焼付性が劣化する。またＴｉＣ添加量が少ない試料Ｎｏ４の顕微鏡組織を図２から、この組織ではＳｎ二次相に接近しているＴｉＣ量が少ないことが分かる。
【００２５】
実施例３
図３（表２）に示す組成の材料につき実施例１と同様に試験を行い、得られた繰り返し回数を表２に併記する。
【００２６】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明は、ＴｉＣ微粒子の分散強化により耐疲労性を著しく高めることができ、またなじみ性も良好に保つことができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  実施例１及び比較例１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２】  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（倍率倍）写真である。
【図３】  実施例２に供した材料の組成及び疲労試験結果を示す図表（表２）である。
【図１】
0004116166.tif 000003
【図２】
0004116166.tif 000004
【図３】
0004116166.tif 000005