(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
下記組成：
Ｓｎ：２〜２０質量％、
Ｃｕ：０.１〜３質量％、
Ｃａ：０.０２〜１.５質量％、
Ｍｇ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｖ、ＮｉおよびＦｅから成る群から選択される少なくとも１種：総量２質量％以下、
ＴｉＣ粒子、ＺｒＣ粒子およびＡｌ２Ｏ３粒子から成る群から選択される少なくとも１種の強化粒子：総量０.１〜５体積％、および
残部：Ａｌおよび不可避的不純物
から成ることを特徴とするアルミニウム合金。
【請求項２】
請求項１記載のアルミニウム合金から成ることを特徴とするすべり軸受。
【請求項３】
請求項１記載のアルミニウム合金から成る軸受本体の表面に樹脂コーティング層を設けたすべり軸受であって、
上記樹脂コーティング層が、２５℃での引張強さが７０〜１１０ＭＰａ、伸びが７〜２０％であり、しかも２００℃での引張強さが１５ＭＰａ以上、伸びが２０％以上である軟質かつ高温での伸びが良い熱硬化性樹脂を７０〜３０体積％と固体潤滑剤を３０〜７０体積％（ここで、両者の合計を１００体積％とする）の割合で含有しており、上記樹脂コーティング層のビッカース硬さＨｖが２０以下であることを特徴とするすべり軸受。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、アルミニウム合金およびすべり軸受に関する。
【０００２】
【従来の技術】
すべり軸受、特に内燃機関用軸受（コンロッドベアリング）等の高速・高面圧の用途においては、高温での疲労強度を確保するために高温強度は高くなければならず、同時に、室温でのなじみ性を確保するために室温強度は低くなければならない。しかし、単一の材料で上記のように高温高強度と室温低強度とを同時に満たすことは実際上できない。
【０００３】
そのため従来は、高温強度の高いケルメット（Kelmet Ｃｕ−２０〜４５Ｐｂ）で軸受本体を作製して全体の高温強度を確保し、ベアリング部にＰｂを被覆して室温でのなじみ性を確保することが行なわれていた。
【０００４】
一方、本出願人は、特願2001-110347号に開示したように、Ｓｎ：２〜２０質量％、Ｃｕ：０．１〜３質量％、平均粒径０．２μｍ以下のＴｉＣ：０．１〜４．５体積％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物から成るアルミニウム合金を開発した。この合金は、Ｓｎにより室温低強度（なじみ性）を確保すると同時に、ＣｕおよびＴｉＣ粒子により高温高強度（高温疲労強度）を確保したものであり、すべり軸受用として極めて優れた特性を発揮できる。
【０００５】
しかし、上記の合金は高温高強度化の観点から下記の点で限界があった。
（１）車種等の適用対象がごく狭い範囲に限定される。ＴｉＣ粒子を増量すれば高温強度を高めることができるが、同時に室温強度も高くなるため、なじみ性が低下して焼付きを起こしてしまう。したがって、ＴｉＣ粒子を増量せずに、室温強度の上昇を抑えつつ高温強度を高めることができる新たな手段を必要とする。
【０００６】
（２）ＴｉＣ粒子が高価なため、コスト上昇が避けられない。高温高強度を得るためには分散強化粒子は平均０．２μｍ以下と非常に微細にする必要がある。このような微細な粒子の生成は、その場生成（いわゆるin-situ生成(*)）によらなければならず、その場合でも上記のように微細な粒子の生成が実現できたのはＴｉＣのみである。したがって、分散強化粒子を上記のように微細化する必要なく、ＴｉＣ以外の分散強化粒子も適用可能にして高温強度を高める新たな手段を必要とする。(*in-situ生成：例えば、本出願人が日本特許第2734891号に開示した低速昇温・高温保持による方法、本出願人が特開2000-144281号公報に開示した急速昇温・自己発熱による方法等がある。）
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、高価なＴｉＣ粒子に限らず低廉な分散強化粒子も使用可能とし、かつ分散強化粒子を増量する必要なく、高温強度を更に高めたアルミニウム合金およびこの合金を用いたすべり軸受を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成するために、本発明のアルミニウム合金は、下記組成：
Ｓｎ：２〜２０質量％、
Ｃｕ：０.１〜３質量％、
Ｃａ：０.０２〜１.５質量％、
Ｍｇ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｖ、ＮｉおよびＦｅから成る群から選択される少なくとも１種：総量２質量％以下、
ＴｉＣ粒子、ＺｒＣ粒子およびＡｌ２Ｏ３粒子から成る群から選択される少なくとも１種の強化粒子：総量０.１〜５体積％、および
残部：Ａｌおよび不可避的不純物
から成ることを特徴とする。
【０００９】
また、本発明のすべり軸受は上記本発明のアルミニウム合金から成ることを特徴とする。
本発明者は、上記組成において、特にＣａの適量添加を採用したことにより、ＴｉＣ粒子に限らずＺｒＣ粒子またはＡｌ２Ｏ３粒子を用いても、強化粒子を増量することなく高強度化することができることを見出した。すなわち、本発明によれば、強化粒子の増量によるなじみ性の劣化を引き起こすことなく、高温強度を高めることができる。
【００１０】
更に、本発明は、上記本発明のアルミニウム合金から成る軸受本体の表面に樹脂コーティング層を設けたすべり軸受であって、
上記樹脂コーティング層が、２５℃での引張強さが７０〜１１０ＭＰａ、伸びが７〜２０％であり、しかも２００℃での引張強さが１５ＭＰａ以上、伸びが２０％以上である軟質かつ高温での伸びが良い熱硬化性樹脂を７０〜３０体積％と固体潤滑剤を３０〜７０体積％（ここで、両者の合計を１００体積％とする）の割合で含有しており、上記樹脂コーティング層のビッカース硬さＨｖが２０以下であることを特徴とするすべり軸受を提供する。
【００１１】
上記の樹脂コーティング層は、本出願人が特願２０００−２４６３５４号において開示したものであり、軟質かつ高温で伸びの良い熱硬化性樹脂で固体潤滑剤を結合したことにより、従来のような剥離を生ずることなく、なじみ性および耐熱性を確保したものである。
【００１２】
この樹脂コーティング層を本発明のアルミニウム合金から成る軸受本体の表面に設けることにより、更になじみ性を向上させることができ、車種等の適用対象を拡大できる。
【００１３】
【発明の実施の形態】
本発明のアルミニウム合金において、各構成成分の限定理由は下記のとおりである。
〔Ｓｎ：２〜２０質量％〕
ＳｎはＡｌマトリックス中に軟質相として分散して室温低強度の確保に寄与し、すべり軸受に適用した場合になじみ性を発現する元素である。Ｓｎ量が２質量％未満では室温低強度の確保が不十分になり、一方２０質量％を越えるとアルミニウム合金の強度が低下する。したがって、Ｓｎ量は２〜２０質量％とする必要がある。好ましいＳｎ量は２〜１２質量％であり、更に好ましいＳｎ量は２〜８質量％である。
【００１４】
〔Ｃｕ：０．１〜３質量％〕
Ｃｕは固溶強化によりＡｌマトリックスを強化し、室温および高温での疲労強度を高める。この効果を得るにはＣｕ量を０．１質量％以上とする必要がある。しかしＣｕ量が３質量％を超えると室温強度が高くなり過ぎて、すべり軸受のなじみ性で代表される室温低強度が得られない。好ましいＣｕ量の範囲は０．１〜２質量％である。
【００１５】
〔Ｃａ：０．０２〜１．５質量％〕
Ｃａは、ＴｉＣ粒子、ＺｒＣ粒子、Ａｌ２Ｏ３粒子のいずれか１種以上の強化粒子と共存することにより、これら強化粒子の表面を清浄化すると共に強化粒子の表面との反応することにより、強化粒子とアルミニウム合金溶湯との濡れ性を高めて分散性を向上させ、最終的なアルミニウム合金の分散強化を促進する。
【００１６】
この効果を得るためには、Ｃａを０．０２質量％以上含有する必要がある。ただし、Ｃａ含有量が１．５質量％を超えるとＡｌ４Ｃａ等の化合物が析出してむしろ強度が低下する。したがって、Ｃａ添加による強化作用を得るには、Ｃａ含有量は０．２〜１．５質量％の範囲内とする必要がある。好ましくはＣａ含有量は０．２〜１質量％の範囲内であり、更に好ましくはＣａ含有量は０．０５〜０．２質量％である。
【００１７】
〔Ｍｇ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｖ、ＮｉおよびＦｅから成る群から選択した少なくとも１種：総量２質量％以下〕
Ｍｇは、Ｃｕと同様に固溶強化によりＡｌマトリックスを強化する。含有量が２質量％を超えると強度が高くなりすぎて、室温低強度が確保できず、すべり軸受適用時にはなじみ性が低下する。Ｃｒ、Ｚｒ、Ｍｎ、Ｖ、ＮｉおよびＦｅは、高温強度を向上させる。含有量が総量で２質量％を超えると強度が高くなりすぎると同時に粗大析出物が生成して室温低強度の確保が困難になり、すべり軸受適用時にはなじみ性が低下する。上記任意成分の好ましい添加量は総量で０．３〜１．５質量％である。
【００１８】
〔ＴｉＣ粒子、ＺｒＣ粒子およびＡｌ２Ｏ３粒子から成る群から選択される少なくとも１種の強化粒子：０.１〜５体積％〕
上記強化粒子による分散強化強化作用を得るためには、これら強化粒子の含有量を総量で０．１体積％以上とする必要がある。強化粒子の含有量が総量で５体積％を超えると高温強度の向上に比べて室温強度の向上が大きくなりすぎ、両者を両立させることができない。したがって、強化粒子の含有量は総量で０．１〜５体積％の範囲内とする。
【００１９】
なお、強化粒子の粒径は分散強化の作用を発現する粒径であれば特に限定する必要はなく、所要特性等に応じて適宜選択すれば良い。代表的例として、前述のその場生成（in-situ生成）により製造した強化粒子の粒径は、ＴｉＣ粒子およびＺｒＣ粒子はサブミクロンサイズ（１μｍ以下）であり、Ａｌ２Ｏ３粒子は数μｍ程度である。
【００２０】
本発明のアルミニウム合金は、合金成分としてＰｂを添加しないで、室温低強度と高温高強度とを兼備することができる。この点で、Ｃｕ−Ｐｂ合金であるケルメットにＰｂを被覆した既存のすべり軸受に対して環境保護の観点からも極めて有利である。したがって、本発明の合金においても不純物成分としてのＰｂ含有レベルを低下させるために、各成分の原料を厳選する等の配慮をすることが好ましい。
【００２１】
本発明のアルミニウム合金の典型的な製造を、強化粒子としてＴｉＣを用いた場合を代表として下記に説明する。
先ず、Ａｌ−Ｓｎ、Ａｌ−Ｃｕ等のＡｌ合金および純Ａｌ等の金属原料（以下「Ａｌ母合金」と呼ぶ」と、上記のＡｌ合金あるいは純Ａｌ中にＴｉＣ粒子を分散させた圧粉成形体（以下「ＴｉＣ母合金」と呼ぶ）とを、両者を合わせた全体の組成が最終的なアルミニウム合金の組成となるように用意する。アルミニウム母合金については、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｍｎ、Ｖ、Ｎｉ、Ｆｅの含有量も同様に調整しておく。
【００２２】
ここでＴｉＣ母合金は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃを含む粉末成形体内でのその場生成（in situ 生成）により作成する。具体的には、本出願人が日本特許第2734891号に開示した低速昇温・高温保持による方法、本出願人が特開2000−144281号公報に開示した急速昇温・自己発熱による方法等を用いることができる。
【００２３】
例えば、前者の低速昇温・高温保持の方法では、高温保持は温度１０００℃〜１８００℃で一般に保持時間３時間程度で行うが、本発明による平均粒径０．２μｍ以下という極微細ＴｉＣ粒子を生成させるためには、高温保持を比較的低温域（１０００〜１２００℃）で短時間（１分間程度）行う。この場合、目的温度に到達したら直ちに水中に浸漬する等の急冷を行うこともできる。一方、特開2000-144281号公報の方法の場合は、急速昇温により誘発される自己発熱によりＴｉＣを生成させるので、所定の粒径のＴｉＣを生成させるために高度の昇温制御を行う。
【００２４】
次に、Ａｌ母合金を溶解した溶湯にＴｉＣ母合金を添加する方法等により両者を接触させることによって、ＴｉＣ粒子が分散したＡｌ合金溶湯を作成し、これを鋳造することによってＡｌ合金マトリックス中にＴｉＣ粒子が分散したＡｌ基複合材料の鋳造材を得る。鋳造は、連続鋳造でもよいし鋳塊鋳造でもよい。
【００２５】
次に、上記鋳造材を冷間圧延して、最終的なすべり軸受用アルミニウム合金とする。本発明による鋳造材は、極微細ＴｉＣ粒子が細粒化剤としても作用し結晶粒が微細化されているため、冷間圧延性は非常に良好である。冷間圧延は１パス当たりの圧下率（厚さ減少率）２０〜５０％程度、総圧下率９５〜９９％程度で行う。圧延後に、溶体化熱処理（Ｔ４処理）を行うことができる。
【００２６】
強化粒子としてＺｒＣ粒子のみまたはＡｌ２Ｏ３粒子のみを含む場合についても、上記ＴｉＣ母合金と同様な方法でＺｒＣ母合金あるいはＡｌ２Ｏ３母合金を作製し、これらいずれかをＡｌ母合金に添加することにより、上記と同様にして本発明のアルミニウム合金を製造することができる。
【００２７】
強化粒子として、ＴｉＣ粒子、ＺｒＣ粒子、Ａｌ２Ｏ３粒子を２種以上含む場合は、上記ＴｉＣ母合金と同様な方法で、ＴｉＣ母合金、ＺｒＣ母合金、Ａｌ２Ｏ３母合金のうち２種以上を作製し、それらをＡｌ母合金に添加することにより、上記と同様にして本発明のアルミニウム合金を製造することができる。
【００２８】
本発明のアルミニウム合金は、特にすべり軸受用に適している。ただし、これに用途を限定する必要はなく、本発明のアルミニウム合金の持つなじみ性（室温低強度）および高温疲労強度（高温強度）を有効に利用できる用途であればどのような用途にも用いることができる。
【００２９】
本発明によるすべり軸受の好ましい一態様として、本出願人が特願２０００−２４６３５４号で開示した熱硬化性樹脂と固体潤滑剤とから成る樹脂コーティング層を、本発明のアルミニウム合金から成る軸受本体の表面に設けることにより、更になじみ性を向上させることができ、車種等の適用対象を拡大できる。
【００３０】
上記樹脂コーティング層の構成成分である熱硬化性樹脂としては、本発明の規定条件を満たすものであれば特に制限する必要はない。そのような熱硬化性樹脂の代表例としては、ポリイミド樹脂、ポリアミドイミド樹脂、これら樹脂のジイソシアネート変性樹脂・ＢＰＤＡ変性樹脂・スルホン変性樹脂、エポキシ樹脂、フェノール樹脂等が挙げられる。特に、ポリアミドイミド樹脂が好ましい。
【００３１】
引張強度および伸びが本発明の規定範囲を満たすポリアミドイミド樹脂は、未硬化時の分子量を２０００万以上にして末端架橋点を少なくすると共に、硬化を早めるためにエポキシ基を含むポリマーを添加することにより得ることができる。なお、本発明において規定する上記引張強度および伸びは、ＡＳＴＭ  Ｄ−１７０８に準拠して測定した値である。
【００３２】
上記樹脂コーティング層の構成成分である固体潤滑剤としては、代表的には、二硫化モリブデン（ＭｏＳ２）、グラファイト、窒化硼素（ＢＮ）、二硫化タングステン（ＷＳ２）、ポリテトラフルオロエチレン（ＰＴＦＥ）、フッ素系樹脂、鉛（Ｐｂ）等を挙げることができる。これらは１種を単独で用いても良いし、２種以上を複合して用いても良い。また、上記列挙したなかでも、特に二硫化モリブデン、グラファイト、窒化硼素、二硫化タングステンが好ましい。
【００３３】
グラファイトは、天然あるいは人造グラファイトのいずれでもよいが、人造グラファイトが耐摩耗性の観点から好ましい。
【００３４】
これらの固体潤滑剤は、摩擦係数を低く安定させると共に、なじみ性を確保する作用がある。これらの作用を十分発揮させるために、固体潤滑剤の平均粒径は１５μｍ以下が好ましく、０．２〜１０μｍが特に好ましい。
【００３５】
樹脂コーティング層は、上記の熱硬化性樹脂３０〜７０体積％、好ましくは５０〜７０体積％と、固体潤滑剤３０〜７０体積％、好ましくは３０〜５０体積％とから成る（ただし両者の合計を１００体積％とする）。
この配合割合において、軟質かつ高温で伸びの良い熱硬化性樹脂を含む樹脂コーティング層中に固体潤滑剤が強固に保持され、十分ななじみ性が確保されると同時に、耐久性・耐熱性も確保される。
【００３６】
本発明のすべり軸受の樹脂コーティング層は、更に摩擦調整剤および／または極圧剤を含有することが好ましい。摩擦調整剤の添加により耐摩耗性が向上し、極圧剤の添加により潤滑油保持能力の向上を介して耐摩耗性が向上する。両者を併用すると両者の効果が相乗的に作用して更に耐摩耗性が向上する。
【００３７】
摩擦調整剤としては、ＣｒＯ２、Ｆｅ３Ｏ４、ＰｂＯ、ＺｎＯ、ＣｄＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＳｎＯ２などの酸化物や、ＳｉＣ、Ｓｉ３Ｎ４などの化合物等を挙げることができる。摩擦調整剤を添加する場合は、固体潤滑剤３０〜７０体積％のうち、０．３〜１０体積％、特に０．５〜５体積％を摩擦潤滑剤で置き換えることが好ましい。
【００３８】
極圧剤としては、ＺｎＳ、Ａｇ２Ｓ、ＣｕＳ、ＦｅＳ、ＦｅＳ２、Ｓｂ３Ｓ２、ＰｂＳ、Ｂｉ２Ｓ３、ＣｄＳ等の金属硫化物；チラニウム類、スルフォキサイド類、スルフォン酸類、チオホスフィネート類、チオカーボネート類、ジチオカーボネート類、アルキルチオカルバモイル類、硫化オレフィン等の硫黄含有化合物；塩素化炭化水素等の有機金属系化合物；ジチオリン酸モリブデン、ジチオカルビミン酸モリブデン等の有機モリブデン化合物などを挙げることができる。
【００３９】
極圧剤の平均粒径は、好ましくは５μｍ以下、より好ましくは２μｍ以下である。極圧剤を添加する場合は、固体潤滑剤の容積割合３０〜７０体積％のうち、０．５〜１０体積％、特に１〜５体積％を極圧剤で置き換えることが好ましい。
【００４０】
摩擦調整剤と極圧剤を併用する場合は、両者の添加量が、固体潤滑剤３０〜７０体積％のうち、０．３〜１０体積％、特に０．５〜５体積％を置き換える量であることが好ましい。
【００４１】
【実施例】
〔実施例１〕
強化粒子としてＴｉＣ粒子を含む本発明のアルミニウム合金の圧延板を下記の手順で作製した。
【００４２】
（１）母合金の作成
本出願人の前記日本特許第2734891号に開示された方法により、下記の手順でＴｉＣ母合金およびＡｌ母合金を作成した。
【００４３】
〔ＴｉＣ母合金の作成〕
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）を混合した。
【００４４】
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。
【００４５】
得られた圧粉成形体を、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、含浸体を得た。
【００４６】
上記含浸体をＡｒガス雰囲気中にて５℃／分の加熱速度で１０００℃まで加熱した後、加熱を停止して同雰囲気内で放冷し、Ａｌマトリックス中にＴｉＣ粒子が分散したＴｉＣ母合金を得た。
【００４７】
図１に、ＴｉＣ母合金の走査電子顕微鏡写真を示す。ＴｉＣ粒子の平均粒径は０．２μｍであった。ＴｉＣ粒子は極微細であり粒径分布も広いので、粒径を通常の手法で測定することは困難であった。そのため「平均粒径」は次のようにして求めた。
【００４８】
すなわち、ＴｉＣ母合金の金属組織を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真または走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真により観察し、視野中のＴｉＣ粒子を０．１μｍ刻みの粒径区分に分けて個数を計測し、最大個数の計測された粒径区分の中央値を平均粒径とした。例えば、粒径０．１５μｍ〜０．２４μｍの粒径区分のＴｉＣ粒子個数が最大であれば、平均粒径０．２μｍとした。
【００４９】
〔Ａｌ母合金の作成〕
４質量％Ｓｎ、１．５質量％Ｃｕ、０〜２質量％Ｃａ、０．１５質量％Ｃｒ、残部ＡｌとしてＣａ含有量を種々に変化させた組成のＡｌ母合金を通常の溶解法により用意した。
【００５０】
（２）鋳造材の作成
上記のＡｌ母合金を低周波誘導炉で溶解して溶湯とし、この溶湯中に前記のＴｉＣ母合金を投入し溶解した。溶解後、２０分保持して、ＴｉＣ粒子を溶湯中に均一に分散させた。
【００５１】
次に、連続鋳造により鋳造温度８００℃にて板厚１８ｍｍに鋳造して、Ａｌ合金マトリックス中にＴｉＣ粒子が分散した鋳造材を得た。ＴｉＣ粒子の体積％は、上記ＴｉＣ母合金の添加量の調整により１体積％とした。
【００５２】
（３）圧延材の作成
上記鋳造材を、総圧下率９１％で冷間圧延して、厚さ１．１ｍｍのＡｌ合金圧延板を得た。圧延板に３８０℃の焼鈍を施した。圧延板の組成は、４質量％Ｓｎ、１．５質量％Ｃｕ、０〜２質量％Ｃａ、０．１５質量％Ｃｒ、１体積％ＴｉＣ、残部Ａｌであった。
【００５３】
なお、比較例として、上記組成のうちＣａ０．１質量％、ＴｉＣ無しとした圧延板および上記組成のうちＣａ無し、ＴｉＣ無しとした圧延板も上記と同様な手順で作製した。
【００５４】
（４）硬さ測定
以上により作成したＡｌ合金圧延板について、室温（２０℃）で硬さを測定した。図２に、硬さ測定結果をＣａ含有量に対して示す（●プロット）。比較として、ＴｉＣ粒子は添加せずＣａのみ添加（０．１質量％）した場合（〇プロット）およびＴｉＣ粒子もＣａも添加しない場合（◇プロット）の硬さもて示した。
【００５５】
同図に●プロットを結んだ硬さ変化曲線で示したように、Ｃａ無添加（硬さ曲線左端のプロット）に対して、Ｃａ添加量０．０２質量％（硬さ曲線上左から２番目のプロット）で既に明瞭な硬さ増加が認められ、Ｃａ添加量０．１質量％（同左から４番目のプロット）で最高硬さのピークが現れ、それ以上Ｃａ添加量が増加すると硬さは単調に減少し、Ｃａ添加量１．５質量％（同右から２番目のプロット）のときにＣａ無添加の場合とほぼ同等の硬さレベルになっている。
【００５６】
この結果から、Ｃａを０．０２〜１．５質量％添加することにより、ＴｉＣ粒子のみによる硬さを超えて顕著に硬さが増加することが分かる。より顕著な硬さ増加はＣａ添加量０．０２〜１質量％の範囲で認められ、更に顕著な硬さ増加はＣａ添加量０．０５〜０．２質量％の範囲で認められる。
上記の強化機構は次のように考えられる。
【００５７】
すなわち、ＴｉＣ粒子を添加せずＣａを単独で添加すると（図２の白丸プロット）では、Ｔｉ粒子もＣａも無添加の場合（図２の白菱形プロット）よりも合金強度はむしろ低下することから、ＴｉＣ粒子とＣａとが共存することによる相乗作用による強化機構が働いていることが明らかである。その原因として下記の２点が考えられる。
【００５８】
まず第１点として、一般にＣａには不純物水分に起因する酸素などを粒子表面から分離、溶解させる作用があるため、本発明においてもＴｉＣ粒子表面に浄化作用を及ぼし、溶湯への分散性を向上させ、それにより最終的なアルミニウム合金における分散強化を促進する。
【００５９】
第２点として、ＴｉＣ粒子表面において下記の反応により生じたＣａＣ２がＴｉＣ粒子と溶湯の濡れ性を高め、溶湯への分散性を向上させ、それにより最終的なアルミニウム合金における分散強化を促進する。
２ＴｉＣ＋Ｃａ→ＣａＣ２＋２Ｔｉ    （Ｔｉは溶湯に溶解）
【００６０】
このように本発明のアルミニウム合金は、ＴｉＣ粒子とＣａとを共存させることにより、どちらかが単独で含有された場合には得られない顕著な強化作用を得ることができる。
【００６１】
ただし、Ｃａ含有量が０．１質量％までは上記の作用により強度向上するが、０．１質量％を超えてＣａが含有されると強度は低下する。これは、過剰なＣａがアルミニウム合金溶湯に溶解して、Ａｌ４Ｃａを析出することにより強度が低下するものと考えられる。
【００６２】
〔実施例２〕
強化粒子としてＺｒＣ粒子を含む本発明のアルミニウム合金の圧延板を実施例１と同様の手順で作製した。ただし、ＴｉＣ母合金に代わるＺｒＣ母合金の作成とＡｌ母合金の作成については下記のように行なった。
【００６３】
〔ＺｒＣ母合金の作成〕
１．５２ｇのＺｒ粉末（高純度化学研究所製、−１００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）を混合した。
【００６４】
得られた混合粉末を用いて、実施例１と同様に成形・含浸・熱処理を行いＺｒＣ母合金を得た。
図３に、ＺｒＣ母合金の走査電子顕微鏡写真を示す。ＺｒＣ粒子の平均粒径は０．４μｍであった。
【００６５】
〔Ａｌ母合金の作成〕
４質量％Ｓｎ、１．５質量％Ｃｕ、０．１質量％Ｃａ、０．１５質量％Ｃｒ、残部Ａｌの組成のＡｌ母合金を通常の溶解法により用意した。
以降の工程を実施例１と同様に行い圧延板を得た。圧延板の組成は、４質量％Ｓｎ、１．５質量％Ｃｕ、０．１質量％Ｃａ、０．１５質量％Ｃｒ、１体積％ＺｒＣ、残部Ａｌであった。
なお、比較例として、上記組成のうちＣａ無しとした圧延板も同様な手順で作製した。
得られた各圧延板について室温（２０℃）で硬さ（ＨＶ１０）を測定した。
【００６６】
〔実施例３〕
強化粒子としてＡｌ２Ｏ３粒子を含む本発明のアルミニウム合金の圧延板を実施例１と同様の手順で作製した。ただし、ＴｉＣ母合金に代わるＡｌ２Ｏ３母合金の作成とＡｌ母合金の作成については下記のように行なった。
【００６７】
〔Ａｌ２Ｏ３母合金の作成〕
１．４ｇのＳｉＯ２粉末（高純度化学研究所製、−２３０メッシュ）および２１．９ｇの純Ａｌ粉末（東洋アルミニウム製、−１００メッシュ）を混合した。
【００６８】
得られた混合粉末を用いて、実施例１と同様に成形・含浸・熱処理を行いＡｌ２Ｏ３母合金を得た。
図４に、Ａｌ２Ｏ３母合金の走査電子顕微鏡写真を示す。Ａｌ２Ｏ３粒子の平均粒径は３μｍであった。
【００６９】
〔Ａｌ母合金の作成〕
４質量％Ｓｎ、１．５質量％Ｃｕ、０．１質量％Ｃａ、０．１５質量％Ｃｒ、残部Ａｌの組成のＡｌ母合金を通常の溶解法により用意した。
以降の工程を実施例１と同様に行い圧延板を得た。圧延板の組成は、４質量％Ｓｎ、１．５質量％Ｃｕ、０．１質量％Ｃａ、０．１５質量％Ｃｒ、１体積％Ａｌ２Ｏ３、残部Ａｌであった。
なお、比較例として、上記組成のうちＣａ無しとした圧延板も同様な手順で作製した。
得られた各圧延板について室温（２０℃）で硬さ（ＨＶ１０）を測定した。
【００７０】
表１に、実施例２、３で作製した圧延板の硬さ測定結果、実施例１で作製した圧延板のうちＣａ添加量０．１質量％の場合の硬さ測定結果（ピーク硬さ）および比較例として作製した強化粒子無しＣａ添加無しの場合の硬さ測定結果をまとめて示す。
【００７１】
【表１】
0003778860.tif 000002
【００７２】
表１に示すように、強化粒子としてＴｉＣ、ＺｒＣ、Ａｌ２Ｏ３のいずれを用いた場合にも、Ｃａを０．１質量％添加することによりＣａ無しの場合に比べて大幅に硬さが増加している。強化粒子無しの場合に、Ｃａ添加によりＣａ無しの場合よりも硬さがむしろ低下していることから、強化粒子とＣａとが共存することにより前述のような強化機構が働いて相乗的に硬さが増加したものと考えられる。
【００７３】
以上各実施例で測定したのは室温硬さであるが、本発明者は既に、実施例１と同等のＴｉＣ粒子により分散強化したアルミニウム合金において室温硬さが１００℃程度までほぼそのまま維持されることを確認しており、上記各実施例のアルミニウム合金でも室温硬さがそのまま高温１００℃程度まで維持されると考えられる。
したがって、上記の結果は、強化粒子を増量することなく高温硬さを高めることができることを示しており、すなわち、強化粒子の増量によるなじみ性の劣化を引き起こすことなく、高温強度を高めることができることを示している。
【００７４】
最後に、本発明のアルミニウム合金に、本出願人による前述の特願２０００−２４６３５４号に開示した樹脂コーティングを施したすべり軸受は、ガソリンエンジンはもとより、これまでＴｉＣ、ＺｒＣ、Ａｌ２Ｏ３等の強化粒子で分散強化したアルミニウム合金が適用できなかったディーゼルエンジンにも適用できることを耐久試験により確認した。
【００７５】
【発明の効果】
本発明によれば、高価なＴｉＣ粒子に限らず低廉な分散強化粒子も使用可能とし、かつ分散強化粒子を増量する必要なく、高温強度を更に高めたアルミニウム合金およびこの合金を用いたすべり軸受が提供される。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、本発明のアルミニウム合金に導入するためのＴｉＣ粒子がその場生成（in-situ生成）したＴｉＣ母合金の走査電子顕微鏡写真である。
【図２】図２は、ＴｉＣ粒子により分散強化したアルミニウム合金のＣａ含有量と硬さとの関係を示すグラフである。
【図３】図３は、本発明のアルミニウム合金に導入するためのＺｒＣ粒子がその場生成（in-situ生成）したＺｒＣ母合金の走査電子顕微鏡写真である。
【図４】図１は、本発明のアルミニウム合金に導入するためのＡｌ２Ｏ３粒子がその場生成（in-situ生成）したＡｌ２Ｏ３母合金の走査電子顕微鏡写真である。
【図１】
0003778860.tif 000003
【図２】
0003778860.tif 000004
【図３】
0003778860.tif 000005
【図４】
0003778860.tif 000006