JP6387988B2 - 耐摩耗性銅基合金 - Google Patents

Description

本発明は、耐摩耗性銅基合金に関する。

従来の銅基合金は凝着の問題を回避するために、金属表面に酸化膜を形成させる等の何らかの表面処理がなされてきた。例えば、２００℃を超える高温の摩擦摩耗条件下において、特に融点の低い材料においては金属同士の接触により高い確率で凝着摩耗が発生する。しかし、その表面処理は、通常熱処理工程により実施されるのが一般的であり、かつ時間も製造コストもかかるという問題があった。

特に銅基合金をガソリン等のエタノール含有燃料の排気バルブシートの肉盛り材料として用いる場合には、水素の還元作用が強く働く還元雰囲気下に置かれるため、耐摩耗性に寄与する酸化膜の形成が促進されず、金属接触による凝着摩耗が生じ、これが進行することにより耐摩耗性が不足する。このように耐摩耗性が低下すると、バルブシートが機能する限界を超えるような摩耗が発生する場合もある。具体的には、凝着摩耗は、相手材との金属接触により肉盛り材料に塑性流動が生じ、肉盛り材料が相手材によりむしられることにより過大摩耗が生じる、というように進行する。したがって、肉盛り材料のマトリックスが弱い場合、塑性流動が起こりやすくなり、凝着摩耗が生じやすくなる。

これまで、配合成分及び各成分の含有量を調節することにより種々の耐摩耗性銅基合金が開発されてきた。

例えば特許文献１にはクロムを１．０〜１０．０％含むことを特徴とする耐摩耗性銅基合金が開示されており、特許文献２にはクロムを１．０〜１５．０％含むことを特徴とする耐摩耗性銅基合金が開示されている。しかしながら、耐食性等の向上を重視してクロムが一定量以上添加されている場合、炭化ニオブとモリブデン等から形成される酸化膜形成能が低下し、耐摩耗性が十分ではないという問題があった。また特許文献３及び４に開示される耐摩耗性銅合金においては、ＮｂがＮｂ単体として添加されており、硬質粒子はＭｏＦｅシリサイド又はＮｂＦｅシリサイドとしてラーベス層を形成して硬度を発揮しているため、基剤においてシリコン（Ｓｉ）が不足することにより耐凝着性が低下する恐れがあった。

このように、従来の銅基合金は、炭化ニオブとモリブデン等から形成される酸化膜形成能が低下している、マトリックスが弱いことにより塑性流動が起こりやすい等の理由により、耐凝着性が十分ではなく、よって耐摩耗性が十分ではなかった。

特開平８−２２５８６８号公報 特許第４１１４９２２号公報 特開平４−２９７５３６号公報 特開平１０−９６０３７号公報

本発明は、優れた耐摩耗性を有する銅基合金を提供することを目的とする。

本発明者らは、特定の成分を有し、マトリックスとマトリックスに分散した硬質粒子とを備える銅基合金において、マンガン及び／又はスズを特定量配合することにより、金属表面上に酸化膜を形成しやすくするとともに、マトリックスの硬さを向上させ、硬質粒子を増加させることができることを見出した。

すなわち、本発明は以下の発明を包含する。
（１）重量％で、ニッケル：５．０〜３０．０％；シリコン：０．５〜５．０％；鉄：３．０〜２０．０％；クロム：１．０％未満；ニオブ：５．０％以下；カーボン：２．５％以下；モリブデン、タングステン及びバナジウムからなる群から選択される少なくとも１種：３．０〜２０．０％；マンガン：０．５〜５．０％及び／又はスズ：０．５〜５．０％；残部銅；並びに不可避不純物を含み、
マトリックスとマトリックスに分散した硬質粒子とを備える耐摩耗性銅基合金であって、
ニオブを含む場合、硬質粒子が、炭化ニオブと、その周辺にＮｂ−Ｃ−Ｍｏ、Ｎｂ−Ｃ−Ｗ及びＮｂ−Ｃ−Ｖからなる群から選択される少なくとも１種とを含み、
ニオブを含まない場合、硬質粒子が、炭化モリブデン、炭化タングステン及び炭化バナジウムからなる群から選択される少なくとも１種を含む、上記耐摩耗性銅基合金。
（２）マトリックスの硬さが２００〜４００ＨＶであり、硬質粒子の硬さが５００〜１２００ＨＶであり、かつマトリックス及び硬質粒子の合計面積に対する硬質粒子の面積率が５〜５０％である、（１）に記載の耐摩耗性銅基合金。
（３）肉盛用合金として用いられる、（１）又は（２）に記載の耐摩耗性銅基合金。
（４）肉盛層を構成している、（１）又は（２）に記載の耐摩耗性銅基合金。
（５）内燃機関用の動弁系部材又は摺動部材に用いられる、（１）又は（２）に記載の耐摩耗性銅基合金。

本発明の銅基合金は耐摩耗性に優れる。

図１は、試験片に対して耐摩耗試験を行っている状態を模式的に示す図である。 図２は、実施例１〜２、及び比較例１及び５の銅基合金における、Ｍｎ含有量と摩耗量比との関係を示すグラフである。 図３は、実施例１〜２、及び比較例１及び５の銅基合金における、Ｍｎ含有量とマトリックス硬さとの関係を示すグラフである。 図４は、実施例１〜２、及び比較例１及び５の銅基合金における、Ｍｎ含有量と硬質粒子面積率との関係を示すグラフである。 図５は、実施例１〜２、及び比較例１及び５の銅基合金における、Ｍｎ含有量と硬質粒子硬さとの関係を示すグラフである。 図６は、実施例１〜２、及び比較例１及び５の銅基合金における、Ｍｎ含有量と硬質粒子サイズとの関係を示すグラフである。 図７は、実施例３〜５、及び比較例３及び５の銅基合金における、Ｓｎ含有量と摩耗量比との関係を示すグラフである。 図８は、実施例３〜５、及び比較例３〜５の銅基合金における、Ｓｎ含有量とマトリックス硬さとの関係を示すグラフである。 図９は、実施例３〜５、及び比較例３〜５の銅基合金における、Ｓｎ含有量と硬質粒子面積率との関係を示すグラフである。 図１０は、実施例３〜５、及び比較例３〜５の銅基合金における、Ｓｎ含有量と硬質粒子硬さとの関係を示すグラフである。 図１１は、実施例３〜５、及び比較例３〜５の銅基合金における、Ｓｎ含有量と硬質粒子サイズとの関係を示すグラフである。

本発明は、重量％で、ニッケル（Ｎｉ）：５．０〜３０．０％；シリコン（Ｓｉ）：０．５〜５．０％；鉄（Ｆｅ）：３．０〜２０．０％；クロム（Ｃｒ）：１．０％未満；ニオブ（Ｎｂ）：５．０％以下；カーボン（Ｃ）：２．５％以下；モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）及びバナジウム（Ｖ）からなる群から選択される少なくとも１種：３．０〜２０．０％；マンガン（Ｍｎ）：０．５〜５．０％及び／又はスズ（Ｓｎ）：０．５〜５．０％；残部銅（Ｃｕ）；並びに不可避不純物を含み、マトリックスとマトリックスに分散した硬質粒子とを備えており、ニオブを含む場合、硬質粒子が、炭化ニオブと、その周辺にＮｂ−Ｃ−Ｍｏ、Ｎｂ−Ｃ−Ｗ及びＮｂ−Ｃ−Ｖからなる群から選択される少なくとも１種とを含み、ニオブを含まない場合、硬質粒子が炭化モリブデン、炭化タングステン及び炭化バナジウムからなる群から選択される少なくとも１種を含む、耐摩耗性銅基合金（以下、本発明の銅基合金ともいう）に関する。本発明の銅基合金は、マトリックスとマトリックスに分散した硬質粒子とを備えており、硬質粒子が、ニオブを含む場合は炭化ニオブと、その周辺にＮｂ−Ｃ−Ｍｏ、Ｎｂ−Ｃ−Ｗ及びＮｂ−Ｃ−Ｖからなる群から選択される少なくとも１種とを含み、ニオブを含まない場合、硬質粒子が、炭化モリブデン、炭化タングステン及び炭化バナジウムからなる群から選択される少なくとも１種を含み、上記各元素が特定の形態で分布するため、所望の酸化特性を有し、耐凝着性及び耐摩耗性に優れる。さらに、本発明の銅基合金は、Ｍｎ及び／又はＳｎが特定量配合されているため、さらに耐凝着性及び耐摩耗性に優れる。具体的には、本発明の銅基合金はＭｎ及び／又はＳｎが特定量配合されることにより、マトリックスの硬さ及び硬質粒子の面積率が向上しているため相手材との塑性流動が生じにくい。また本発明の銅基合金はＳｎが特定量配合されることにより、適度な硬さを有する硬質粒子を多く含むため、相手攻撃性に優れる（相手材を摩耗させることがない）。また本発明の銅基合金は、エンジンの厳しい条件下で使用した場合（高温、高接触面圧、還元ガスが存在する雰囲気等）においても所望の効果を発揮することができる。

本発明の銅基合金に係る各成分の限定理由について説明する。

１．ニッケル：５．０〜３０．０％
Ｎｉは一部が銅に固溶して銅基のマトリックスの靱性を高め、他の一部はＮｉを主要成分とする硬質なシリサイド（珪化物）を形成して分散され、耐摩耗性を高める。Ｎｉは、硬質粒子内のＮｂＣ周辺に炭素領域が形成されることによりその領域から排除されたＳｉと、銅基材中にＮｉ−Ｓｉ（ニッケルシリサイド）の網目状強化層を形成し、基材の耐凝着性を向上させる。またＮｉは、Ｆｅ、Ｍｏ等と共に硬質粒子の硬質相を形成する。硬質粒子内の炭素領域から排除されたＳｉとのバランスから、Ｎｉの含有量の上限値は３０．０％とし、さらには２５．０％、２０．０％を例示できるが、これらに限定されるものではない。Ｃｕ−Ｎｉ系合金の有する特性、特に良好な耐食性、耐熱性及び耐摩耗性を確保し、また十分な硬質粒子を生成させることにより靱性を確保し、肉盛層としたときにワレを発生しにくくし、さらに肉盛する場合に対象物に対する肉盛性を維持する観点から、Ｎｉの含有量の下限値は５．０％とし、さらには１０．０％、１５．０％を例示できるが、これらに限定されるものではない。上記した事情を考慮し、本発明の銅基合金のＮｉの含有量は、５．０〜３０．０％、好ましくは１０．０〜２５．０％、さらに好ましくは１５．０〜２０．０％とする。

２．シリコン：０．５〜５．０％
Ｓｉはシリサイド（珪化物）を形成する元素であり、Ｎｉを主要成分とするシリサイド、又は、モリブデン（タングステン、バナジウム）を主要成分とするシリサイドを形成し、さらに銅基のマトリックスの強化に寄与する。Ｎｉ−Ｓｉが少ない場合、基材の耐凝着性が低下する。また、モリブデン（又はタングステン、バナジウム）を主要成分とするシリサイドは、本発明の銅基合金の高温潤滑性を維持する働きがある。十分な硬質粒子を生成させることにより靱性を確保し、肉盛層としたときにワレを発生しにくくし、さらに肉盛する場合に対象物に対する肉盛性を維持する観点から、Ｓｉの含有量の上限値は５．０％とし、さらに４．５％、３．５％を例示できるが、これらに限定されるものではない。上記した効果が十分に得る観点から、Ｓｉの含有量の下限値は０．５％とし、さらに１．５％、２．５％を例示できるが、これらに限定されるものではない。上記した事情を考慮し、本発明の銅基合金のＳｉの含有量は、０．５〜５．０％、好ましくは１．５〜４．５％、さらに好ましくは２．５〜３．５％とする。

３．鉄：３．０〜２０．０％
Ｆｅは銅基のマトリックスにはほとんど固溶せず、主に、Ｆｅ−Ｍｏ系、Ｆｅ−Ｗ系又はＦｅ−Ｖ系のシリサイドとして硬質粒子中のＮｂＣ周辺以外の部分に存在する。Ｆｅ−Ｍｏ系、Ｆｅ−Ｗ系又はＦｅ−Ｖ系のシリサイドは、Ｃｏ−Ｍｏ系のシリサイドよりも硬さが低く、かつ靱性もやや高い。十分な硬質粒子を生成させることにより耐摩耗性を得る観点から、Ｆｅの含有量の上限値は２０．０％とし、さらに１５．０％、１０．０％を例示できるが、これらに限定されるものではない。十分な硬質粒子を生成させることにより耐摩耗性を得る観点からＦｅの含有量の下限値は３．０％とし、さらに、５．０％、７．０％を例示できるが、これらに限定されるものではない。上記した事情を考慮し、本発明の銅基合金のＦｅの含有量は３．０〜２０．０％、好ましくは５．０〜１５．０％、さらに好ましくは７．０〜１０．０％とする。

４．クロム：１．０％未満
本発明の銅基合金の必須成分の中では、酸化しやすさを示すエリンガム状態図より、Ｃｒが最も酸化しやすい。Ｃｒの含有量が多いとわずかな酸素がＣｒに消費されてしまい、Ｍｏ等の酸化を阻害するためＭｏ等の酸化膜の形成が阻害される。耐摩耗性はＭｏ等の酸化膜で確保されるのでＣｒが多いと耐摩耗性が低下する。ＮｂＣ周辺に存在するＮｂＣＭｏはＦｅＭｏＳｉよりもＣｒの存在によって酸化膜形成が阻害される程度が高い。よって、Ｃｒは、１．０％未満とし、さらには含有量の上限値は０．８％、０．６％、０．４％、０．１％、０．００１％を例示できるが、これらに限定されるものではない。上記観点から、本発明の銅基合金はＣｒを含有しないことが特に好ましい。

５．ニオブ：５．０％以下（０％を含む）
Ｎｂは、ＮｂＣとして、硬質粒子の核生成作用を有し、硬質粒子の微細化を図り、耐ワレ性及び耐摩耗性を両立させるのに貢献できる。ＮｂＣは硬質粒子内に炭素領域を形成し、その領域からＳｉが排除されることで銅基材中のＮｉ−Ｓｉの網目状強化層の量を増やし、基材の耐凝着性を向上させる。これに対し、ＮｂをＮｂＣとしてではなくＮｂ単体として添加した場合は、ＮｂはＭｏ等と同様の効果を奏し、また、ＭｏＦｅシリサイド又はＮｂＦｅシリサイドのラーベス層が形成される点で本発明の銅基合金におけるＮｂとは異なる作用を示す。Ｎｂを含有する場合、耐ワレ性の阻害を回避するために、Ｎｂの含有量の上限値は５．０％とし、さらには４．０％、３．０％、２．０％、１．０％を例示できるが、これらに限定されるものではない。Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ添加による硬質粒子の微細化改善効果を得る観点から、Ｎｂの含有量の下限値は０．０１％とし、０．１％、０．３％、０．６％を例示できるが、これらに限定されるものではない。上記した事情を考慮し、本発明の銅基合金のＮｂＣの含有量は、０．０１〜２．０％、好ましくは０．６〜１．０％とする。Ｓｎを添加する場合は、Ｓｎの添加により硬質粒子の面積率を大きく上昇させるため、硬さを必要以上に上昇させないためにＮｂを添加しなくてもよい。

６．カーボン：２．５％以下
Ｃはニオブを含む場合はＮｂＣとして上述した通り硬質粒子の各生成作用を有し、硬質粒子の微細化を図り、耐ワレ性及び耐摩耗性を両立させるのに貢献できる。ニオブを含まない場合はＭｏＣとして硬質粒子の硬さを上げて耐摩耗性を上昇させる。カーボンの含有量の上限値は２．５％とし、さらには、２．０％、１．５％、１．０％、０．５％を例示できるが、これらに限定されるものではない。Ｃを含有する場合、Ｃ添加による上記効果を得る観点から、Ｃの含有量の下限値は０．０１％とし、０．０２％、０．０３％、０．０６％を例示できるが、これらに限定されるものではない。上記した事情を考慮し、本発明の銅基合金のＣの含有量は、０．０１〜２．０％、好ましくは０．０３〜０．５％とする。

７．モリブデン、タングステン及びバナジウムからなる群から選択される少なくとも１種：３．０〜２０．０％
Ｍｏはニオブを含む場合はＮｂＣ周辺にＮｂＣＭｏとして存在する。ニオブを含まない場合はＭｏＣとして硬質粒子の硬さを上げて耐摩耗性を上昇させる。ＮｂＣＭｏはＦｅＭｏＳｉよりもＣｒの存在によって酸化膜形成能が阻害される程度が高い。よって、Ｃｒを上記したような範囲で含む本発明の銅基合金は、耐摩耗性に寄与する酸化膜の形成が阻害される程度が顕著に低減されているため、酸化膜が形成されやすく、よって望ましい酸化特性を有する。具体的にはこの酸化物は、使用時に銅基のマトリックスの表面を覆い、相手材とマトリックスとの直接接触を避けるのに有利となり、これにより自己潤滑性が確保されるＷ及びＶについても基本的にはＭｏと同様の働きをする。また、ＭｏはＳｉと結合してシリサイド（ＮｂＣ周辺以外の、靱性を有するＦｅ−Ｍｏ系のシリサイド）を硬質粒子内に生成し、高温における耐摩耗性と潤滑性とを高める。このシリサイドはＣｏ−Ｍｏ系のシリサイドよりも硬さが低く、靭性が高い。このようなシリサイドは硬質粒子内に生成し、高温における耐摩耗性と潤滑性とを高める。硬質粒子が過剰となり、靭性が損なわれ、耐ワレ性が低下し、ワレが発生し易くなることを回避するために、Ｍｏ等の含有量の上限値は２０．０％とし、さらには１５．０％、１０．０％、８．０％を例示できるが、これらに限定されるものではない。十分に硬質粒子を生成させて耐摩耗性を確保する観点から、Ｍｏ等の含有量の下限値は３．０％とし、さらには、４．０％、５．０％、６．０％を例示できるが、これらに限定されるものではない。上記した事情を考慮し、本発明の銅基合金のＭｏ等の含有量は３．０〜２０．０％、好ましくは４．０〜１０．５％、さらに好ましくは５．０〜８．０％とする。

８．マンガン：０．５〜５．０％
Ｍｎは銅基のマトリックスのＣｕ成分中に固溶することで、マトリックス硬さを向上させる。マトリックス硬さを向上させることで、マトリックスを強くし、摺動部品にて相手材とマトリックスとの金属接触が生じても塑性流動（塑性変形）が生じにくく、耐凝着性に優れる。また硬質粒子の面積率を上昇させ耐凝着性を向上させる。理論に拘泥されるものではないが、これは、硬質粒子においてＭｎがＭｏ濃度の低いＭｏＭｎ化合物（Ｍｏ_４Ｍｎ_５）を生成するためと推定される。また、上述したように、ＭｎがマトリックスのＣｕ成分中に固溶することにより、マトリックス中のＮｂ固溶量が減少するため、硬質粒子中に含まれるＮｂが増えると推定される。Ｍｎ量が０．５％未満の場合、マトリックス硬さが不足し耐凝着性が十分ではない。Ｍｎ量が５．０％を超えるとマトリックス硬さが必要以上に上昇し、耐ワレ性が低下し肉盛時にワレが発生する。上記した事情を考慮し、本発明の銅基合金のＭｎの含有量は０．５〜５．０％、好ましくは２．０〜４．５％とする。

９．スズ：０．５〜５．０％
ＳｎはＣｕ−Ｓｎ化合物を生成しマトリックス硬さを上昇させ、及び硬質粒子の面積率を増加させて耐凝着性を改善する。理論に拘泥されるものではないが、マトリックス硬さの向上は、Ｓｎがマトリックス主成分Ｃｕ及びＮｉに対し、Ｃｕ−Ｓｎ化合物（ε、η相）、Ｎｉ−Ｓｎ化合物（Ｎｉ_３Ｓｎ、Ｎｉ_３Ｓｎ_２、Ｎｉ_３Ｓｎ_４）を生成して主にマトリックスに分布するためと推定される。また、硬質粒子の面積率の増加は、硬質粒子においてＳｎがＭｏ濃度の低いＭｏＳｎ化合物（Ｍｏ_３Ｓｎ、ＭｏＳｎ_２）を生成するためと推定される。０．５％未満の場合凝着性が不十分となる恐れがある。Ｓｎ量が５．０％を超えると硬質粒子の増加が飽和しワレが生じやすくなる。Ｓｎは硬質粒子の面積率を大きく上昇させ、硬質粒子の硬さを低下させて相手攻撃性を向上させる。理論に拘泥されるものではないが、硬質粒子の硬さの低下は、上述したＭｏＳｎ化合物の硬さが比較的低いことによるものと推定される。相手バルブの選択自由度が上がり、相手バルブとの相性によりＳｎの添加量を決定できる。上記した事情を考慮し、本発明の銅基合金のＳｎの含有量は０．５〜５．０％、好ましくは１．０〜５．０％とする。

１０．コバルト：２．０％未満
コバルトは２．０％まではニッケル、鉄、クロム等と固溶体を形成し、靱性を向上させる。コバルトの含有量が多い場合、ニッケルシリサイド組織にコバルトが入りこむことにより耐ワレ性が低下する。よって、これを回避する観点から、コバルトの含有量は２．０％未満、好ましくは０．０１未満とし、また上限値は１．５％、１．０％、０．５％を例示できるが、これらに限定されるものではない。上記観点から、本発明の銅基合金はコバルトを含有しないことが特に好ましい。

本発明の銅基合金は、マトリックスの硬さが、好ましくは２００〜４００ＨＶ、さらに好ましくは２５０〜４００ＨＶ、特に好ましくは２５０〜３８０ＨＶである。当該範囲のマトリックスの硬さを有する本発明の銅基合金は、相手材とマトリックスとの金属接触が生じても塑性流動（塑性変形）が生じにくい。マトリックスの硬さは、下記「１．マトリックスの硬さ測定」に記載される方法により測定することができる。

本発明の銅基合金は、硬質粒子の硬さが、好ましくは５００〜１２００ＨＶ、さらに好ましくは５００〜１０００ＨＶ、特に好ましくは６００〜９００ＨＶである。当該範囲の硬質粒子の硬さを有する本発明の銅基合金は、相手攻撃性に優れる。硬質粒子の硬さは、下記「２．硬質粒子の硬さ測定」に記載される方法により測定することができる。

本発明の銅基合金は、マトリックス及び硬質粒子の合計面積に対する硬質粒子の面積率が、好ましくは５〜５０％、さらに好ましくは１０〜４５％、特に好ましくは２０〜４０％である。当該範囲の硬質粒子の面積率を有する本発明の銅基合金は、耐凝着性に優れる。硬質粒子の面積率は、下記「３．硬質粒子の面積率測定」に記載される方法により測定することができる。

本発明の銅基合金は、次の少なくとも一つの実施形態を採用することができる。

本発明の銅基合金は、対象物に肉盛される肉盛合金として用いることができる。肉盛方法としては、レーザビーム、電子ビーム、アーク等の高密度エネルギ熱源を用いて溶着して肉盛する方法が挙げられる。肉盛の場合には、本発明の銅基合金を粉末化して肉盛用素材とし、その粉末を被肉盛部に集合させた状態で、上記したレーザビーム、電子ビーム、アーク等の高密度エネルギ熱源を用いて溶着して肉盛することができる。また上記した耐摩耗性銅基合金は、粉末化に限らず、ワイヤ化、棒状化した肉盛用素材としてもよい。レーザビームとしては炭酸ガスレーザビーム、ＹＡＧレーザビーム等の高エネルギ密度をもつものが例示される。肉盛される対象物の材質としてはアルミニウム、アルミニウム系合金、鉄又は鉄系合金、銅又は銅系合金等が例示される。対象物を構成するアルミニウム合金の基本組成としては鋳造用のアルミニウム合金、例えば、Ａｌ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｚｎ系等のいずれかを例示できる。対象物としては内燃機関等の機関が例示される。内燃機関の場合には動弁系材料が例示される。この場合には、排気ポートを構成するバルブシートに適用してもよく、また吸気ポートを構成するバルブシートに適用してもよい。この場合には、本発明の銅基合金でバルブシート自体を構成してもよく、また本発明の銅基合金をバルブシートに肉盛することにしてもよい。ただし、本発明の銅基合金は、内燃機関等の機関の動弁系材料に限定されるものではなく、耐摩耗性が要請される他の系統の摺動材料、摺動部材、焼結品にも使用できるものである。本発明の銅基合金は、アルミニウムを積極的元素として含まないため、Ｃｕ及びＡｌ間で化合物が生成することが抑制され、これにより延性を維持することができる。

本発明の銅基合金としては、肉盛に用いられる場合には、肉盛後の肉盛層を構成してもよく、また肉盛前の肉盛用合金でもよい。

本発明の銅基合金は、例えば銅基の摺動部材及び摺動部位に適用することができ、具体的には、内燃機関に搭載される銅基の動弁系材料にも適用することができる。本発明の銅基合金は、肉盛用、鋳造用、焼結用として用いることができる。

以下、本発明を実施例により説明するが、本発明は実施例の範囲に限定されない。

実施例１〜５及び比較例１〜５
実施例１〜５の耐摩耗性銅基合金及び比較例１〜５の銅基合金の組成（配合組成）を表１に示す。比較例５の銅基合金はマトリックスをＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉとし、さらに硬いＮｂ−Ｃ及びＮｂ−Ｃ−Ｍｏを含む硬質粒子をこれに分散させたものである。

実施例１〜５の耐摩耗性銅基合金及び比較例１〜５の銅基合金は、それぞれの組成となるように配合して高真空中で溶解した合金溶湯をガスアトマイズ処理して製造した粉末である。ガスアトマイズ処理は、高温の溶湯をノズルから非酸化性雰囲気（アルゴンガス又は窒素ガスの雰囲気）において噴出させることにより行った。上記した粉末はガスアトマイズ処理で形成されているため、成分均一性が高い。

肉盛層の形成は以下のように行った。
肉盛の対象物であるＡｌ合金（材質：ＡＣ２Ｃ）で形成された基体を用い、それぞれ実施例１〜５の耐摩耗性銅基合金及び比較例１〜５の銅基合金の粉末を基体の被肉盛部に載せて粉末層を形成した状態で、炭酸ガスレーザのレーザビームをビームオシレータにより揺動させると共に、レーザビームと基体とを相対的に移動させ、これによりレーザビームを粉末層に照射処理し、粉末層を溶融凝固させて肉盛層（肉盛厚み：２．０ｍｍ、肉盛幅：６．０ｍｍ）を基体の被肉盛部に形成した。この際、ガス供給管からシールドガス（アルゴンガス）を肉盛箇所に吹き付けつつ行った。上記照射処理では、ビームオシレータによりレーザビーム粉末層の幅方向に振った。上記照射処理では、炭酸ガスレーザのレーザ出力を４．５ｋＷ、レーザビームの粉末層でのスポット径を２．０ｍｍ、レーザビームと基体との相対走行速度を１５．０ｍｍ／ｓｅｃ、シールドガス流量を１０リットル／ｍｉｎとした。

実施例１〜５の耐摩耗性銅基合金及び比較例１〜５の銅基合金を用いて形成した肉盛層について、以下の方法により、マトリックス及び硬質粒子の硬さ測定、硬質粒子の面積率測定、及び摩耗試験を行った。

＜１．マトリックスの硬さ測定＞
ＪＩＳＺ２２４４ビッカース硬さ試験に規定される方法でマイクロビッカース試験にて試験力０．９８０Ｎで実施した。

＜２．硬質粒子の硬さ測定＞
ＪＩＳＺ２２４４ビッカース硬さ試験に規定される方法でマイクロビッカース試験にて試験力０．９８０Ｎで実施した。

＜３．硬質粒子の面積率測定＞
硬質粒子の面積率は走査型電子顕微鏡を用いて下記条件にて測定した。

画像解析用の写真：反射電子像（画像サイズ：２５６０×１９２０ｐｉｘｅｌ）、倍率：×１００、×８００
反射電子像観察時のＷＤ：１０ｍｍ
反射電子像観察時のスポット径：４０
画像解析ソフト：Ｗｉｎ−Ｒｏｏｆ
面積率測定：硬質粒子とマトリックスを２値化し、×１００の写真で１０μｍφ以上、×８００の写真で１μｍφ以上の硬質粒子を測定した。肉盛材料の任意の８カ所を測定し、×１００及び×８００のデータを合算して測定した。

＜４．摩耗試験＞
耐摩耗性を図１に示す試験機を用いて測定した。試験機において、プロパンガスバーナーを加熱源として用い、試験片であるリング形状のバルブシートと、バルブのバルブフェースとの摺動部をプロパンガス燃焼雰囲気とした。バルブフェースはＥＶ１２（ＳＡＥ規格）窒化処理材を用いた。バルブシート及びバルブフェースの温度を２５０℃に制御し、スプリングによりバルブシートとバルブフェースとの接触時に２５ｋｇｆの荷重を付与して３２５０回／分の割合で接触させ、８時間の摩耗試験を実施した。その後、耐摩耗性をバルブシートとバルブの摩耗量の比により評価した。
結果を表１及び図２〜１１に示す。

表１及び図２〜４より、特定量のＭｎを含む実施例１〜２の耐摩耗性銅基合金を用いて形成した肉盛層は、摩耗量比が低く、マトリックス硬さ及び硬質粒子面積率が向上していることがわかる。表１及び図７〜１０より、特定量のＳｎを含む実施例３〜５の耐摩耗性銅基合金を用いて形成した肉盛層は、摩耗量比が低く、マトリックス硬さ及び硬質粒子面積率が向上し、硬質粒子の硬さが低減されていることがわかる。

本発明の銅基合金は、内燃機関のバルブシートやバルブ等の動弁系部材に代表される摺動部材の摺動部分を構成する銅基合金に適用することができる。

Claims (5)

1. 重量％で、ニッケル：５．０〜３０．０％；シリコン：０．５〜５．０％；鉄：３．０〜２０．０％；クロム：１．０％未満；ニオブ：５．０％以下；カーボン：２．５％以下；モリブデン、タングステン及びバナジウムからなる群から選択される少なくとも１種：３．０〜２０．０％；マンガン：０．５〜５．０％及び／又はスズ：０．５〜５．０％；残部銅；並びに不可避不純物からなり、
   マトリックスとマトリックスに分散した硬質粒子とを備える耐摩耗性銅基合金であって、
   ニオブを含む場合、硬質粒子が、炭化ニオブと、その周辺にＮｂ−Ｃ−Ｍｏ、Ｎｂ−Ｃ−Ｗ及びＮｂ−Ｃ−Ｖからなる群から選択される少なくとも１種とを含み、
   ニオブを含まない場合、硬質粒子が、炭化モリブデン、炭化タングステン及び炭化バナジウムからなる群から選択される少なくとも１種を含む、上記耐摩耗性銅基合金。
2. マトリックスの硬さが２００〜４００ＨＶであり、硬質粒子の硬さが５００〜１２００ＨＶであり、かつマトリックス及び硬質粒子の合計面積に対する硬質粒子の面積率が５〜５０％である、請求項１に記載の耐摩耗性銅基合金。
3. 肉盛用合金として用いられる、請求項１又は２に記載の耐摩耗性銅基合金。
4. 肉盛層を構成している、請求項１又は２に記載の耐摩耗性銅基合金。
5. 内燃機関用の動弁系部材又は摺動部材に用いられる、請求項１又は２に記載の耐摩耗性銅基合金。

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