JPH0360895A

JPH0360895A - 肉盛用分散強化銅基合金

Info

Publication number: JPH0360895A
Application number: JP19678489A
Authority: JP
Inventors: Kazuhiko Mori; 和彦森; Minoru Kawasaki; 稔河崎; Shinji Kato; 真司加藤
Original assignee: Toyota Motor Corp
Current assignee: Toyota Motor Corp
Priority date: 1989-07-31
Filing date: 1989-07-31
Publication date: 1991-03-15
Anticipated expiration: 2009-06-22
Also published as: JPH0647187B2

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】〔産業上の利用分野〕本発明は、肉盛用銅基台金、より詳しくは、耐摩耗性に
優れかつ耐熱性を向上させた分散強化型の肉盛用銅基台
金に関する。

〔従来の技術〕

！Ｍ（Ｃｕ＞基の耐摩耗性材料としては、ＣｕにＢｅを
２％前後添加したベリリウム銅あるいはコルソン合金と
して知られるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｉ合金などの析出硬化型の
合金や、Ｃｕ基マトリックス中（Ｃ３ｉＯｚ　、　Ｃｒ
２０＝　、　ＢｅＯ、Ｔｉ０ｚ　、　Ｚｒ０ｚ　、　Ｍ
ｇＯ、ＭｎＯなどの硬質酸化物を主体とする分散相粒子
を分散させた分散強化型の合金が知られている。

析出硬化型合金は長時間の固体内での拡散によって時効
析出させるため、高温で長時間の処理を必要とし、その
ため大物部品には適用し難く、また高温での長時間の処
理によってひずみなどの問題が発生し易い。また析出硬
化型合金で析出する粒子は、せいぜい数μｍ程度と著し
く微細であるため、硬さは得られても、耐摩耗特性、特
に摺動摩耗に対しては充分な耐摩耗性能が得られなかっ
た。すなわち耐摺動性能は、ある程度大きい（１０〜１
００μｍ程度）硬質粒子が分散している方が良好となる
が、析出硬化型合金ではこのような大きな径の粒子を析
出させることは困難であった。

一方、分散強化型合金のうち、内部酸化法によって得ら
れるものは、分散相粒子の生成のために固体内での拡散
を伴なうため、前記同様に高温長時間の処理を必要とし
、大物部品に適用し難く、またひずみ等の発生の問題も
あった。また焼結法による分散強化型合金は、分散相粒
子の径は自由に設定できるが、材料全体の圧縮・焼結を
必要とするため、部材の一部のみに局部的に形成するこ
とは困難であった。

そこで、本発明者らは、耐摩耗性肉盛用Ｃｕ基合金とし
て、Ｃｕ基マトリックス中にＦｅ−Ｎｉ系、Ｎｉ−Ｃｒ
系などの珪化物ないし硼化物の硬質粒子を分散した組織
を有するＣｕ　−Ｎ　ｉ　−Ｆｅ　−Ｓ　ｉ　−Ｂ合金
（特願昭６１−３０３１７８号、特開昭６３−１５７８
２６号公報）、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｔｉ−３ｉ−Ｂ合金（特願
昭６２−９９３７９号、特開昭６３−２６４２９５号公
報、Ｃｕ−ＮｉＦｅ−Ｃｒ−９ｉ合金（特願昭６２−２
６７７６６号、特開平０ｆ−１１１８３１号公報および
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｒ−３ｉ−Ｂ合金（特願昭６２−３１２
６１９号）を提案した。これらのＣｕ基分散強化合金は
分散硬質粒子によって耐摩耗性、特に摺動摩耗特性を向
上させている。

〔発明が解決しようとする課題〕

ところで、内燃機開く例えば、自動車用エンジン）の排
気バルブはその温度がフェース部では７００℃以上であ
り、しかも排気ガス温度は１０００℃以上という状態で
ある。このために、バルブシートは当然に７００℃以上
のバルブと接触しかつ１０００℃以上の排気ガス流にさ
らされる。したがって、バルブシート最表面はかなりの
高温状態になってしまう。特に、Ｃｕ基合金のバルブシ
ートの場合には、その表面温度が融点近くまでも上昇し
てしまうので、Ｃｕ基合金はバルブに非常に凝着しやす
い状態になっている。そして、−旦凝着が発生すると、
そこではＣｕ基合金同士の接触となるために、凝着が激
しく進行してしまい、摩耗が増大してしまう。このよう
なことは、Ｃｕ基合金を高温状態にある（になる）摺動
箇所や接触箇所にて耐摩耗材として使用したときに生じ
る。

従来材および本発明者らが提案してきた耐摩耗性Ｃｕ基
合金は、第２相による析出ないし晶出による強化作用を
主に利用しており、Ｃｕリッチ（α〉相の初晶の部分（
７トリツクスの一部）ではＮｉなどによる固溶強化があ
っても凝着が発生しやすい。特に、比較的酸化し難いオ
ーステナイト鋼やＮｉ基又はＣｏ基の合金で作られてい
るバルブフェース部と接触した際に初晶部分から激しい
凝着（バルブ材への移着）が生じていた。

本発明の目的は、耐凝着性を向上させて耐摩耗性を高め
た肉感用Ｃｕ基合金を提案することである。

〔課題を解決するための手段〕

上述の目的が、重量％で、Ｎｉ　５〜３０％、Ｂ０．５
〜３％、Ｓｉ　１〜５％、Ｆｅ４〜３０％を含有し、Ｓ
ｎ　３〜１５％およびＺｎ　３〜３０％の１つあるいは
両方を添加し、残部がＣｕおよび不可避的不純物からな
り、Ｃｕ基マトリックス中にＦｅ−Ｎｉ系の硼化物およ
び珪化物の粒子が分散しかつＣｕ基初晶中にＳｎおよび
Ｚｎの１つあるいは両方を固溶していることを特徴とす
る肉盛用分散強化銅基台金によって達成される。

上記各成分元素（Ｎｉ、Ｂ　、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｓｎ、Ｚｎ
。

Ｃｕ）の他にＡ１０．１〜５％、Ｔｉ０．１〜５％、Ｍ
ｎ１〜１０％のうちの少なくとも一種を添加含有しても
よい。

さらに上記各成分元素（Ｎｉ、Ｂ　、Ｓｉ、Ｆｅ。

Ｓｎ　、　Ｚｎ　、　Ｃｕ）の他にＣ０，０２〜２％を
添加するとともに、Ｃｒ　０．５〜ｌＯ％および／又は
Ｔ　ｉ　０．３〜５％を添加含有してもよい。

〔作　用〕

本発明に係る分散強化Ｃｕ基合金は、既に提案したＣｕ
基分散強化合金と同様に金属基体上にレーザやＴＩＧア
ーク、プラズマアーク、電子ビームなどの高密度加熱エ
ネルギを用いて溶着く肉りすることによって容易に形成
されるものであり、その組織としては、基本的にはＨｖ
１５０〜２５０程度の硬さのＣｕ基のマトリックス（Ｃ
ｕ−Ｎｉ（十Ｚｎ。

Ｓｎ）の初晶およびＮ１（Ｃｕ）シリサイド〉中に、ｌ
１ｖ７００〜１２００程度の硬質なＦｅ−Ｎｉ系の硼化
物および珪化物がほぼ均一に分散したものとなる。ここ
で分散粒子の大きさは５〜１０００μｍ程度の範囲内に
あり、またその面積率は２〜３０％程度となる。

このようにＦｅ−Ｎｉ系硼化物および珪化物からなる硬
質粒子が分散していることにより、摩耗特性、特に摺動
摩耗特性が著しく優れたものとなる。また特にＣ（炭素
）を添加する場合は、上記のＦｅ　−Ｎｉ系珪化物のほ
か、硬質な炭化物粒子をも分散し、これによって耐摩耗
性が一層向上する。

そして、本発明ではＣｕ基初晶部分の凝着特性を改善す
るために、Ｓｎおよび（又は）ＺｎをＣｕ基初晶に固溶
させ、これら元素はＣｕよりも優先的に酸化するので、
該Ｃｕ基合金の摩擦表面にＳｎおよびＺｎの酸化皮膜（
いわゆる内部酸化層）を形成して金属−金属接触での凝
着を抑制・防止するわけである。なお、ＳｎおよびＺｎ
がＣｕよりもかなり酸化されやすいことは、酸化物生成
自由エネルギー温度図（Ｆ、Ｄ、Ｒｉｃｈａｒｄｓｏｎ
　＆　Ｊ、Ｉｌ、Ｅ。

Ｊｅｆｆｅｓ、　Ｊ、Ｉｒｏｎ　５ｔｅｅｌ　Ｉｎ５ｔ
、、１６０．２６１　（１９４８）、固体の熱力学：　
Ｓｗａｌｉｎ、丸善）からも明らかである。また、Ｃｕ
中に固溶されたＳｎおよびＺｎの拡散係数、並びにＣｕ
中のＣｕの拡散係数は、８００℃のときで、Ｄ（Ｓｎ　
ｉｎ　Ｃｕ）＝７．５１Ｘ１０”ｃｍ”／ｓｅｃ、Ｄ（
Ｚｎ　ｉｎ　Ｃｕ）＝１．７５Ｘ１０−”ｃｍ２／ｓｅ
ｃそしてＤ（Ｃｕ　ｉｎ　Ｃｕ）＝５．０９Ｘ１０−”
ａｍ２／ｓｅｅであって、ＳｎおよびＺｎの拡散係数は
Ｃｕ拡散係数より大きい。この点からもＣｕ基初晶の表
面にてＣｕＯよりもＳｎＯ２およびＺｎＯが優先的に形
成されると考えられる。

そこで、本発明における組成成分の限定理由は次のとお
りである。

Ｓｎは上述したようにＣｕ基合金の耐凝着性向上（Ｃ基
初晶での酸化物皮膜形成）のための元素であって、３％
未満では耐凝着性の改善効果が見られず、一方、１５％
を越えるとレーザやＴＩＧなどで肉盛溶着した際に割れ
の発生が見られる。なお、１５％を越えると第２相（β
相と推定される組織）の発生があり、これが割れの要因
となっている。そして、Ｃｕ−３ｎ状態図（日本金属学
会編、金属データブック、（１９７Ｋ）、丸善の第４４
２頁、図３−２９０参照）からも１５％がα相に固溶す
る範囲の最大値に近い値であることがわかる。これは肉
感が比較的急冷処理でもあるので、高温での固溶量が保
持されるためであると考えられる。

Ｚｎも上述したようにＣｕ基合金の耐凝着性向上のため
の元素であって、３％未満では耐凝着性の改善効果が見
られず、一方、３０％を越えると肉盛溶着した際に割れ
の発生が見られる。この場合にも、３０％を越えると第
２相の発生があり、割れの要因となっている。そして、
Ｃｕ−Ｚｎ状態図（前記の金属データブック、第４４３
頁、図３−２９７参照）からも３０％がα相固溶範囲の
最大値に近い値であることがわかる。これは肉盛が比較
的急冷処理でもあるので、高温での固溶量が保持される
ためであると考えられる。

ＮｉはＣｕ基マトリックスを強化するとともに硬質なＦ
ｅ−Ｎｉ系硼化物および珪化物を形成するに必要な元素
であり、５％未満ではマトリックスの強化の効果が得ら
れず、一方３０％を越えれば金属基材への溶着性、特に
Ａ１合金基材に対する溶着性が低下し、金属基材に対す
る溶着による局部的耐摩耗性向上の目的が達成され得な
くなるおそれがある。

Ｓｉは硬質粒子としてのＦｅ−Ｎｉ系珪化物を生成する
ために必要な元素であり、またＣｕ基マトリックスを強
化する役割を果たす。Ｓｌが１％未満では目的とする珪
化物硬質粒子が形成されず、一方５％を越えれば金属基
村上に溶着させる際に割れが生じ易くなる。

ＢもＳｉ　と同様に硼化物硬質粒子を生成するに有効な
元素であり、またＣｕ基マトリックスを強化する役割を
も果たす。Ｂが０．５％未満では上記の効果が充分に得
られず、一方３％を越えれば金属基村上に溶着する際に
割れが生じ易くなる。

ＦｅはＣｕ基のマトリックスにほとんど固溶しない元素
であって、硬質粒子としてのＦｅ−Ｎｉ系硼化物および
珪化物を生成するための主要元素となる。Ｆｅが４％未
満では充分な分散量の硬化物粒子が得られず、一方３０
％を越えれば金属基材、特にＡ１合金基材への溶着性が
低下する。

上記各成分元素（Ｓｎ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｂ　、Ｆｅ
）のほか、Ａ１０．１〜５％、Ｔｉ０．ｆ〜５％および
Ｍｎ　１〜１０％のすくなくとも１種を添加できる。

このようにＡ１．Ｔｉ、Ｍｎのうちの１種以上を添加す
ることによってＣｕ基マトリックスの強度と分散相の強
度をより一層向上させることができる。

ここでＡＪ　０．１％未満、Ｔｉ０．１％未満、Ｍｎ１
％未満では上記の効果が充分に得られず、一方Ａ１５％
、Ｔｉ５％、ＭｎｌＯ％を越えれば靭性の低下をもたら
すことになる。

さらに、前記のＮｉ、Ｓｉ、Ｂ、Ｆｅの各成分元素のほ
か、Ｃｒ　０．５〜ｌＯ％および／又はＴｉ０．３〜５
％と、Ｃ０，０２〜２％とを添加することによって、前
述のようなＦｅ−Ｎｉ系硼化物および珪化物のほか、炭
化物をも硬質粒子として生成させ、耐摩耗性を一層向上
させることができる。ここで、Ｃｒ０１５％未満、Ｔｉ
０．３％未満、Ｃ０，０２％未満ではベースのＣｕ−Ｎ
１−Ｂ−３ｉ−Ｆｅ合金と比較して耐摩耗性を向上させ
る効果が少なく、一方Ｃｒ１Ｏ％、Ｔｉ５％、Ｃ２％を
越えれば靭性が低下するとともに、金属基材、特にＡ１
合金基材に対する溶着性が低下することになる。

〔実施例〕

以下、添付図面を参照して、本発明の実施態様例によっ
て本発明の詳細な説明する。

本発明に係るＣｕ基分散強化合金はＡ１合金やそのほか
鋼や鋳鉄等、任意の金属基体上へ、レーザやＴＩＧアー
ク、電子ビーム、プラズマアーク等の高密度加熱エネル
ギを用いて溶着することにより容易に形成することがで
きる。すなわち、Ａ１合金などからなる金属基体の特に
耐摩耗性を向上させるべき部位の表面に、本発明のＣｕ
基分散強化合金の成分組成を有する合金粉末、あるいは
全体としてその成分組成となるような混合粉末を予め配
置しておくか、またはその合金粉末もしくは混合粉末を
供給しながら、レーザ等の高密度加熱エネルギを粉末の
上から照射してその粉末を金属基体上で急速溶融させ、
引続きその高密度加熱エネルギの照射位置の移動もしく
は照射停止によりその溶融物を急速に冷却凝固させ、金
属基体上に肉盛溶着させる。合金粉末でなく溶接棒にし
て、これを用いて肉盛することができる。

レーザを用いて溶着により金属基体上に本発明のＣｕ基
分散強化合金粉末から肉盛層を形成することは、例えば
、特開昭６３−１５７８２６号公報にて開示されたやり
方で行なうことができる。

下記組成の本発明に係る合金粉末Ａ、Ｂ、Ｃおよび比較
例の合金粉末りを用意し、レーザ光を熱源としてＡ１合
金基板（ＪＩＳ　ＡＣ−２Ｃのアルミニウム合金鋳物）
上に溶着させて分散強化Ｃｕ基合金肉盛層Ａ〜Ｄを形成
した。

Ａ　：　Ｃｕ　−１９，９Ｎ　ｉ−２，９６３ｉ　−１
，３８Ｂ　−８，０２Ｆｅ−７，８９ＺｎＢ　：　Ｃｕ−１９，３Ｎ　ｉ−２，９３３ｉ−１，２
５Ｂ　−７，５５Ｆｅ−１０，４ＳｎＣ：　Ｃｕ−１９，６Ｎ　ｉ−２，９５３ｉ−１，３２
Ｂ　−７，７２Ｆｅ−３，９５Ｚｎ−５，２ＳｎＤ　：　Ｃｕ−２０，１Ｎ　ｉ−２，９６３ｉ−１，３
６Ｂ　−７，９６Ｆ　ｅ肉盛溶着方法は、具体的には、
特開昭６３−１５７８２６号公報での第１図〜第３図に
関連して説明した方法を用いて、溶着条件は、レーザ出
力４．５ｋＫ、レーザビーム径２．５ｍｍ、レーザ照射
エネルギ密度２７０Ｗ／ａｍ”　、レーザビームのオシ
レート幅７ｍｍ、オシレート周波数２００１１ｚ、走査
速度８００ｍｍ／ｍｉｎとした。形成した分散強化Ｃｕ
基合金肉盛層を所定寸法に研削加工してテストピースＡ
〜Ｄを作成した。

本発明に係るＣｕ基合金肉盛層Ａ〜Ｃの組織は第４Ａ図
、第４Ｂ図および第４Ｃ図の顕微鏡写真（４００倍）に
示すとおりであり、Ｆｅ−Ｎｉ系の硼化物および珪化物
の粒子が一面に分散している。そして、これら肉盛層の
Ｃｕ基初晶中に含まれるＺｎおよびＳｎの量は、ＥＰＭ
＾分析で調べて、肉盛層ＡでＺｎ＝１０−１８％、肉盛
層Ｂ″′ｃＳ　ｎ　＝　１：’−２２％および肉盛層Ｃ
でＺｎ＝５〜ｌＯ％、５ｎ＝８〜１５％であった。

凝着特性を評価するために、第２図に示すように、ヒー
タ１によって加熱した状態でバルブ材２にＣｕ基合金肉
盛層３付きテストピース４を往復運動的に押付けた。こ
の試験条件は、加熱温度＝３００〜３５０℃（接触面）
、押付は力Ｐ　＝　２０ｋｇｆ　（面圧−５ｋｇｆ／ｍ
ｍ２）、往復距ｔ’１ｔＬ＝５＋＋＋ｎ、往還速度＝５
００回／分、試験時間＝３０分、そしてバルブ材材質２
ｌ−４Ｎ鋼（ＪＩＳではＳ［ＩＨ３５）であった、試験
後、パルプ材２に付着したＣｕ基合金の凝着高さを粗さ
計で測定して、第１図に示す結果が得られ、比較例りと
比べて本発明のＣｕ基合金Ａ〜Ｃは凝着高さが低く、凝
着量も少なかった。

Ｘ牧２ＳｎおよびＺｎを添加していないＣｕ−２ＯＮｉ−３Ｓ
ｉ−１，５Ｂ−８ＦｅのＣｕ基合金にＳｎ又はＺｎを添
加した場合に、その添加量とＣｕ基初晶硬度との関係を
調べて、第３図に示す結果が得られた。

第３図から明らかなように、Ｓｎ、Ｚｎの添加によって
初晶部分の硬さが従来のＣｕ基分散強化合金よりもＨｖ
３０〜１００程度向上する。この硬度向上の点からも耐
摩耗性が向上することは明白である。

〔発明の効果〕

上述したように本発明に係る分散強化Ｃｕ基合金はＳｎ
およびＺｎ添加に起因して改善された耐凝着性を含めた
優れた耐摩耗性を有しでいる。そして、本発明の分散強
化Ｃｕ基合金は任意の金属基板上へ肉盛溶着形成できる
ので、各種の機械部品（バルブシートを含め）での耐摩
耗性が必要な部位のみに肉盛層を形成して従来よりも特
性向上が図れる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明および比較例の分散強化Ｃｕ基合金肉
盛層の凝着高さを示すグラフであり、第２図は、耐凝着
性を評価するための試験を説明するテストピースとパル
プ材の概略断面図であり、第３図は、Ｓｎ又はＺｎ添加量とＣｕ基初晶硬度との関
係を示すグラフであり、第４Ａ図、第４Ｂ図および第４Ｃ図は本発明に係る分散
強化Ｃｕ基合金肉盛ＮＡ〜Ｃそれぞれの金属組織を示す
Ｍ微鏡写真（４００倍〉である。１・・・ヒータ、　　　　　２・・・パルプ材、３・・
・Ｃｕ基合金肉盛層、４・・・テストピース。

Claims

【特許請求の範囲】

１、重量％で、Ｎｉ５〜３０％、Ｂ０．５〜３％、Ｓｉ
１〜５％、Ｆｅ４〜３０％を含有し、Ｓｎ３〜１５％お
よびＺｎ３〜３０％の１つあるいは両方を添加し、残部
がＣｕおよび不可避的不純物からなり、Ｃｕ基マトリッ
クス中にＦｅ−Ｎｉ系の硼化物および珪化物の粒子が分
散しかつＣｕ基初晶中にＳｎおよびＺｎの１つあるいは
両方を固溶していることを特徴とする肉盛用分散強化銅
基合金。