JPH05311286A

JPH05311286A - 耐摩耗性が優れた高力銅合金及びその製造方法

Info

Publication number: JPH05311286A
Application number: JP11759592A
Authority: JP
Inventors: Motohisa Miyato; 元久宮藤; Takeo Yuji; 建夫湯地
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1992-05-11
Filing date: 1992-05-11
Publication date: 1993-11-22

Abstract

(57)【要約】【目的】冷間加工性が優れ、薄板化でき、強度及び耐
摩耗性が優れた高力銅合金及びその製造方法を提供す
る。【構成】Ａｌ； 4乃至8 重量％、Ｎｉ；0.5 乃至5 重
量％、Ｆｅ；0.5 乃至5 重量％、Ｃｒ；0.01乃至0.5 重
量％、Ｍｎ；0.01乃至0.5 重量％及びＺｎ；0.1 乃至5
重量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物からな
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、苛酷な摺動条件下にお
いて使用される機器材料、例えば自動車のトランスミッ
ション機構のミッションギアー及びモーター回転子等に
使用されるスペーサ等の耐摩耗性が優れた高力銅合金及
びその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来、自動車の回転部品のスペーサ（以
下、シールド板という）にはＪＩＳ規格のＣ5191（ 6％
Ｓｎ−りん青銅）材が使用されている。しかし、このＣ
5191材はシールド板の相手材である鉄との摩耗による消
耗が激しいため、寿命が短く、信頼性が低いという難点
がある。更に、近年、自動車用変速機は変速比の多段化
又は自動化が進められ、これに伴いトランスミッション
機構も更に高速度及び高荷重の厳しい摩擦環境下になっ
ている。それで、Ｃ5191材を使用したシールド板は硬度
が低く、耐摩耗性が充分でないため、長期間の使用に耐
え難くなってきている。このため、シールド板における
Ｃ5191材の代替材料が要望されている。そして、この代
替材料としてはＣｕ−Ａｌ−Ｎｉ系（アルミニウム青
銅）合金が挙げられる。このＣｕ−Ａｌ−Ｎｉ系合金は
高強度で、耐蝕性及び耐摩耗性が良いことで知られてい
る。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、このＣ
ｕ−Ａｌ−Ｎｉ系合金は冷間圧延をすることが困難なた
め、熱間圧延による厚物の製造にしか適用できず、条材
又は薄板を量産することは極めて困難であるという問題
点がある。

【０００４】このため、その用途は鋳物品及び鍛造品等
の厚物材料に限定されており、条材及び薄板材料として
は実際上製造されていない。

【０００５】本発明はかかる問題点に鑑みてなされたも
のであって、冷間加工が難しいとされていたＣｕ−Ａｌ
−Ｎｉ系合金の冷間加工性を向上させ、その薄板化及び
条材化を可能とし、強度及び耐摩耗性が優れた摺動部用
材料として好適の高力銅合金及びその製造方法を提供す
ることを目的とする。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明に係る耐摩耗性が
優れた高力銅合金は、Ａｌ； 4乃至8 重量％、Ｎｉ；0.
5乃至5 重量％、Ｆｅ； 0.5乃至5 重量％、Ｃｒ；0.01
乃至0.5 重量％、Ｍｎ；0.01乃至0.5 重量％及びＺｎ；
0.1乃至5 重量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不
純物からなることを特徴とする。

【０００７】また、本発明に係る耐摩耗性が優れた高力
銅合金の製造方法は、Ａｌ； 4乃至8 重量％、Ｎｉ；
0.5乃至5 重量％、Ｆｅ； 0.5乃至5 重量％、Ｃｒ；0.0
1乃至0.5 重量％、Ｍｎ；0.01乃至0.5 重量％及びＺ
ｎ； 0.1乃至5 重量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避
的不純物からなる銅合金の鋳塊を熱間加工した後、650
℃以上の温度から 5℃／秒以上の冷却速度で冷却する工
程と、冷却後の合金を50％以上の加工率で冷間加工した
後、 650乃至850 ℃の温度で30分間乃至4 時間加熱して
中間焼鈍する工程と、次いでこの合金に対し50乃至70％
の加工率の冷間加工と、700 乃至950 ℃の温度で10秒間
乃至4 時間加熱する焼鈍とを少なくとも１回以上繰り返
す工程と、次いで合金を20％以上の加工率で冷間加工し
た後、 350乃至550 ℃の温度で30分間乃至4 時間熱処理
する工程とを有することを特徴とする。

【０００８】

【作用】以下、本発明に係る耐摩耗性が優れた高力銅合
金の成分添加理由及び組成限定理由について説明する。

【０００９】ＡｌＡｌは母相を強化すると共に耐食性を向上させる元素で
ある。Ａｌ含有量が４重量％未満の場合は、このような
効果が得られず、また、Ａｌ含有量が 8重量％を超える
と、母相中にγ相が析出するために、合金の靭性が低下
し、加工性が悪くなる。このため、Ａｌ含有量は 4乃至
8 重量％とする。

【００１０】ＮｉＮｉはＡｌと共に母相を強化する元素である。また、Ｎ
ｉはβ相の析出を抑制する作用も有し、特に高温での耐
摩耗性を向上させる。更に、Ｎｉ及びＡｌは金属間化合
物を形成して強度及び耐摩耗性を向上させる。Ｎｉ含有
量が0.5 重量％未満の場合は、このような効果が不十分
である。また、Ｎｉ含有量が 5重量％を超える場合は、
含有量の増加に見合うＮｉの添加効果の向上が得られ
ず、無駄である。このため、Ｎｉ含有量は 0.5乃至5 重
量％とする。

【００１１】ＦｅＦｅはＡｌと共に析出して母相を強化する元素である。
また、ＦｅとＡｌは金属間化合物を形成して、強度及び
耐摩耗性を向上させる。Ｆｅ含有量が0.5 重量％未満の
場合は、このような効果が得られず、また、Ｆｅ含有量
が 5重量％を超える場合は、冷間加工性が悪くなる。こ
のため、Ｆｅ含有量は 0.5乃至5 重量％とする。

【００１２】ＣｒＣｒは母相の結晶粒度を微細化すると共に、母相中に析
出物を分散して、強度の向上と機械摩耗特性とを向上さ
せるのに必要な元素である。Ｃｒ含有量が0.01重量％未
満の場合は、このような効果が不十分である。また、Ｃ
ｒ含有量が0.5重量％を超える場合は、造塊時の湯流れ
性が悪化して、造塊歩留りが低下する。このため、Ｃｒ
含有量は0.01乃至0.5 重量％とする。

【００１３】ＭｎＭｎは熱間加工性を向上させる元素である。Ｍｎ含有量
が0.01重量％未満の場合は、このような効果が不十分で
ある。また、Ｍｎ含有量が0.5 重量％を超える場合は、
造塊時の湯流れ性が悪化して、造塊歩留りが低下する。
このため、Ｍｎ含有量は0.01乃至0.5 重量％とする。

【００１４】ＺｎＺｎは摺動時、油との潤滑効果を向上させる元素であ
る。Ｚｎ含有量が0.1 重量％未満の場合は、このような
効果が不十分である。また、Ｚｎ含有量が 5重量％を超
える場合は、靭性及び耐食性が低下する。このため、Ｚ
ｎ含有量は0.1 乃至5 重量％とする。

【００１５】なお、上述の各元素以外に、Ｓｉ、Ｃｏ、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｐ、Ｖ、Ｎｂ及びＡｇの各元素の１種又は
２種以上を総量で0.1 重量％以下含有させても、冷間加
工性はもとより、製品に必要な特性が実用上問題なく維
持される。このため、これらの元素の上記範囲内での含
有は許容される。

【００１６】また、不可避的不純物としては、Ｂ、Ｃ、
Ｎａ、Ｍｇ、Ｓ、Ｃａ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓ
ｂ、Ｐｂ及びＭｎ等が混入することが考えられる。

【００１７】次に、上述の組成を有する耐摩耗性が優れ
た高力銅合金の製造方法について説明する。

【００１８】先ず、Ａｌ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ及び
Ｚｎが上述の組成である銅合金の鋳塊を熱間加工した
後、650 ℃以上の温度から 5℃／秒以上の冷却速度で冷
却する。このように、前記合金を650 ℃以上の温度から
5℃／秒以上の冷却速度で冷却すると、Ｎｉ−Ａｌ及び
Ｆｅ−Ａｌ等の金属間化合物の析出により、合金を析出
硬化させることなく、Ｎｉ、Ａｌ及びＦｅ等を銅合金中
に強制的に固溶させることができ、その後の冷間圧延加
工性を良好にすることができる。この合金の温度が650
℃未満又は冷却速度が 5℃／秒未満の場合は、Ｎｉ−Ａ
ｌ及びＦｅ−Ａｌ等の金属間化合物が析出し、硬度が高
くなり、冷間圧延加工性が低下する。このため、前記合
金は650 ℃以上の温度から 5℃／秒以上の冷却速度で冷
却する。

【００１９】次に、この合金を50％以上の加工率で冷間
加工した後、 650乃至850 ℃の温度で30分間乃至4 時間
加熱して中間焼鈍すると、α＋β相の２相合金となっ
て、加工性を低下させるβ相が析出することを抑制し、
母相をα相単相にすることができる。これにより、加工
性が向上する。この合金の冷間加工の加工率が50％未満
の場合は、加工組織が不均一になる。このため、この合
金は50％以上の加工率で冷間加工する。また、中間焼鈍
の温度が650 ℃未満の場合は、母相にβ相が析出し、伸
びが小さくなり、加工性が向上しない。更に、中間焼鈍
の温度が850 ℃を超える場合は、再結晶粒が粗大化する
ため、粒界が弱くなり、硬度及び強度が小さくなる。こ
のため、中間焼鈍の温度は650 乃至850 ℃とする。一
方、焼鈍時間が30分未満の場合は、上述のような焼鈍効
果を十分に得ることができない。また、焼鈍時間が４時
間を超える場合は、焼鈍時間の増加に見合う焼鈍効果の
向上が得られず、無駄である。このため、中間焼鈍の時
間は30分間乃至4 時間とする。

【００２０】更に、この合金に対し50乃至70％の加工率
での冷間加工と、 700乃至950 ℃の温度で10秒間乃至4
時間加熱する焼鈍とを少なくとも１回以上繰り返す。こ
のように、この合金に50乃至70％の高い加工率での冷間
加工を施すと、焼鈍回数を減らすことができる。これに
より、生産性を向上させることができる。また、 700乃
至950 ℃の温度で10秒間乃至4 時間加熱する焼鈍を実施
すると、冷間加工によって低下した伸びを回復させて、
加工性を向上させることができる。これにより、次の冷
間圧延加工を可能にすることができる。また、上記の製
造条件により冷間加工と焼鈍とを１回以上繰り返すと、
更に厚さが薄い材料を製造することができる。一方、中
間工程における冷間圧延及び焼鈍は加工率を高くして、
焼鈍回数を少なくすることが生産性の面から好ましく、
この合金の加工率が50％未満の場合は、焼鈍回数が増え
て、生産性が低下し、不経済である。また、この合金の
加工率が70％を超える場合は、硬度が高くなり、加工性
が低下する。このため、この合金の加工率は50乃至70％
とする。焼鈍温度が700 ℃未満の場合は、伸びが小さい
ため、加工性が向上しない。また、焼鈍温度が950 ℃を
超える場合は、結晶粒度が粗大化して強度が小さくな
り、耐摩耗性が向上しない。このため、焼鈍温度は700
乃至950 ℃とする。焼鈍時間が10秒間未満の場合は、上
述のような焼鈍効果を十分に得ることができない。ま
た、焼鈍時間が4 時間を超える場合は、焼鈍時間の増加
に見合う焼鈍効果の向上が得られず、無駄である。この
ため、焼鈍時間は10秒間乃至4 時間とする。

【００２１】更にまた、この合金に対し20％以上の加工
率で冷間加工した後、 350乃至550℃の温度で30分間乃
至4 時間加熱する熱処理を実施すると、Ｎｉ−Ａｌ及び
Ｆｅ−Ａｌの金属間化合物を析出させることができると
共に、母相中にβ相及びＣｒの析出物を発生させて、材
料を析出硬化させることができる。これにより、耐摩耗
性が向上する。この合金の加工率が20％未満の場合は、
上述の熱処理を実施しても上述の析出物の発生が不十分
であり、耐摩耗性が向上しない。このため、この合金の
加工率は20％以上とする。一方、熱処理の温度が350 ℃
未満の場合は、30分間乃至4 時間加熱する熱処理を実施
しても、熱処理による効果を十分に得ることができな
い。また、熱処理の温度が550 ℃を超える場合は、析出
量が少ないため、硬度及び強度が低下し、耐摩耗性を向
上させることができない。このため、熱処理の温度は35
0 乃至550 ℃とする。熱処理時間が30分間未満の場合
は、上述のような熱処理効果を十分に得ることができな
い。また、熱処理時間が4 時間を超える場合は、熱処理
時間の増加に見合う熱処理効果の向上が得られず、無駄
である。このため、熱処理時間は30分間乃至4 時間とす
る。

【００２２】

【実施例】次に、本発明の実施例に係る耐摩耗性が優れ
た高力銅合金を製造し、その特性を試験した結果につい
て、本願特許請求の範囲から外れる比較例と比較して説
明する。

【００２３】先ず、クリプトル炉を使用して、下記表
１，２に示す組成の合金（実施例１乃至４及び比較例１
乃至１１）になるように配合した原料を木炭被覆下にお
いて大気中で溶解した後、これらの溶湯を鋳造し、厚さ
が50mm、幅が80mm、長さが200mm の鋳塊を得た。なお、
表２に示す比較例１１はＪＩＳＣ5191材を使用してい
る。そして、これらの鋳塊の表裏両面を面削した。その
後、これらの鋳塊を870 ℃の温度で10mmの厚さになるま
で熱間圧延した後、これらの圧延材を700 ℃以上の温度
から水中に投入して 5℃／秒以上の冷却速度で冷却し
た。なお、比較例５はＣｒ含有量が0.5 重量％を超えて
いるため、鋳造欠陥が多く、熱間圧延時に割れが発生し
た。以後、この比較例５は試料から除外した。

【００２４】次いで、これらの圧延材の酸化スケールを
除去した後、加工率が70％の冷間圧延を施して、厚さが
3mmの板材を得た。その後、これらの板材に750 ℃の温
度で1時間加熱する中間焼鈍を施した。

【００２５】更に、これらの板材に加工率が50％の冷間
圧延を施し、厚さが1.5mm の板材を得た。そして、1.5m
m の板材に温度が750 ℃で 1時間加熱する焼鈍を施し
た。なお、比較例２はＡｌ含有量が 8重量％を超えて含
有するため、冷間圧延時に硬化し、割れが発生した。以
後、この比較例２は圧延を中止した。

【００２６】最後に、これらの板材に対し加工率が60％
の冷間圧延を施し、最終板厚が0.6mm の板材を得た。次
に、これらの板材をカンタル炉を使用して、比較例 8,
9,10は温度が425 ℃で2 時間加熱する熱処理が施され、
その他は温度が450 ℃で 2時間加熱する熱処理が施され
た。これらの板材を試験材とした。

【００２７】次に、これらの板材を使用して、以下に示
す機械試験及び摩耗試験を実施した。

【００２８】（１）引張試験においては、各試験材から
圧延方向に平行に切り出したＪＩＳ13号Ｂ試験片を使用
して、引張強さ、耐力及び伸びを測定した。

【００２９】（２）各試験材の硬さは、マイクロビッカ
ース硬度計を使用して、荷重500gの条件で測定した。

【００３０】（３）摩耗試験においては、先ず、ワッシ
ャ摩耗試験機を製作した。

【００３１】図１はワッシャ摩耗試験機の側面図であ
る。床１１上に台１４が固定ボルト８及びナット８ａを
使用して固定されている。更に、油槽７が床１１上に載
置されている。台１４上にはモータ６及びベアリング１
０ａ，１０ｂが設置されている。モータ６の回転軸には
フレキシブルカップリング５が取付けられており、この
フレキシブルカップリング５には回転軸１８が接続され
ている。また、回転軸１８の先端には相手材２が装着さ
れている。そして、この回転軸１８はベアリング１０
ａ，１０ｂの中を通り、油槽７に挿入されている。これ
により、モータ６の回転力がフレキシブルカップリング
５及び回転軸１８を介して相手材２に伝達される。

【００３２】一方、台１２が固定ボルト９及びナット９
ａを使用して床１１上に固定されている。台１２上には
ばね計り支え治具１５が設置されており、このばね計り
支え治具１５には回転治具１６ｃが設けられている。ま
た、台１３が床１１上に設置され、台１３上にはボール
スライド４が設置されている。ボールスライド４には試
験片固定治具１７が挿入されている。これにより、試験
片固定治具１７がボールスライド４に沿って移動するこ
とができる。この試験片固定治具１７の一方の端は油槽
７に挿入され、試験片固定治具１７の先端には試験片１
が装着されている。また、試験片固定治具１７の他方の
端には回転治具１６ａが設置されており、この回転治具
１６ａ，１６ｂ，１６ｃはその軸を水平にして、回転軸
１６ａと回転軸１６ｂとが揺動可能に係合され、更に、
回転軸１６ｂと回転軸１６ｃとが揺動可能に係合されて
いる。そして、回転軸１６ｂには棒１９の上端部が係合
され、棒１９の下端部にはばね計り３が係合されてい
る。これにより、ばね計り３の荷重が棒１９及び回転治
具１６ｂを介して、回転治具１６ｃ及び回転治具１６ａ
に加わり、この力の水平分力が試験片固定治具１７を介
して、試験片１に加えられる。

【００３３】このように構成されたワッシャ摩耗試験機
に表１，２に示す組成の試験材（実施例１乃至４及び比
較例１乃至１１、但し、比較例２及び５は除く）を使用
して、直径が50mm、厚さが0.6mm の円板状に加工した試
験片１を試験片固定治具１７の先端に装着する。次に、
表３に示す組成のＳ15Ｃ材を使用して、外径が30mm、内
径が10mmの円板状に加工した相手材２を回転軸１８に装
着する。更に、試験片１と相手材２との接触荷重が60kg
f/cm² になるようにばね計り３を使用して荷重を加え
る。これにより、棒１９を介して回転軸１６ｂに下向き
の荷重が加わり、回転軸１６ａ及び試験片固定治具１７
が油槽７側に押されて、試験片１及び相手材２に圧縮荷
重が加わる。この状態で油槽７内に油を満たした後、モ
ータ６の回転軸を3553乃至3580rpm で回転させ、摩耗試
験を実施する。なお、油槽７内の油の温度は87乃至89℃
を保持した。上記方法で120 時間の運転後、試験片１及
び相手材２の摩耗量、摩耗深さ及び表面粗さを測定し
て、摺動部材料を総合的に評価した。なお、摩耗深さは
レーザ式変位計、表面粗さはランクテーラーホブソン製
表面粗さ計を使用して測定した。

【００３４】これらの結果を下記表４乃至７に示す。こ
の表４乃至７から明らかなように、本発明に係る実施例
合金１乃至４は、機械試験及び摩耗試験においていずれ
も優れた特性を示した。即ち、表４，５から明らかなよ
うに、本発明に係る実施例合金１乃至４は、いずれも引
張強さが769N/mm²以上、耐力が705N/mm²以上、伸びが1
3.0％以上及び硬さが259Hv 以上と、優れた特性を示し
た。特に、実施例合金１乃至４の強度及び硬さは、比較
例１乃至１１に比して優れている。また、表６，７から
明らかなように、実施例合金１乃至４の供試材の摩耗量
は105 乃至125mg、相手材の摩耗量は9 乃至10mgであ
り、一方、比較例１乃至１１の供試材の摩耗量は202 乃
至410mg 、相手材の摩耗量は20乃至42mgであって、摩耗
量においても本実施例合金が比較例に比して少なくなっ
ている。更に、実施例合金１乃至４の供試材の摩耗深さ
は0.08乃至0.19mm、相手材の摩耗深さは0.09乃至0.15mm
であり、一方、比較例１乃至１１の供試材の摩耗深さは
0.27乃至0.38mm、相手材の摩耗深さは0.22乃至0.50mmで
あって、摩耗深さにおいても本実施例合金が比較例に比
して少なくなっている。更にまた、本実施例合金の供試
材の表面粗さは5 乃至10μｍ、相手材の表面粗さが6 乃
至11μｍであるのに対して、比較例１乃至１１の供試材
の表面粗さは14乃至28μｍ、相手材の表面粗さは20乃至
36μｍであり、表面粗さにおいても本実施例合金がいず
れも比較例に比して小さくなっている。

【００３５】

【表１】

【００３６】

【表２】

【００３７】

【表３】

【００３８】

【表４】

【００３９】

【表５】

【００４０】

【表６】

【００４１】

【表７】

【００４２】次に、本発明の製造方法の種々の条件を変
えてその影響を調べた実施例について説明する。

【００４３】先ず、クリプトル炉を使用して、下記表８
に示す組成の合金を木炭被覆下において大気中で溶製し
た後、この溶湯を鋳造して、厚さが50mm、幅が80mm、長
さが200mm の鋳塊を得る。そして、この鋳塊の表裏両面
を面削する。その後、この鋳塊を870 ℃の温度で10mmの
厚さになるまで熱間圧延した後、実施例５，６，７，８
はこの圧延材を夫々 900、 800、 750、650 ℃の温度か
ら水中に投入して5 ℃／秒以上の冷却速度で急冷する。
また、比較例１２，１３，１４は熱間圧延した圧延材を
夫々 800、 750、650 ℃の温度から空冷し、5 ℃／秒未
満の冷却速度で冷却する。また、比較例１５は熱間圧延
した圧延材を550 ℃の温度から水中に投入して5 ℃／秒
以上の冷却速度で急冷する。得られた圧延材の硬さ及び
その後の冷間圧延加工性の結果を表９に示す。実施例５
乃至８はいずれも比較例１２乃至１５に比して硬さが低
く、冷間圧延加工性も良好であった。一方、熱間圧延し
た後、 800、 750、650 ℃の温度から空冷した夫々比較
例１２，１３，１４と、熱間圧延後、550 ℃の温度から
水中冷却した比較例１５とはいずれも冷却速度が遅いた
め、Ｎｉ−Ａｌ及びＦｅ−Ａｌ等の金属間化合物が析出
して硬さが高くなり、冷間圧延時に表面割れが発生し
た。

【００４４】次いで、750 ℃の温度から水中に投入して
急冷させた試験材（実施例７）を使用して、この試験材
に加工率が50％（加工後の板厚が5mm ）及び70％（加工
後の板厚が3mm ）となるような冷間圧延を施した後、50
0 乃至950 ℃の温度で１時間加熱する中間焼鈍を施す。
得られた中間焼鈍材の硬さと、その後の冷間圧延加工性
とを表１０に示す。実施例９乃至１２はいずれも比較例
１６，１８に比して硬さが低く、冷間圧延加工性も良好
であった。一方、中間焼鈍の温度が低い比較例１６，１
８はβ相が析出するため、硬さが高くなり、その後の冷
間圧延加工時に表面割れが発生した。また、中間焼鈍の
温度が高い比較例１７は再結晶粒が粗大化するため、粒
界が弱くなり、硬さが小さくなる。このため、硬さ及び
強度が不足し、製品としての最終特性を満足することが
できない。

【００４５】次に、750 ℃の温度で１時間加熱する中間
焼鈍を施した試験材（実施例１０）を使用して、厚さが
1.5mm、1.0mm 及び0.67mmまでこの試験材に冷間圧延を
施し、その後、750 ℃の温度で１時間加熱する焼鈍を施
す。これにより、伸びを回復させて、加工性を向上させ
ることができる。

【００４６】次いで、冷間圧延を実施して、厚さが0.6m
m の試験材とした。更に、この試験材をカンタル炉を使
用して、250 乃至650 ℃の温度で15分間乃至4 時間加熱
する熱処理を実施した。

【００４７】この試験材を使用して、前述した機械試験
及び摩耗試験を実施した。これらの結果を表１１，１２
に示す。この表１１，１２から明らかなように、本実施
例方法１３乃至１６により得られた合金は、いずれも優
れた特性を示した。即ち、実施例１３乃至１６は引張強
さが773N/mm²以上、伸びが12.9％以上、硬さが258Hv以
上、供試材の摩耗量が110mg 以下及び相手材の摩耗量が
10mg以下と、機械的性能及び耐摩耗性共に優れた特性を
示した。

【００４８】一方、最終冷間加工率が低い比較例１９、
熱処理温度が低い比較例２０、熱処理温度が高い比較例
２１及び熱処理時間が短い比較例２２はいずれも強度及
び硬度が低下し、耐摩耗性が向上しない。

【００４９】なお、本実施例において、熱処理はバッチ
式の熱処理で実施したが連続熱処理ラインで実施しても
同様の効果を得ることができる。

【００５０】

【表８】

【００５１】

【表９】

【００５２】

【表１０】

【００５３】

【表１１】

【００５４】

【表１２】

【００５５】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば冷
間加工が難しいとされていたＣｕ−Ａｌ−Ｎｉ系合金の
冷間加工性を向上させ、その薄板化及び条材化を可能と
し、強度及び耐摩耗性が優れた高力銅合金及びその製造
方法を提供することができる。これにより、自動車等に
おいて、ギア、シール及び軸受け等のミッション部の耐
久性をより一層向上させることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】ワッシャ摩耗試験機を示す側面図である。

【符号の説明】

１；試験片２；相手材３；ばね計り４；ボールスライド５；フレキシブルカップリング６；モータ７；油槽８，９；固定ボルト８ａ，９ａ；ナット１０ａ，１０ｂ；ベアリング１１；床１２，１３，１４；台１５；ばね計り支え治具１６ａ，１６ｂ，１６ｃ；回転治具１７；試験片固定治具１８；回転治具１９；棒

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ａｌ； 4乃至8 重量％、Ｎｉ； 0.5乃至
5 重量％、Ｆｅ； 0.5乃至5 重量％、Ｃｒ；0.01乃至0.
5 重量％、Ｍｎ；0.01乃至0.5 重量％及びＺｎ； 0.1乃
至5 重量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物か
らなることを特徴とする耐摩耗性が優れた高力銅合金。
【請求項２】Ａｌ； 4乃至8 重量％、Ｎｉ； 0.5乃至
5 重量％、Ｆｅ； 0.5乃至5 重量％、Ｃｒ；0.01乃至0.
5 重量％、Ｍｎ；0.01乃至0.5 重量％及びＺｎ； 0.1乃
至5 重量％を含有し、残部がＣｕ及び不可避的不純物か
らなる銅合金の鋳塊を熱間加工した後、650 ℃以上の温
度から 5℃／秒以上の冷却速度で冷却する工程と、冷却
後の合金を50％以上の加工率で冷間加工した後、 650乃
至850℃の温度で30分間乃至4 時間加熱して中間焼鈍す
る工程と、次いでこの合金に対し50乃至70％の加工率の
冷間加工と、700 乃至950 ℃の温度で10秒間乃至4 時間
加熱する焼鈍とを少なくとも１回以上繰り返す工程と、
次いで合金を20％以上の加工率で冷間加工した後、 350
乃至550 ℃の温度で30分間乃至4 時間熱処理する工程と
を有することを特徴とする耐摩耗性が優れた高力銅合金
の製造方法。