JPH0578767A - 高耐摩耗性アルミニウム青銅合金、該合金を用いた摺動部材 - Google Patents
高耐摩耗性アルミニウム青銅合金、該合金を用いた摺動部材Info
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- JPH0578767A JPH0578767A JP3241457A JP24145791A JPH0578767A JP H0578767 A JPH0578767 A JP H0578767A JP 3241457 A JP3241457 A JP 3241457A JP 24145791 A JP24145791 A JP 24145791A JP H0578767 A JPH0578767 A JP H0578767A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C9/00—Alloys based on copper
- C22C9/01—Alloys based on copper with aluminium as the next major constituent
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Abstract
(57)【要約】
【目的】各種産業機械における摺動部材用耐摩耗性アル
ミニウム青銅合金の提供する。 【構成】重量でＡｌ：７〜１２％、Ｍｎ：１.５〜５.５
％、Ｓｉ：０.４５〜２.７％および残部が実質的にＣｕ
よりなり、該合金組織中にＭｎ−Ｓｉ化合物が分散して
おり、伸び率が５％以下の耐摩耗性アルミニウム青銅合
金。 【効果】一般のアルミニウム青銅合金（ＪＩＳ−ＡＬＢ
Ｃ２）に比べて、耐焼付き性、耐摩耗性が２倍以上優れ
ている。
ミニウム青銅合金の提供する。 【構成】重量でＡｌ：７〜１２％、Ｍｎ：１.５〜５.５
％、Ｓｉ：０.４５〜２.７％および残部が実質的にＣｕ
よりなり、該合金組織中にＭｎ−Ｓｉ化合物が分散して
おり、伸び率が５％以下の耐摩耗性アルミニウム青銅合
金。 【効果】一般のアルミニウム青銅合金（ＪＩＳ−ＡＬＢ
Ｃ２）に比べて、耐焼付き性、耐摩耗性が２倍以上優れ
ている。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は耐摩耗アルミニウム青銅
合金に係り、油圧機械、工作機械等の各種産業機械にお
ける機械構造用鋼、工具鋼等の摺動部と摺動する摺動部
材として好適なアルミニウム青銅合金に関する。
合金に係り、油圧機械、工作機械等の各種産業機械にお
ける機械構造用鋼、工具鋼等の摺動部と摺動する摺動部
材として好適なアルミニウム青銅合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】各種産業機械における摺動部品、例えば
歯車、軸受、ウォームホイール等には、一般に銅合金が
用いられている。これは摺動部を構成する部材が炭素
鋼、Ｃｒ−Ｍｏ鋼、はだ焼鋼等の機械構造用鋼あるいは
軸受鋼、高速度鋼等の工具鋼同志ではともがね摺動によ
る摩耗が大きくなるためである。さらに、部品に要求さ
れる特性に応じて銅合金が使い分けられている。
歯車、軸受、ウォームホイール等には、一般に銅合金が
用いられている。これは摺動部を構成する部材が炭素
鋼、Ｃｒ−Ｍｏ鋼、はだ焼鋼等の機械構造用鋼あるいは
軸受鋼、高速度鋼等の工具鋼同志ではともがね摺動によ
る摩耗が大きくなるためである。さらに、部品に要求さ
れる特性に応じて銅合金が使い分けられている。
【０００３】その一例として、硬さと機械的強度が要求
される歯車、ウォームホイールなどには高力黄銅やアル
ミニウム青銅、焼付きにくいこと並びにかじりにくいこ
とが要求される軸受には青銅やりん青銅が用いられてい
る。さらに、高強度、高耐摩耗性の要求から、Ｃｕ−Ｚ
ｎ系合金にＭｎ−Ｓｉ化合物を晶出分散したもの（特許
第８８２２１６号公報）、Ｃｕ−Ａｌ系合金にＦｅ−Ｓ
ｉ化合物を晶出分散したもの（特許第１１８９７９３号
公報）が提案されている。しかし、これらも耐摩耗銅合
金として十分とは云えず、更に高性能の合金の出現が望
まれている。
される歯車、ウォームホイールなどには高力黄銅やアル
ミニウム青銅、焼付きにくいこと並びにかじりにくいこ
とが要求される軸受には青銅やりん青銅が用いられてい
る。さらに、高強度、高耐摩耗性の要求から、Ｃｕ−Ｚ
ｎ系合金にＭｎ−Ｓｉ化合物を晶出分散したもの（特許
第８８２２１６号公報）、Ｃｕ−Ａｌ系合金にＦｅ−Ｓ
ｉ化合物を晶出分散したもの（特許第１１８９７９３号
公報）が提案されている。しかし、これらも耐摩耗銅合
金として十分とは云えず、更に高性能の合金の出現が望
まれている。
【０００４】また、ステンレス鋼、チタン等の活性金属
の冷間加工用ダイス材料として高硬度耐摩耗性アルミニ
ウム青銅合金（特許第１３７４０２０号公報）が提案さ
れている。これは過共析のＡｌ（１２％以上）を含み、
かつ、高Ｍｎ組成（Ｍｎ：６％以上）であるため、機械
的性質の伸び（伸び率約３％以下）が小さく、産業機械
の摺動部材としては不向きである。
の冷間加工用ダイス材料として高硬度耐摩耗性アルミニ
ウム青銅合金（特許第１３７４０２０号公報）が提案さ
れている。これは過共析のＡｌ（１２％以上）を含み、
かつ、高Ｍｎ組成（Ｍｎ：６％以上）であるため、機械
的性質の伸び（伸び率約３％以下）が小さく、産業機械
の摺動部材としては不向きである。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、高い
靱性（伸び率５％以上）と高耐摩耗性とを兼ね備えたア
ルミニウム青銅合金を提供することにある。
靱性（伸び率５％以上）と高耐摩耗性とを兼ね備えたア
ルミニウム青銅合金を提供することにある。
【０００６】本発明の他の目的は、各種産業機械の摺動
部材として高耐摩耗性の摺動部材を提供することにあ
る。
部材として高耐摩耗性の摺動部材を提供することにあ
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】前記目的を達成する本発
明の要旨は、Ｃｕ−Ａｌ系合金にＭｎ−Ｓｉ化合物を晶
出分散することで高靱性と高耐摩耗性を実現したもの
で、重量でＡｌ：７〜１２％、Ｍｎ：１.５〜５.５％、
Ｓｉ：０.４５〜２.７％、不純物：０.５％以下、残部
が実質的にＣｕよりなり、ＭｎとＳｉとの金属間化合物
が分散していることを特徴とする耐摩耗性アルミニウム
青銅合金にある。
明の要旨は、Ｃｕ−Ａｌ系合金にＭｎ−Ｓｉ化合物を晶
出分散することで高靱性と高耐摩耗性を実現したもの
で、重量でＡｌ：７〜１２％、Ｍｎ：１.５〜５.５％、
Ｓｉ：０.４５〜２.７％、不純物：０.５％以下、残部
が実質的にＣｕよりなり、ＭｎとＳｉとの金属間化合物
が分散していることを特徴とする耐摩耗性アルミニウム
青銅合金にある。
【０００８】特に、ＭｎとＳｉの比が１〜３.２５が望
ましい。また、前記合金にはＺｎ：２％以下、Ｐｂ：１
％以下、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒの一種以上を合計で１％
以下、不純物０.５％以下（主としてＦｅ、Ｎｉ）を含
有することができる。
ましい。また、前記合金にはＺｎ：２％以下、Ｐｂ：１
％以下、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒの一種以上を合計で１％
以下、不純物０.５％以下（主としてＦｅ、Ｎｉ）を含
有することができる。
【０００９】
【作用】Ｃｕ−Ａｌ系合金は一般にアルミニウム青銅と
称され、アブレシブな摩耗に対しては優れた性質を有す
るが、凝着し易いためにかじりを生じ易いと云う欠点が
ある。しかし、前記本発明の組成の合金は、これを解消
することができる。これは、Ｃｕ−Ａｌ系合金の固溶体
中にＭｎ−Ｓｉ化合物が晶出して、摩耗に対し高い抵抗
力を有するためである。
称され、アブレシブな摩耗に対しては優れた性質を有す
るが、凝着し易いためにかじりを生じ易いと云う欠点が
ある。しかし、前記本発明の組成の合金は、これを解消
することができる。これは、Ｃｕ−Ａｌ系合金の固溶体
中にＭｎ−Ｓｉ化合物が晶出して、摩耗に対し高い抵抗
力を有するためである。
【００１０】Ｍｎ−Ｓｉ化合物の上記の作用効果をＣｕ
−Ａｌ系合金に対して有効に発揮させるためには、次の
点を考慮することが重要である。
−Ａｌ系合金に対して有効に発揮させるためには、次の
点を考慮することが重要である。
【００１１】１．Ｍｎ−Ｓｉ化合物は溶融状態のＣｕ合
金を凝固する過程で固溶体中に晶出するが、そのＭｎ−
Ｓｉ化合物が過共晶組成領域（初晶として存在する領
域）のとき耐摩耗性が改善される。
金を凝固する過程で固溶体中に晶出するが、そのＭｎ−
Ｓｉ化合物が過共晶組成領域（初晶として存在する領
域）のとき耐摩耗性が改善される。
【００１２】２．Ｍｎ−Ｓｉ化合物量の増加に伴って合
金の伸びが低下するので、前記過共晶組成領域が得られ
る添加量は極力少なくする。
金の伸びが低下するので、前記過共晶組成領域が得られ
る添加量は極力少なくする。
【００１３】３．Ｍｎ−Ｓｉ化合物はＣｕ−Ｚｎ系合金
中では棒状に晶出（化合物構造：Ｍｎ5Ｓｉ3の六方晶）
するが、合金の伸びの低下を防止するためには、塊状に
晶出させ、それを微細化する。
中では棒状に晶出（化合物構造：Ｍｎ5Ｓｉ3の六方晶）
するが、合金の伸びの低下を防止するためには、塊状に
晶出させ、それを微細化する。
【００１４】次に本発明の合金の組成とその量的範囲に
ついて説明する。
ついて説明する。
【００１５】（１）Ａｌ Ａｌ量は合金の強度と関係が深く、７〜１２％がよい。
７％未満では鋳造のままで機械部品としての目標強度４
０ｋｇf／ｍｍ2を満足せず、１２％を超えるとγ2相が
析出するため脆弱となり、機械用部材として実用に不向
きとなる。特に８〜１１％、最も８.０〜９.０％が好ま
しい。
７％未満では鋳造のままで機械部品としての目標強度４
０ｋｇf／ｍｍ2を満足せず、１２％を超えるとγ2相が
析出するため脆弱となり、機械用部材として実用に不向
きとなる。特に８〜１１％、最も８.０〜９.０％が好ま
しい。
【００１６】（２）ＭｎおよびＳｉ ＭｎとＳｉは合金組織中にＭｎ−Ｓｉ化合物として均一
に分散し、耐摩耗性向上のための必須元素である。特
に、Ｃｕ−Ａｌ固溶体中に晶出する化合物はＸ線マイク
ロアナライザによる分析結果から化学量論組成でＭｎ5
Ｓｉ3に近いものであることが判明した。この化合物は
重量比でＭｎ：Ｓｉ≒３.２５：１である。
に分散し、耐摩耗性向上のための必須元素である。特
に、Ｃｕ−Ａｌ固溶体中に晶出する化合物はＸ線マイク
ロアナライザによる分析結果から化学量論組成でＭｎ5
Ｓｉ3に近いものであることが判明した。この化合物は
重量比でＭｎ：Ｓｉ≒３.２５：１である。
【００１７】耐摩耗性向上には、Ｍｎ−Ｓｉ化合物が初
晶で晶出することが望まれるが、Ｃｕ−Ａｌ合金の場合
必要なＭｎ−Ｓｉ化合物量は２％以上であり、純Ｃｕ、
Ｃｕ−Ｓｎ、Ｃｕ−Ｚｎ合金の２４％、１０％、３％に
比べて添加量は比較的小量でよい。本発明においては、
Ｍｎは１.５〜５.５％、Ｓｉは０.４５〜２.７％でよ
い。特に、引張り強度と耐摩耗性との両面からは、Ｍｎ
は３.８〜５.４％およびＳｉは１.０〜２.０％が好まし
い。
晶で晶出することが望まれるが、Ｃｕ−Ａｌ合金の場合
必要なＭｎ−Ｓｉ化合物量は２％以上であり、純Ｃｕ、
Ｃｕ−Ｓｎ、Ｃｕ−Ｚｎ合金の２４％、１０％、３％に
比べて添加量は比較的小量でよい。本発明においては、
Ｍｎは１.５〜５.５％、Ｓｉは０.４５〜２.７％でよ
い。特に、引張り強度と耐摩耗性との両面からは、Ｍｎ
は３.８〜５.４％およびＳｉは１.０〜２.０％が好まし
い。
【００１８】耐摩耗性はＭｎ−Ｓｉ化合物の量と共に向
上するが、７.２％を超えると合金の伸びが目標の５％
を達成できなくなる。従って、Ｍｎが５.５％のとき、
Ｓｉは１.７％以下でよい。しかし、Ｍｎ−Ｓｉ化合物
（化学量論組成のＭｎ5Ｓｉ3）の形成に必要な量より過
剰のＳｉ（固溶Ｓｉ）を１％以下含むことは耐摩耗性お
よび強度の向上に有利に作用する。従って、本発明では
Ｓｉを最大２.７％まで含むことができる。
上するが、７.２％を超えると合金の伸びが目標の５％
を達成できなくなる。従って、Ｍｎが５.５％のとき、
Ｓｉは１.７％以下でよい。しかし、Ｍｎ−Ｓｉ化合物
（化学量論組成のＭｎ5Ｓｉ3）の形成に必要な量より過
剰のＳｉ（固溶Ｓｉ）を１％以下含むことは耐摩耗性お
よび強度の向上に有利に作用する。従って、本発明では
Ｓｉを最大２.７％まで含むことができる。
【００１９】更に、ＭｎとＳｉの組成比はＭｎ−Ｓｉ化
合物の形成および固溶Ｓｉ量との関係から、Ｍｎ／Ｓｉ
は１〜３.２５より２.０〜３.０が望ましい。特に、Ｓ
ｉの固溶量は伸び率を下げるので、全部がＭｎ5Ｓｉ3を
作るとし、残ったＳｉが固溶するものとして計算で求め
るられる値が１.０％以下とする。特に、０.０１〜０.
６％が好ましく、より０.１〜０.６％が好ましく、最も
０.３〜０.５％が好ましい。
合物の形成および固溶Ｓｉ量との関係から、Ｍｎ／Ｓｉ
は１〜３.２５より２.０〜３.０が望ましい。特に、Ｓ
ｉの固溶量は伸び率を下げるので、全部がＭｎ5Ｓｉ3を
作るとし、残ったＳｉが固溶するものとして計算で求め
るられる値が１.０％以下とする。特に、０.０１〜０.
６％が好ましく、より０.１〜０.６％が好ましく、最も
０.３〜０.５％が好ましい。
【００２０】（３）Ｐｂ Ｐｂの添加は耐焼付き性および被切削性を向上させるも
のであり、特に、潤滑油のきれ易い状況下での耐摩耗性
の確保には有効である。添加量は１％以下で十分であ
り、それより多くなると合金の機械的強度の低下につな
がる。従って、０.２〜０.６％が好ましい。
のであり、特に、潤滑油のきれ易い状況下での耐摩耗性
の確保には有効である。添加量は１％以下で十分であ
り、それより多くなると合金の機械的強度の低下につな
がる。従って、０.２〜０.６％が好ましい。
【００２１】（４）Ｚｎ Ｚｎは溶解作業時において溶湯の脱ガス作用があり、ま
た、鋳造時の湯流れも改善する効果がある。更に、合金
の摺動下でのなじみ性を改善する効果があるが、２％を
超えると摺動特性の低下を招く。従って、０.５〜１.５
％が好ましい。
た、鋳造時の湯流れも改善する効果がある。更に、合金
の摺動下でのなじみ性を改善する効果があるが、２％を
超えると摺動特性の低下を招く。従って、０.５〜１.５
％が好ましい。
【００２２】（５）Ｃｒ、Ｖ、ＴｉおよびＺｒ Ｃｒ、Ｖ、ＴｉおよびＺｒはＳｉと共存して化合物（ケ
イ化物）を形成する。これらの元素は強度を高める効果
があり、ＣｒおよびＶはＭｎ−Ｓｉ化合物を微細化する
作用がある。しかし、これらの量が合計で１％を超える
と靱性を低下させる。０.０５〜０.５％が好ましい。
イ化物）を形成する。これらの元素は強度を高める効果
があり、ＣｒおよびＶはＭｎ−Ｓｉ化合物を微細化する
作用がある。しかし、これらの量が合計で１％を超える
と靱性を低下させる。０.０５〜０.５％が好ましい。
【００２３】（６）ＦｅおよびＮｉ ＦｅおよびＮｉは不純物として０.５％以下であれば許
容できる。特に、ＦｅはＭｎ−Ｓｉ化合物に固溶して該
化合物を微細化する作用がある。しかし、前記許容量を
超えると融点の高いＦｅ−Ｓｉ化合物が生成し、鋳造性
が悪くなる。また、ＮｉはＭｎ−Ｓｉ化合物の生成を抑
制する作用があるので少ないほうがよい。不純物として
も０.０１〜０.１％が好ましい。
容できる。特に、ＦｅはＭｎ−Ｓｉ化合物に固溶して該
化合物を微細化する作用がある。しかし、前記許容量を
超えると融点の高いＦｅ−Ｓｉ化合物が生成し、鋳造性
が悪くなる。また、ＮｉはＭｎ−Ｓｉ化合物の生成を抑
制する作用があるので少ないほうがよい。不純物として
も０.０１〜０.１％が好ましい。
【００２４】本発明のアルミニウム青銅合金は、一般の
アルミニウム青銅合金と同様に溶解鋳造法により製造さ
れる。しかし、大気溶解法では、酸素、水素等のガスを
溶湯中に巻き込むため、出湯前にスラグの除去並びに不
活性ガス（例えば窒素ガス）または不活性ガスとフッ化
物との混合ガス（例えばＮ2＋ＮａＦガス）による溶湯
の脱ガスのためのバブリングを行った後、鋳造する。こ
れらによって鋳造欠陥のない鋳物を得ることができる。
アルミニウム青銅合金と同様に溶解鋳造法により製造さ
れる。しかし、大気溶解法では、酸素、水素等のガスを
溶湯中に巻き込むため、出湯前にスラグの除去並びに不
活性ガス（例えば窒素ガス）または不活性ガスとフッ化
物との混合ガス（例えばＮ2＋ＮａＦガス）による溶湯
の脱ガスのためのバブリングを行った後、鋳造する。こ
れらによって鋳造欠陥のない鋳物を得ることができる。
【００２５】一方、鋳造後、鍛造加工、更には押出加工
を施すことは有意義であり、これらによって晶出したＭ
ｎ−Ｓｉ化合物粒子が微細化された半加工品が得られ
る。溶解鋳造合金のＭｎ−Ｓｉ化合物粒子の大きさは、
主として凝固完了温度以上の温度領域における冷却速度
に依存し、冷却速度が遅いほど粒子が大きくなり易い。
を施すことは有意義であり、これらによって晶出したＭ
ｎ−Ｓｉ化合物粒子が微細化された半加工品が得られ
る。溶解鋳造合金のＭｎ−Ｓｉ化合物粒子の大きさは、
主として凝固完了温度以上の温度領域における冷却速度
に依存し、冷却速度が遅いほど粒子が大きくなり易い。
【００２６】なお、本発明の合金は熱処理を施すことに
よって、機械的強度、耐摩耗性等を向上させることがで
きる。
よって、機械的強度、耐摩耗性等を向上させることがで
きる。
【００２７】
【実施例】次に、本発明を実施例に基づき詳細に説明す
る。
る。
【００２８】〔実施例 １〕表１に本発明合金の組成の
一例を、また表２にその機械的特性を示す。
一例を、また表２にその機械的特性を示す。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】溶解手順は、基本合金Ｎｏ．４を例にとる
と、まずＣｕを溶解後Ｍｎ、Ｓｉを添加し、最後にＡｌ
を添加して均一溶湯にした。その後、脱スラグ、溶湯中
に窒素ガスを吹き込みバブリングによる脱ガスを行い、
あらかじめ形成した砂型に鋳込み凝固させた。鋳込み温
度は１１５０℃であり、溶解炉はエレマ炉、ルツボは黒
鉛を用いた。鋳塊の大きさは直径５０ｍｍ×長さ２００
ｍｍで重量は約３ｋｇである。
と、まずＣｕを溶解後Ｍｎ、Ｓｉを添加し、最後にＡｌ
を添加して均一溶湯にした。その後、脱スラグ、溶湯中
に窒素ガスを吹き込みバブリングによる脱ガスを行い、
あらかじめ形成した砂型に鋳込み凝固させた。鋳込み温
度は１１５０℃であり、溶解炉はエレマ炉、ルツボは黒
鉛を用いた。鋳塊の大きさは直径５０ｍｍ×長さ２００
ｍｍで重量は約３ｋｇである。
【００３２】本実施例の合金は、基本的にはＣｕ−Ａｌ
合金にＭｎ−Ｓｉ化合物が均一分散したものである。こ
れは、各種産業用機械の摺動部材に要求される靱性に対
しても、伸び率で５％以上と満足すべき値を示した。
合金にＭｎ−Ｓｉ化合物が均一分散したものである。こ
れは、各種産業用機械の摺動部材に要求される靱性に対
しても、伸び率で５％以上と満足すべき値を示した。
【００３３】図１に本実施例の合金のうち、Ｍｎ／Ｓｉ
比を１.９６〜３.１０の範囲で変えるとともに、Ｍｎ5
Ｓｉ3として計算し、固溶Ｓｉ量を約０.２％として、Ｃ
ｕ−９％Ａｌに添加し、Ｍｎ−Ｓｉ化合物を晶出分散し
た鋳物のＭｎ量と伸び率との関係を示す。
比を１.９６〜３.１０の範囲で変えるとともに、Ｍｎ5
Ｓｉ3として計算し、固溶Ｓｉ量を約０.２％として、Ｃ
ｕ−９％Ａｌに添加し、Ｍｎ−Ｓｉ化合物を晶出分散し
た鋳物のＭｎ量と伸び率との関係を示す。
【００３４】図１から明らかなようにＭｎ量の増加に伴
い伸びは減少する。特に、Ｍｎ量が５.５％を超えると
伸び率５％を満足しなくなるので、摺動部材への適用は
素材の特性をよく見て選定する必要がある。
い伸びは減少する。特に、Ｍｎ量が５.５％を超えると
伸び率５％を満足しなくなるので、摺動部材への適用は
素材の特性をよく見て選定する必要がある。
【００３５】図２に本実施例の合金の代表的な顕微鏡写
真に基づく組織の模式図を示す。この模式図（倍率４０
０倍に相当）の白地部分がα相、黒地部分がβ相を示
す。この２相素地に塊状のＭｎ−Ｓｉ化合物（斜線部）
が均一に分散している。該Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の大
きさは２０〜３０μｍのものが多く観察された。
真に基づく組織の模式図を示す。この模式図（倍率４０
０倍に相当）の白地部分がα相、黒地部分がβ相を示
す。この２相素地に塊状のＭｎ−Ｓｉ化合物（斜線部）
が均一に分散している。該Ｍｎ−Ｓｉ化合物の粒子の大
きさは２０〜３０μｍのものが多く観察された。
【００３６】なお、該組織に及ぼす添加元素の影響は、
Ｚｎの場合、Ａｌと同様にβ相が増加し、Ｃｒ、Ｖ、Ｔ
ｉ、Ｚｒの場合、Ｍｎ−Ｓｉ化合物が微細化する傾向を
示す。Ｐｂの場合は、組織的に変化はなく、素地に固溶
しないため数μｍ以下の大きさで点存する形となる。
Ｚｎの場合、Ａｌと同様にβ相が増加し、Ｃｒ、Ｖ、Ｔ
ｉ、Ｚｒの場合、Ｍｎ−Ｓｉ化合物が微細化する傾向を
示す。Ｐｂの場合は、組織的に変化はなく、素地に固溶
しないため数μｍ以下の大きさで点存する形となる。
【００３７】〔実施例 ２〕実施例１で得られた鋳塊か
ら３０ｍｍ×３０ｍｍ×５ｍｍの板状試料を採取し、無
潤滑下で合金の耐焼付き性を評価した。評価方法は板状
試料に軸受鋼球（ＳＵＪ−２、直径１０ｍｍ）を押付
け、速度８ｍｍ／ｓで往復動の摩擦試験を行い、摩擦係
数が急激に上昇（目安：摩擦系数が０.５以上）する荷
重および摺動回数で耐焼付き性を評価した。ここで、往
復動は４０ｍｍ／１ストロークであり、荷重１００ｇで
２００回摺動後も摩擦係数に変化が見られない場合は、
荷重を２００ｇ，３００ｇと順次上げて測定した。
ら３０ｍｍ×３０ｍｍ×５ｍｍの板状試料を採取し、無
潤滑下で合金の耐焼付き性を評価した。評価方法は板状
試料に軸受鋼球（ＳＵＪ−２、直径１０ｍｍ）を押付
け、速度８ｍｍ／ｓで往復動の摩擦試験を行い、摩擦係
数が急激に上昇（目安：摩擦系数が０.５以上）する荷
重および摺動回数で耐焼付き性を評価した。ここで、往
復動は４０ｍｍ／１ストロークであり、荷重１００ｇで
２００回摺動後も摩擦係数に変化が見られない場合は、
荷重を２００ｇ，３００ｇと順次上げて測定した。
【００３８】図３に合金の耐焼付き性の評価結果を示
す。一般のアルミニウム青銅合金Ｎｏ．１（ＪＩＳ Ａ
ＬＢＣ２）およびＣｕ−Ｚｎ系合金にＭｎ−Ｓｉ化合物
を分散した耐摩耗性高力黄銅合金Ｎｏ．２は、荷重１０
０ｇの摩擦初期で焼付きが生じた。これらの比較例に対
して、本実施例の合金Ｎｏ．４〜Ｎｏ．７は優れた耐焼
付き性を示している。
す。一般のアルミニウム青銅合金Ｎｏ．１（ＪＩＳ Ａ
ＬＢＣ２）およびＣｕ−Ｚｎ系合金にＭｎ−Ｓｉ化合物
を分散した耐摩耗性高力黄銅合金Ｎｏ．２は、荷重１０
０ｇの摩擦初期で焼付きが生じた。これらの比較例に対
して、本実施例の合金Ｎｏ．４〜Ｎｏ．７は優れた耐焼
付き性を示している。
【００３９】〔実施例 ３〕図４に油中での合金の耐摩
耗性を示す。この測定には直径１０ｍｍ×長さ２５ｍｍ
の円柱状固定試片を銅合金で作成し、これを１２０ｍｍ
×１５ｍｍ×１０ｍｍの炭素鋼（ＪＩＳ Ｓ４５Ｃ）か
らなる可動片上に押圧し、タービン潤滑油中で往復摺動
させて、摩擦距離に対する該合金の摩耗量を測定した。
面圧は５００ｋｇｆ／ｃｍ2、摺動速度は０.２ｍ／ｓと
した。
耗性を示す。この測定には直径１０ｍｍ×長さ２５ｍｍ
の円柱状固定試片を銅合金で作成し、これを１２０ｍｍ
×１５ｍｍ×１０ｍｍの炭素鋼（ＪＩＳ Ｓ４５Ｃ）か
らなる可動片上に押圧し、タービン潤滑油中で往復摺動
させて、摩擦距離に対する該合金の摩耗量を測定した。
面圧は５００ｋｇｆ／ｃｍ2、摺動速度は０.２ｍ／ｓと
した。
【００４０】Ｍｎ−Ｓｉ化合物を分散した本発明のアル
ミニウム青銅合金（Ｎｏ．４，Ｎｏ．８）の耐摩耗性
は、一般的なアルミニウム青銅合金（Ｎｏ．１）および
耐摩耗性高力黄銅合金（Ｎｏ．２）をはるかに上回るも
のであった。摺動部材としては、摺動相手材の摩耗が軽
減できても長寿命につながる。比較例である合金Ｎｏ．
１の相手材の摩耗量は、摩擦距離５ｋｍで１０ｍｇであ
ったのに対して、本実施例のＮｏ．４では上記Ｎｏ．１
の約１／２、Ｎｏ．８では約１／５と格段に低減できる
ことも分かった。
ミニウム青銅合金（Ｎｏ．４，Ｎｏ．８）の耐摩耗性
は、一般的なアルミニウム青銅合金（Ｎｏ．１）および
耐摩耗性高力黄銅合金（Ｎｏ．２）をはるかに上回るも
のであった。摺動部材としては、摺動相手材の摩耗が軽
減できても長寿命につながる。比較例である合金Ｎｏ．
１の相手材の摩耗量は、摩擦距離５ｋｍで１０ｍｇであ
ったのに対して、本実施例のＮｏ．４では上記Ｎｏ．１
の約１／２、Ｎｏ．８では約１／５と格段に低減できる
ことも分かった。
【００４１】〔実施例 ４〕次に本発明の合金の具体的
な一応用例について説明する。図５は本発明合金を用い
た減速機の構造を示す一部断面斜視図である。図から明
らかなように、減速機の主たる構成部分は、ウォーム１
の歯車とウォームホイール２の歯車とが噛み合う部分で
ある。ウォームホイール２にはホイールボス３が装着さ
れ、更にホイール軸６が装着されている。
な一応用例について説明する。図５は本発明合金を用い
た減速機の構造を示す一部断面斜視図である。図から明
らかなように、減速機の主たる構成部分は、ウォーム１
の歯車とウォームホイール２の歯車とが噛み合う部分で
ある。ウォームホイール２にはホイールボス３が装着さ
れ、更にホイール軸６が装着されている。
【００４２】今回、ウォームホイール２の歯車には本発
明合金を、ウォーム１の歯車には浸炭焼入れしたはだ焼
鋼（ＪＩＳ ＳＣＭ４１５）とを組合せて性能試験を実
施した。その結果、比較材として用いた市販の高力黄銅
やアルミニウム青銅に比べてその摩耗量は１／２以下
で、本発明合金が耐摩耗性に極めて優れていることが分
かった。
明合金を、ウォーム１の歯車には浸炭焼入れしたはだ焼
鋼（ＪＩＳ ＳＣＭ４１５）とを組合せて性能試験を実
施した。その結果、比較材として用いた市販の高力黄銅
やアルミニウム青銅に比べてその摩耗量は１／２以下
で、本発明合金が耐摩耗性に極めて優れていることが分
かった。
【００４３】また、減速機の性能は歯車の大きさにも比
例するが、本合金をウォームホイール２の歯車の直径が
１００ｍｍから５００ｍｍのものに適用した場合の性能
試験を実施したが、上記と同様に摩耗量は少なく、耐焼
付き性も優れていることを確認した。
例するが、本合金をウォームホイール２の歯車の直径が
１００ｍｍから５００ｍｍのものに適用した場合の性能
試験を実施したが、上記と同様に摩耗量は少なく、耐焼
付き性も優れていることを確認した。
【００４４】上記において、ウォームホイールの製造
は、ホイールボス３を鋳造時の中子とし、ウォームホイ
ール２の合金を外周に設けた鋳型で鋳造する、いわゆる
鋳ぐるみ法によって行うのがコスト的にも有利である。
は、ホイールボス３を鋳造時の中子とし、ウォームホイ
ール２の合金を外周に設けた鋳型で鋳造する、いわゆる
鋳ぐるみ法によって行うのがコスト的にも有利である。
【００４５】〔実施例 ５〕図６は食品の饅頭製造機の
主要部品の側断面図である。該部品は、ウォームホイー
ル１２に取付けられたはね１０、ガイドメタル１１およ
びテーブル１３から構成されている。饅頭の原料である
混練粉は、ウォームホイール１２の回転に伴い矢印方向
に吐出される。このときガイドメタル１１（固定）とウ
ォームホイール１２（可動）は無潤滑状態で面接触され
ている。
主要部品の側断面図である。該部品は、ウォームホイー
ル１２に取付けられたはね１０、ガイドメタル１１およ
びテーブル１３から構成されている。饅頭の原料である
混練粉は、ウォームホイール１２の回転に伴い矢印方向
に吐出される。このときガイドメタル１１（固定）とウ
ォームホイール１２（可動）は無潤滑状態で面接触され
ている。
【００４６】従来の製造機においては、ウォームホイー
ル１２は軸受鋼（ＪＩＳＳＵＪ−２）で、ガイドメタル
１１はアルミニウム青銅（ＪＩＳ ＡｌＢＣ−２）が用
いられていた。しかし、ウォームホイール１２とガイド
メタル１１との接触面で焼付きが発生するため、その使
用寿命はせいぜい８〜４８時間であった。本発明の合金
をガイドメタル１１に適用したところ、その使用寿命を
２５０時間以上に向上することができた。
ル１２は軸受鋼（ＪＩＳＳＵＪ−２）で、ガイドメタル
１１はアルミニウム青銅（ＪＩＳ ＡｌＢＣ−２）が用
いられていた。しかし、ウォームホイール１２とガイド
メタル１１との接触面で焼付きが発生するため、その使
用寿命はせいぜい８〜４８時間であった。本発明の合金
をガイドメタル１１に適用したところ、その使用寿命を
２５０時間以上に向上することができた。
【００４７】こうした食品関係の製造機器においては、
潤滑油または潤滑剤の使用には制限がある。また、摺動
部材の摩耗粉等の混入も避けねばならない。こうした点
からも本発明の合金は、無潤滑でも優れた特性を有して
いるので好適な材料である。
潤滑油または潤滑剤の使用には制限がある。また、摺動
部材の摩耗粉等の混入も避けねばならない。こうした点
からも本発明の合金は、無潤滑でも優れた特性を有して
いるので好適な材料である。
【００４８】〔実施例 ６〕次に、本発明合金の鍛造お
よび押出し材の製造法の一例について説明する。
よび押出し材の製造法の一例について説明する。
【００４９】まず、本発明合金を所定の方法で溶解し、
直径３５０ｍｍ×長さ２５０ｍｍの金型鋳造材を製造し
た。
直径３５０ｍｍ×長さ２５０ｍｍの金型鋳造材を製造し
た。
【００５０】前記金型鋳造材を８５０℃で３時間の加熱
を施し、次いで６８０〜８８０℃で鍛造して直径２２０
ｍｍ，鍛練比２.５の鍛造材を作製した。これから押出
素材直径２００ｍｍ×長さ６００ｍｍを採取し、押出加
工を施した。押出温度は８５０〜８６０℃、押出圧力は
１１０〜２８０ｋｇｆ／ｃｍ2であり、押出後の直径が
２６ｍｍの棒状素材を作製した。これらの加工素材はい
ずれもＭｎ−Ｓｉ化合物が分割されて微細化されるが、
耐摩耗性は鋳造部材と同等の性能を有する。
を施し、次いで６８０〜８８０℃で鍛造して直径２２０
ｍｍ，鍛練比２.５の鍛造材を作製した。これから押出
素材直径２００ｍｍ×長さ６００ｍｍを採取し、押出加
工を施した。押出温度は８５０〜８６０℃、押出圧力は
１１０〜２８０ｋｇｆ／ｃｍ2であり、押出後の直径が
２６ｍｍの棒状素材を作製した。これらの加工素材はい
ずれもＭｎ−Ｓｉ化合物が分割されて微細化されるが、
耐摩耗性は鋳造部材と同等の性能を有する。
【００５１】
【発明の効果】本発明のアルミニウム青銅合金は、従来
のアルミニウム青銅、Ｃｕ−Ｚｎ系合金にＭｎ−Ｓｉ化
合物を分散した耐摩耗性銅合金に比べ、伸び率が５％以
下で優れた高耐摩耗性を有する。
のアルミニウム青銅、Ｃｕ−Ｚｎ系合金にＭｎ−Ｓｉ化
合物を分散した耐摩耗性銅合金に比べ、伸び率が５％以
下で優れた高耐摩耗性を有する。
【００５２】従って、各種産業機械における摺動部品、
例えば歯車、軸受、ウォームホイールなどに適用するこ
とにより、該機械の寿命を向上することができる。
例えば歯車、軸受、ウォームホイールなどに適用するこ
とにより、該機械の寿命を向上することができる。
【図１】本発明の一実施例によるアルミニウム青銅合金
のＭｎ量と機械的伸び率との関係を示すグラフである。
のＭｎ量と機械的伸び率との関係を示すグラフである。
【図２】本発明のアルミニウム青銅合金の組織の模式図
である。
である。
【図３】無潤滑下での摺動試験による耐焼付き性を示す
棒グラフある。
棒グラフある。
【図４】油中での耐摩耗性試験による摩擦距離と摩耗量
との関係を示すグラフである。
との関係を示すグラフである。
【図５】本発明合金を応用した減速機の一部断面斜視図
である。
である。
【図６】本発明合金を応用した摺動部品の側断面図であ
る。
る。
１…ウォーム、２…ウォームホイール、３，１２…ホイ
ールボス、４…ケース、５…オイル供給口、６…ホイー
ル軸、１０…はね、１１…ガイドメタル、１３…テーブ
ル。
ールボス、４…ケース、５…オイル供給口、６…ホイー
ル軸、１０…はね、１１…ガイドメタル、１３…テーブ
ル。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 近崎 充夫 茨城県日立市久慈町4026番地 株式会社日 立製作所日立研究所内 (72)発明者 熊谷 養蔵 茨城県勝田市堀口832番地の２ 株式会社 日立製作所素形材事業部内 (72)発明者 海沼 正吉 茨城県勝田市堀口832番地の２ 株式会社 日立製作所素形材事業部内 (72)発明者 坂倉 勝 茨城県勝田市堀口832番地の２ 株式会社 日立製作所素形材事業部内
Claims (7)
- 【請求項１】重量でＡｌ：７〜１２％、Ｍｎ：１.５〜
５.５％、Ｓｉ：０.４５〜２.７％、および残部が実質
的にＣｕよりなり、ＭｎとＳｉとの金属間化合物が分散
していることを特徴とする耐摩耗性アルミニウム青銅合
金。 - 【請求項２】重量でＡｌ：７〜１２％、Ｍｎ：３.８〜
５.４％、Ｓｉ：０.４５〜２.７％および残部が実質的
にＣｕよりなり、ＭｎとＳｉとの金属間化合物が分散し
ていることを特徴とする耐摩耗性アルミニウム青銅合
金。 - 【請求項３】重量でＡｌ：７〜１２％、Ｍｎ：１.５〜
６.０％、Ｓｉ：０.４５〜３.０％、および残部が実質
的にＣｕよりなり、Ｍｎ／Ｓｉ比が１〜３.２５であ
リ、伸び率が５％以上であることを特徴とする耐摩耗性
アルミニウム青銅合金。 - 【請求項４】重量でＡｌ：７〜１２％、Ｍｎ：１.５〜
５.５％、Ｓｉ：０.４５〜２.７％、Ｚｎ：２％以下、
Ｐｂ：１％以下、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒの一種以上を合
計で１％以下および残部が実質的にＣｕよりなり、か
つ、Ｍｎ／Ｓｉ比が１〜３.２５であることを特徴とす
る耐摩耗性アルミニウム青銅合金。 - 【請求項５】重量でＡｌ：７〜１２％、Ｍｎ：３.８〜
５.４％、Ｓｉ：０.４５〜２.７％、Ｚｎ：２％以下、
Ｐｂ：１％以下、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒの一種以上を合
計で１％以下および残部が実質的にＣｕよりなり、か
つ、Ｍｎ／Ｓｉ比が１〜３.２５であることを特徴とす
る耐摩耗性アルミニウム青銅合金。 - 【請求項６】産業機器の鋼材からなる摺動部と摺動され
る摺動部材であって、該摺動部材が重量でＡｌ：７〜１
２％、Ｍｎ：１.５〜５.５％、Ｓｉ：０.４５〜２.７％
および残部が実質的にＣｕよりなり、該合金組織中にＭ
ｎとＳｉとの金属間化合物が分散している耐摩耗性アル
ミニウム青銅合金により構成されていることを特徴とす
る摺動部材。 - 【請求項７】産業機器の鋼材からなる摺動部と摺動され
る摺動部材であって、該摺動部材が重量でＡｌ：７〜１
２％、Ｍｎ：３.８〜５.４％、Ｓｉ：０.４５〜２.７％
および残部が実質的にＣｕよりなり、該合金組織中にＭ
ｎとＳｉとの金属間化合物が分散し、その伸び率が５％
以上である耐摩耗性アルミニウム青銅合金により構成さ
れていることを特徴とする摺動部材。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3241457A JP2738999B2 (ja) | 1991-09-20 | 1991-09-20 | 高耐摩耗性アルミニウム青銅鋳造合金、該合金を用いた摺動部材 |
| KR1019920016488A KR100257722B1 (ko) | 1991-09-20 | 1992-09-09 | 고내마모성 알루미늄 청동 주조합금 |
| US07/947,923 US5296057A (en) | 1991-09-20 | 1992-09-21 | High abrasion resistant aluminum bronze alloy, and sliding members using same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3241457A JP2738999B2 (ja) | 1991-09-20 | 1991-09-20 | 高耐摩耗性アルミニウム青銅鋳造合金、該合金を用いた摺動部材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0578767A true JPH0578767A (ja) | 1993-03-30 |
| JP2738999B2 JP2738999B2 (ja) | 1998-04-08 |
Family
ID=17074602
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3241457A Expired - Fee Related JP2738999B2 (ja) | 1991-09-20 | 1991-09-20 | 高耐摩耗性アルミニウム青銅鋳造合金、該合金を用いた摺動部材 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5296057A (ja) |
| JP (1) | JP2738999B2 (ja) |
| KR (1) | KR100257722B1 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPH07138680A (ja) * | 1993-11-18 | 1995-05-30 | Kaibara:Kk | 耐焼付性，耐摩耗性に優れた摺動材料用アルミニウム青銅 |
| CN116926373A (zh) * | 2023-07-26 | 2023-10-24 | 沧州德安防爆特种工具制造有限公司 | 银青铜合金材料及铸造方法和应用 |
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| US6158963A (en) * | 1998-02-26 | 2000-12-12 | United Technologies Corporation | Coated article and method for inhibiting frictional wear between mating titanium alloy substrates in a gas turbine engine |
| ATE244776T1 (de) * | 1999-10-29 | 2003-07-15 | Man B & W Diesel As | Verfahren zur herstellung von mit wenigstens einer gleitfläche versehenen maschinenteilen |
| DE10136788C2 (de) * | 2001-07-27 | 2003-06-05 | Diehl Metall Stiftung & Co Kg | Aluminiumbronze |
| DE10164754B4 (de) * | 2001-07-27 | 2004-03-04 | Diehl Metall Stiftung & Co.Kg | Aluminiumbronze |
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| SE526673C2 (sv) * | 2003-08-28 | 2005-10-25 | Sandvik Intellectual Property | Användning av en metallförstoftningsresistent kopparlegering |
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- 1991-09-20 JP JP3241457A patent/JP2738999B2/ja not_active Expired - Fee Related
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1992
- 1992-09-09 KR KR1019920016488A patent/KR100257722B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1992-09-21 US US07/947,923 patent/US5296057A/en not_active Expired - Lifetime
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|---|---|
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| JP2738999B2 (ja) | 1998-04-08 |
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