JPH0647187B2 - 肉盛用分散強化銅基合金 - Google Patents
肉盛用分散強化銅基合金Info
- Publication number
- JPH0647187B2 JPH0647187B2 JP1196784A JP19678489A JPH0647187B2 JP H0647187 B2 JPH0647187 B2 JP H0647187B2 JP 1196784 A JP1196784 A JP 1196784A JP 19678489 A JP19678489 A JP 19678489A JP H0647187 B2 JPH0647187 B2 JP H0647187B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- overlay
- dispersion
- particles
- adhesion
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、肉盛用銅基合金、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合
金に関する。
優れかつ耐熱性を向上させた分散強化型の肉盛用銅基合
金に関する。
〔従来の技術〕 銅（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、Ｃ
ｕ基マトリックス中にSiO2,Cr2O3,BeO,TiO2,ZrO2,MgO,M
nO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。
％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、Ｃ
ｕ基マトリックス中にSiO2,Cr2O3,BeO,TiO2,ZrO2,MgO,M
nO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（10〜100
μｍ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。
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（10〜100
μｍ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。
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
-Ni-Fe-Si-B合金（特願昭61-303176号、特願昭63-15782
6号公報）、Cu-Ni-Ti-Si-B合金（特願昭62-99379号、特
開昭63-264295号公報、Cu-Ni-Fe-Cr-Si合金（特願昭62-
267766号、特開平01-111831号公報およびCu-Ni-Cr-Si-B
合金（特願昭62-312619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。
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
-Ni-Fe-Si-B合金（特願昭61-303176号、特願昭63-15782
6号公報）、Cu-Ni-Ti-Si-B合金（特願昭62-99379号、特
開昭63-264295号公報、Cu-Ni-Fe-Cr-Si合金（特願昭62-
267766号、特開平01-111831号公報およびCu-Ni-Cr-Si-B
合金（特願昭62-312619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。
ところで、内燃機関（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基合金でバルブに非常に凝着しやすい状態
になっている。そして、一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。
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基合金でバルブに非常に凝着しやすい状態
になっている。そして、一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
（マトリックスの一部）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。
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
（マトリックスの一部）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
た肉盛用Ｃｕ基合金を提案することである。
た肉盛用Ｃｕ基合金を提案することである。
上述の目的が、重量％で、Ｎｉ５〜30％、Ｂ0.5〜３
％、Ｓｉ１〜５％、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
合金によって達成される。
％、Ｓｉ１〜５％、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Al0.1〜５
％、Ti0.1〜５％、Mn１〜10％のうちの少なくとも一種
を添加含有してもよい。
％、Ti0.1〜５％、Mn１〜10％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(i,B,Si,Fe,S,n,Cu)の他にＣ0.02
〜２％を添加するとともに、Cr0.5〜10％および／又はT
i0.3〜５％を添加含有してもよい。
〜２％を添加するとともに、Cr0.5〜10％および／又はT
i0.3〜５％を添加含有してもよい。
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（肉盛）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(Cu-Ni(+Z
n,Sn)の初晶およびNi(Cu)シリサイド）中に、Hv700〜12
00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
珪化物ほか、硬質な炭化物粒子をも分散し、これよって
耐摩耗性が一層向上する。
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（肉盛）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(Cu-Ni(+Z
n,Sn)の初晶およびNi(Cu)シリサイド）中に、Hv700〜12
00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
珪化物ほか、硬質な炭化物粒子をも分散し、これよって
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Ｚ
ｎ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.H.E.Jeff
es,J.Iron Steel Inst.,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)＝
7.51×1011cm2/sec、Ｄ(Zn in Cu)＝1.75×10-10cm2/sec
そしてＤ(Cu in Cu)＝5.09×10-11cm2/secであって、Ｓ
ｎ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Z
Oが優先的に形成されると考えられる。
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Ｚ
ｎ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.H.E.Jeff
es,J.Iron Steel Inst.,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)＝
7.51×1011cm2/sec、Ｄ(Zn in Cu)＝1.75×10-10cm2/sec
そしてＤ(Cu in Cu)＝5.09×10-11cm2/secであって、Ｓ
ｎ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Z
O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。
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-Sn状態図（日本金属学会編、金
属データブック、(1974)、丸善の第442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。
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-Sn状態図（日本金属学会編、金
属データブック、(1974)、丸善の第442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。
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-Z
n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。
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-Z
n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Fe
-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Ａｌ
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
るおもれがある。
-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Ａｌ
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
るおもれがある。
Ｓｉは硬質粒子としてのFe-Ni形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。Ｓｉ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％を越えれば金属基材上
に溶着させる際に割れが生じ易くなる。
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。Ｓｉ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％を越えれば金属基材上
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％を越えれば金属基材上に溶着する際に割れ
が生じじ易くなる。
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％を越えれば金属基材上に溶着する際に割れ
が生じじ易くなる。
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Ａｌ合金基材への溶着性が低下す
る。
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Ａｌ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、Al0.1〜５
％、Ti0.1〜５％およびMn１〜10％のすくなくとも１種
を添加できる。このようにAl,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Al
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Ａｌ５％、Ｔｉ５％、Ｍｎ10％
を越えれば靭性の低下をもたらすことになる。
％、Ti0.1〜５％およびMn１〜10％のすくなくとも１種
を添加できる。このようにAl,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Al
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Ａｌ５％、Ｔｉ５％、Ｍｎ10％
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、Ｃｒ0.
5〜10％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、
Ｃｒ0.5％未満、Ti0.3％未満、Ｃ0.02％未満ではベース
のCu-Ni-B-Si-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Ｃｒ10％、Ｔｉ５％、Ｃ２％を越え
れば靭性が低下するとともに、金属基材、特にＡｌ合金
基材に対する溶着性が低下することになる。
5〜10％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、
Ｃｒ0.5％未満、Ti0.3％未満、Ｃ0.02％未満ではベース
のCu-Ni-B-Si-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Ｃｒ10％、Ｔｉ５％、Ｃ２％を越え
れば靭性が低下するとともに、金属基材、特にＡｌ合金
基材に対する溶着性が低下することになる。
以下、添付図面を参照して、本発明の実施態様例によっ
て本発明を詳しく説明する。
て本発明を詳しく説明する。
本発明に係るＣｕ基分散強化合金はＡｌ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、Ａｌ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品の表面に、本発明のＣｕ
基分散強化型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。
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、Ａｌ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品の表面に、本発明のＣｕ
基分散強化型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。
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。
実験１ 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Ｄを用意し、レーザ光を熱源としてＡｌ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。
例の合金粉末Ｄを用意し、レーザ光を熱源としてＡｌ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-19.9Ni-2.96Si-1.38B-8.02 Fe-7.89Zn Ｂ：Cu-19.3Ni-2.93Si-1.25B-7.55 Fe-10.45Sn Ｃ：Cu-19.6Ni-2.95-Si-1.32B-7.72 Fe-3.95Zn-5.25Sn Ｄ：Cu-20.1Ni-2.96Si-1.36B-7.96Fe 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4.5kw、レーザビーム径2.5mm、
レーザ照射エネルギ密度270W/mm2、レーザビームのオシ
レート幅７mm、スシレート周波数200Hz、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。
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4.5kw、レーザビーム径2.5mm、
レーザ照射エネルギ密度270W/mm2、レーザビームのオシ
レート幅７mm、スシレート周波数200Hz、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、EPMA分析で
調べて、肉盛層ＡでＺｎ＝10〜18％、肉盛層ＢでＳｎ＝
12〜22％および肉盛層ＣでＺｎ＝５〜10％、Ｓｎ＝８〜
15％であった。
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、EPMA分析で
調べて、肉盛層ＡでＺｎ＝10〜18％、肉盛層ＢでＳｎ＝
12〜22％および肉盛層ＣでＺｎ＝５〜10％、Ｓｎ＝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
け力Ｐ＝20kgf（面圧＝５kgf/mm2)、往復距練Ｌ＝５m
m、往運速度＝500回／分、試験時間＝30分、そしてバル
ブ材材質＝21−４Ｎ鋼(JISではSUH35)であった。試験
後、バルブ材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Ｄと
比べて本発明ののＣｕ基合金Ａ〜Ｃは凝着高さが低く、
凝着量も少なかった。
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
け力Ｐ＝20kgf（面圧＝５kgf/mm2)、往復距練Ｌ＝５m
m、往運速度＝500回／分、試験時間＝30分、そしてバル
ブ材材質＝21−４Ｎ鋼(JISではSUH35)であった。試験
後、バルブ材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Ｄと
比べて本発明ののＣｕ基合金Ａ〜Ｃは凝着高さが低く、
凝着量も少なかった。
実験２ ＳｎおよびＺｎを添加していないCu-20Ni-3Si-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。
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Hv30〜10
0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。
部分の硬さが従来のＣｕ基分散強化合金よりもHv30〜10
0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。
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ている。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。
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ている。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。
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
ストピースとバルブ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基合金肉盛層Ａ〜Ｃそれぞれの金属組織を示す
顕微鏡写真（400倍）である。 １……ヒータ、２……バルブ材、 ３……Ｃｕ基合金肉盛層、 ４……テストピース。
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
ストピースとバルブ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基合金肉盛層Ａ〜Ｃそれぞれの金属組織を示す
顕微鏡写真（400倍）である。 １……ヒータ、２……バルブ材、 ３……Ｃｕ基合金肉盛層、 ４……テストピース。
Claims (1)
- 【請求項１】重量％で、Ｎｉ５〜30％、Ｂ0.5〜３％、
Ｓｉ１〜５％、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系の硅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。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1196784A JPH0647187B2 (ja) | 1989-07-31 | 1989-07-31 | 肉盛用分散強化銅基合金 |
| DE69017975T DE69017975T2 (de) | 1989-07-31 | 1990-07-30 | Dispersionsverstärkte Kupfer-Basis-Legierung zum Aufpanzern. |
| US07/559,941 US5004581A (en) | 1989-07-31 | 1990-07-30 | Dispersion strengthened copper-base alloy for overlay |
| EP90308374A EP0411882B1 (en) | 1989-07-31 | 1990-07-30 | Dispersion strengthened copper-base alloy for overlay |
| CA002022271A CA2022271C (en) | 1989-07-31 | 1990-07-30 | Dispersion strengthened copper-base alloy for overlay |
| AU59932/90A AU611343B2 (en) | 1989-07-31 | 1990-07-30 | Dispersion strengthened copper-base alloy for overlay |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1196784A JPH0647187B2 (ja) | 1989-07-31 | 1989-07-31 | 肉盛用分散強化銅基合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0360895A JPH0360895A (ja) | 1991-03-15 |
| JPH0647187B2 true JPH0647187B2 (ja) | 1994-06-22 |
Family
ID=16363581
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1196784A Expired - Lifetime JPH0647187B2 (ja) | 1989-07-31 | 1989-07-31 | 肉盛用分散強化銅基合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0647187B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US11427889B2 (en) | 2020-06-24 | 2022-08-30 | Hyundai Motor Company | Copper alloy for engine valve seats manufactured by laser cladding |
| US11560610B2 (en) | 2020-06-22 | 2023-01-24 | Hyundai Motor Company | Copper alloy for valve seats |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0717978B2 (ja) * | 1991-03-20 | 1995-03-01 | トヨタ自動車株式会社 | 自己潤滑性に優れる耐摩耗性銅基合金 |
| JP4314226B2 (ja) | 2005-09-13 | 2009-08-12 | 本田技研工業株式会社 | 粒子分散銅合金及びその製造方法 |
| WO2015198932A1 (ja) | 2014-06-27 | 2015-12-30 | 株式会社リケン | 焼結バルブシート及びその製造方法 |
| CN108026800B (zh) * | 2015-10-02 | 2020-06-09 | 株式会社理研 | 烧结阀座 |
| JP6724810B2 (ja) * | 2017-02-02 | 2020-07-15 | トヨタ自動車株式会社 | 耐摩耗部材及びその製造方法 |
| WO2018179590A1 (ja) | 2017-03-28 | 2018-10-04 | 株式会社リケン | 焼結バルブシート |
| CA3103018A1 (en) * | 2018-06-29 | 2020-01-02 | Oerlikon Metco (Us) Inc. | Copper-based hardfacing alloy |
| CN112941398B (zh) * | 2021-01-28 | 2022-06-03 | 淮阴工学院 | 一种石墨增强自润滑铜合金及其制备方法 |
-
1989
- 1989-07-31 JP JP1196784A patent/JPH0647187B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US11560610B2 (en) | 2020-06-22 | 2023-01-24 | Hyundai Motor Company | Copper alloy for valve seats |
| US11427889B2 (en) | 2020-06-24 | 2022-08-30 | Hyundai Motor Company | Copper alloy for engine valve seats manufactured by laser cladding |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0360895A (ja) | 1991-03-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US5004581A (en) | Dispersion strengthened copper-base alloy for overlay | |
| JP2639949B2 (ja) | 耐摩耗性Ｃｕ基合金 | |
| US5188799A (en) | Wear-resistant copper-base alloy | |
| KR100196989B1 (ko) | 내마모성 구리계 합금 | |
| JPH08942B2 (ja) | 分散強化Ｃｕ基合金 | |
| JP2008522039A (ja) | 耐クラック性を有する溶着可能なコバルト系合金 | |
| US20170253950A1 (en) | Wear-resistant copper-base alloy | |
| JP2005179715A (ja) | 耐摩耗性銅基合金 | |
| JP3243184B2 (ja) | 酸化雰囲気中で接合可能な液相拡散接合用合金箔 | |
| JP4463763B2 (ja) | 耐摩耗性、耐食性コバルト系合金 | |
| JPH0647187B2 (ja) | 肉盛用分散強化銅基合金 | |
| JP2748717B2 (ja) | 肉盛用耐摩耗性銅基合金 | |
| US20230304132A1 (en) | Wear-resistant member and mechanical device using same | |
| JP3305738B2 (ja) | 耐摩耗性に優れた肉盛銅基合金 | |
| JPS6221465A (ja) | アルミニウム系母材への２層肉盛方法 | |
| JPH10158766A (ja) | 耐熱・耐摩耗性銅合金 | |
| JP7168331B2 (ja) | 銅基合金 | |
| EP2915965A1 (en) | Engine valve | |
| JP4823652B2 (ja) | 連続鋳造ロール肉盛用溶接材料およびロール | |
| JP6754671B2 (ja) | 肉盛合金および肉盛部材 | |
| JP3196389B2 (ja) | 盛金用Ｎｉ基合金 | |
| JPH0387327A (ja) | 銅基耐摩耗性合金 | |
| JPH01111831A (ja) | 耐摩耗性Ｃｕ基合金 | |
| JP3196381B2 (ja) | エンジンバルブ盛金用Ｎｉ基合金 | |
| JPH01215941A (ja) | 分散強化Ｃｕ基合金 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080622 Year of fee payment: 14 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090622 Year of fee payment: 15 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090622 Year of fee payment: 15 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100622 Year of fee payment: 16 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term | ||
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100622 Year of fee payment: 16 |