JPH0751734B2 - 摺動材用黄銅合金 - Google Patents
摺動材用黄銅合金Info
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- JPH0751734B2 JPH0751734B2 JP1967193A JP1967193A JPH0751734B2 JP H0751734 B2 JPH0751734 B2 JP H0751734B2 JP 1967193 A JP1967193 A JP 1967193A JP 1967193 A JP1967193 A JP 1967193A JP H0751734 B2 JPH0751734 B2 JP H0751734B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ほゞ球形状化した新規
金属間化合物〔Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ〕を晶出して成
る摺動材用黄銅合金に関する。特に、エンジン部品、ミ
ッション部品、油圧部品及び舶用部品など、高温高速回
転、高荷重あるいは腐食環境下など、苛酷な条件で使用
され、耐摩耗性、耐焼付性、耐食性及び耐久性が必要と
される用途に有用な摺動材用黄銅合金に関する。
金属間化合物〔Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ〕を晶出して成
る摺動材用黄銅合金に関する。特に、エンジン部品、ミ
ッション部品、油圧部品及び舶用部品など、高温高速回
転、高荷重あるいは腐食環境下など、苛酷な条件で使用
され、耐摩耗性、耐焼付性、耐食性及び耐久性が必要と
される用途に有用な摺動材用黄銅合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、中速あるいは高速、または高荷重
下で使用される摺動材用銅合金としては、ケイ素化マン
ガン系高力黄銅鋳造品が広く使用されている。更に、同
じ用途として、鉛青銅系合金、例えば、ＪＩＳ Ｈ５１
１５、ＬＢＣ−３、ＬＢＣ−４などが使用されている。
下で使用される摺動材用銅合金としては、ケイ素化マン
ガン系高力黄銅鋳造品が広く使用されている。更に、同
じ用途として、鉛青銅系合金、例えば、ＪＩＳ Ｈ５１
１５、ＬＢＣ−３、ＬＢＣ−４などが使用されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、近年、
腐食環境、高速・高荷重化の進む摺動条件下で使用され
るケイ素化マンガン系の高力黄銅合金は、晶出される金
属間化合物（Ｍｎ5Ｓｉ3）がほゞ針形状であり（図４，
図５参照）、加えて鋳造時の結晶粒が粗大であるため
（図２参照）、耐摩耗性及び耐久性は未だ満足されるべ
きものではなかった。また、Ｐｂは耐焼付性向上に効果
があり被削性も改善する元素ではあるが、従来のものは
上記したような結晶構造のため、多量に添加されたＰｂ
の分布も完全には均一化されず、耐焼付性も不充分なも
のであって、ひいては、使用中の繰り返し疲労による耐
久性にも大きな問題があった。更に、海水等に対する耐
食性が劣っているという欠点も有していた。
腐食環境、高速・高荷重化の進む摺動条件下で使用され
るケイ素化マンガン系の高力黄銅合金は、晶出される金
属間化合物（Ｍｎ5Ｓｉ3）がほゞ針形状であり（図４，
図５参照）、加えて鋳造時の結晶粒が粗大であるため
（図２参照）、耐摩耗性及び耐久性は未だ満足されるべ
きものではなかった。また、Ｐｂは耐焼付性向上に効果
があり被削性も改善する元素ではあるが、従来のものは
上記したような結晶構造のため、多量に添加されたＰｂ
の分布も完全には均一化されず、耐焼付性も不充分なも
のであって、ひいては、使用中の繰り返し疲労による耐
久性にも大きな問題があった。更に、海水等に対する耐
食性が劣っているという欠点も有していた。
【０００４】一方、鉛青銅系合金であるＬＢＣ−３或い
はＬＢＣ−４は、耐焼付性は良いが、耐摩耗性が不充分
であり、更に、潤滑油と反応し、著しく腐食が進行する
という問題がある。そしてまた、ケイ素化マンガン系高
力黄銅鋳造品と同じく、粗大結晶粒のため、耐久性にも
問題があった。
はＬＢＣ−４は、耐焼付性は良いが、耐摩耗性が不充分
であり、更に、潤滑油と反応し、著しく腐食が進行する
という問題がある。そしてまた、ケイ素化マンガン系高
力黄銅鋳造品と同じく、粗大結晶粒のため、耐久性にも
問題があった。
【０００５】本発明は、かかる実情のもとに開発された
もので、耐摩耗性は良いが、耐焼付性、耐食性及び耐久
性が不充分なケイ素化マンガン系高力黄銅鋳造品、ある
いは、耐焼付性は良いが、耐摩耗性、耐食性及び耐久性
が不充分な鉛青銅系銅合金等に比べ、極めて優れた耐摩
耗性、耐焼付性、耐食性及び耐久性の全てを具備した摺
動材用黄銅合金を提供することを目的としている。
もので、耐摩耗性は良いが、耐焼付性、耐食性及び耐久
性が不充分なケイ素化マンガン系高力黄銅鋳造品、ある
いは、耐焼付性は良いが、耐摩耗性、耐食性及び耐久性
が不充分な鉛青銅系銅合金等に比べ、極めて優れた耐摩
耗性、耐焼付性、耐食性及び耐久性の全てを具備した摺
動材用黄銅合金を提供することを目的としている。
【０００６】本発明者らは、鋭意研究した結果、耐摩耗
性と、多量添加されるＰｂの分布を均一化して耐焼付性
を改良するためには、ＦｅとＣｏの添加が必須であり、
この両者に加えてＳｉ及びＮｉの添加とが相まって、全
く新規な金属間化合物（Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ）が球
形状に晶出され、これが多量添加されるＰｂの分布の均
一化を可能にし、且つ耐摩耗性と耐久性をも向上させる
ことを見い出し、加えて、油中及び海水に対する耐食性
改良のためには、Ｓｎの存在が効果的であることをも見
い出し、本発明を完成させるに至ったものである。
性と、多量添加されるＰｂの分布を均一化して耐焼付性
を改良するためには、ＦｅとＣｏの添加が必須であり、
この両者に加えてＳｉ及びＮｉの添加とが相まって、全
く新規な金属間化合物（Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ）が球
形状に晶出され、これが多量添加されるＰｂの分布の均
一化を可能にし、且つ耐摩耗性と耐久性をも向上させる
ことを見い出し、加えて、油中及び海水に対する耐食性
改良のためには、Ｓｎの存在が効果的であることをも見
い出し、本発明を完成させるに至ったものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めの第一の発明は、組成が重量比で、Ｚｎ…１０〜２５
％、Ａｌ…０．１〜３．０％、Ｆｅ…０.１〜２．０
％、Ｎｉ…０．５〜５．０％、Ｓｉ…０.３〜２.０％、
Ｃｏ…０.０１〜２.０％、Ｐｂ…５〜１０％を含有し、
残りが、Ｃｕ及び不可避不純物から成る合金であって、
ほゞ球形状化したＳｉ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ系金属間化合
物と、Ｐｂとがマトリックス中に均一に分布し、且つ、
結晶が微細化していることを特徴とする、耐摩耗性、耐
焼付性及び耐久性に優れた摺動材用黄銅合金をその要旨
としている。
めの第一の発明は、組成が重量比で、Ｚｎ…１０〜２５
％、Ａｌ…０．１〜３．０％、Ｆｅ…０.１〜２．０
％、Ｎｉ…０．５〜５．０％、Ｓｉ…０.３〜２.０％、
Ｃｏ…０.０１〜２.０％、Ｐｂ…５〜１０％を含有し、
残りが、Ｃｕ及び不可避不純物から成る合金であって、
ほゞ球形状化したＳｉ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ系金属間化合
物と、Ｐｂとがマトリックス中に均一に分布し、且つ、
結晶が微細化していることを特徴とする、耐摩耗性、耐
焼付性及び耐久性に優れた摺動材用黄銅合金をその要旨
としている。
【０００８】第二の発明は、上記第一の発明黄銅合金
に、さらにＳｎを０．２〜３．０重量％添加すること
で、海水等に対する耐食性をも向上させた摺動材用黄銅
合金をその要旨としている。
に、さらにＳｎを０．２〜３．０重量％添加すること
で、海水等に対する耐食性をも向上させた摺動材用黄銅
合金をその要旨としている。
【０００９】各成分の組成範囲を上記の通り限定した理
由は、以下の通りである。
由は、以下の通りである。
【００１０】１）Ｚｎ：Ｚｎは、素地の強度と靭性を付
与し、合金の素地組織を決定する成分である。Ｚｎの含
有量が１０％未満では、充分な強度が得られない。α相
は高温強度の向上に寄与すると共に、このα相のデンド
ライト組織は、潤滑性のあるＰｂを多量にしかも均一な
分散を可能にすることから、Ｚｎの含有量を２５％以下
にする必要がある。Ｚｎの含有量が２５％を超えるとき
には、β相が生じ、高温強度が低下するばかりでなく、
耐食性も低下する。また、α相のデンドライト組織が減
少するため、Ｐｂの均一分散が阻害される。従って、そ
の含有量は１０〜２５％が好ましい。
与し、合金の素地組織を決定する成分である。Ｚｎの含
有量が１０％未満では、充分な強度が得られない。α相
は高温強度の向上に寄与すると共に、このα相のデンド
ライト組織は、潤滑性のあるＰｂを多量にしかも均一な
分散を可能にすることから、Ｚｎの含有量を２５％以下
にする必要がある。Ｚｎの含有量が２５％を超えるとき
には、β相が生じ、高温強度が低下するばかりでなく、
耐食性も低下する。また、α相のデンドライト組織が減
少するため、Ｐｂの均一分散が阻害される。従って、そ
の含有量は１０〜２５％が好ましい。
【００１１】２）Ｎｉ：Ｎｉは、素地の機械的性質を向
上させ、また、耐摩耗性を向上する金属間化合物（Ｓｉ
−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ）を晶出させるために必要な元素で
ある。しかし、Ｎｉの含有量が０．５％未満では上記金
属間化合物の晶出が極端に減少する。一方、Ｎｉの含有
量が５.０％を超えると、その効果は飽和することか
ら、その含有量は０．５〜５.０％が好ましい。
上させ、また、耐摩耗性を向上する金属間化合物（Ｓｉ
−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ）を晶出させるために必要な元素で
ある。しかし、Ｎｉの含有量が０．５％未満では上記金
属間化合物の晶出が極端に減少する。一方、Ｎｉの含有
量が５.０％を超えると、その効果は飽和することか
ら、その含有量は０．５〜５.０％が好ましい。
【００１２】３）Ｓｉ：Ｓｉは、Ｎｉと上記金属間化合
物（Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ）を晶出するに必要な元素
であり、その添加量はＮｉとの比率によって決められる
が、Ｓｉの含有量が０.３％未満であれば、上記金属間
化合物の晶出は極端に減少する。また、Ｓｉの含有量が
２.０％を越えると靭性が低下することから、その含有
量は０.３〜２.０％が好ましい。
物（Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ）を晶出するに必要な元素
であり、その添加量はＮｉとの比率によって決められる
が、Ｓｉの含有量が０.３％未満であれば、上記金属間
化合物の晶出は極端に減少する。また、Ｓｉの含有量が
２.０％を越えると靭性が低下することから、その含有
量は０.３〜２.０％が好ましい。
【００１３】４）Ｐｂ：Ｐｂは、耐焼付性向上に効果が
あり、被削性も改善する。高温・高速・高荷重の摺動条
件下では、Ｐｂの含有量が５％未満ではその効果は薄
く、一方、その含有量が１０％を超えると、素地中のＰ
ｂの分散が不均一になり、添加の割には効果が上がら
ず、強度の低下が著しい。従ってＰｂの含有量は５〜１
０％が好ましい。
あり、被削性も改善する。高温・高速・高荷重の摺動条
件下では、Ｐｂの含有量が５％未満ではその効果は薄
く、一方、その含有量が１０％を超えると、素地中のＰ
ｂの分散が不均一になり、添加の割には効果が上がら
ず、強度の低下が著しい。従ってＰｂの含有量は５〜１
０％が好ましい。
【００１４】５）Ｆｅ：ＦｅはＣｏと共に金属間化合物
〔Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ〕を構成し、耐摩耗性の向上
に寄与する。Ｐｂの均一分布は、結晶粒の性状にも大き
く左右され、微細な結晶粒によって構成されるが、この
ＦｅはＣｏと共に結晶粒の微細化を促し、Ｐｂの分布を
均一にするのに寄与する。しかし、Ｆｅの含有量が０.
１％未満ではその効果は期待できず、その含有量が２．
０％を超えると、添加量の割には効果が無いばかりか、
上記金属間化合物〔Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ〕の偏析を
生ずることから、その含有量は０.１〜２．０％が好ま
しい。
〔Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ〕を構成し、耐摩耗性の向上
に寄与する。Ｐｂの均一分布は、結晶粒の性状にも大き
く左右され、微細な結晶粒によって構成されるが、この
ＦｅはＣｏと共に結晶粒の微細化を促し、Ｐｂの分布を
均一にするのに寄与する。しかし、Ｆｅの含有量が０.
１％未満ではその効果は期待できず、その含有量が２．
０％を超えると、添加量の割には効果が無いばかりか、
上記金属間化合物〔Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ〕の偏析を
生ずることから、その含有量は０.１〜２．０％が好ま
しい。
【００１５】６）Ｃｏ：ＣｏはＦｅと共にほゞ球形状化
した金属間化合物〔Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ〕を晶出
し、著しく耐摩耗性を向上させる。また、素地組織の微
細化（結晶粒度：０.５ｍｍ以下）にも非常に効果があ
り、繰り返し疲労特性を著しく向上させるなど、摺動材
としての性能向上に極めて重要な元素である。しかし、
Ｃｏの含有量が０.０１％未満ではその効果は期待出来
ず、また、その含有量が２.０％を超えると、添加量の
割には効果が上がらず利点が無いことから、Ｃｏの含有
量としては０.０１〜２.０％が好ましい。
した金属間化合物〔Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ〕を晶出
し、著しく耐摩耗性を向上させる。また、素地組織の微
細化（結晶粒度：０.５ｍｍ以下）にも非常に効果があ
り、繰り返し疲労特性を著しく向上させるなど、摺動材
としての性能向上に極めて重要な元素である。しかし、
Ｃｏの含有量が０.０１％未満ではその効果は期待出来
ず、また、その含有量が２.０％を超えると、添加量の
割には効果が上がらず利点が無いことから、Ｃｏの含有
量としては０.０１〜２.０％が好ましい。
【００１６】７）Ｓｎ：Ｓｎは、耐食性の向上に効果が
あり、また、α相におけるデンドライト組織の発達を促
進し、Ｐｂの分布をより均一にする効果がある。Ｓｎの
含有量が０.２％未満では、その効果は期待出来ず、Ｓ
ｎの含有量が３．０％を超えると、その含有量の割には
効果が上がらないことから、含有量は０.２〜３．０％
が好ましい。
あり、また、α相におけるデンドライト組織の発達を促
進し、Ｐｂの分布をより均一にする効果がある。Ｓｎの
含有量が０.２％未満では、その効果は期待出来ず、Ｓ
ｎの含有量が３．０％を超えると、その含有量の割には
効果が上がらないことから、含有量は０.２〜３．０％
が好ましい。
【００１７】
【作用】従来のケイ素化マンガン系高力黄銅材における
金属間化合物〔Ｍｎ5Ｓｉ3〕はおおむね針形状に晶出す
るものであったが（図４及び図５)、本発明銅合金は、
鋭意研究の結果、球形状化した全く新規な金属間化合物
〔Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ〕（図３）を晶出させる事に
より、耐摩耗性を向上させ、同時に結晶粒が微細化され
る（図１）ことにより、使用時の耐久性を大幅に改善さ
せることができたのである。
金属間化合物〔Ｍｎ5Ｓｉ3〕はおおむね針形状に晶出す
るものであったが（図４及び図５)、本発明銅合金は、
鋭意研究の結果、球形状化した全く新規な金属間化合物
〔Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ〕（図３）を晶出させる事に
より、耐摩耗性を向上させ、同時に結晶粒が微細化され
る（図１）ことにより、使用時の耐久性を大幅に改善さ
せることができたのである。
【００１８】また、結晶粒微細化の効果は、前記耐久性
向上にとどまらず、多量に添加したＰｂの分布をも均一
化させる効果がある（図６)。すなわち、Ｐｂの均一分
布は、結晶粒の性状にも大きく左右され、微細な結晶粒
によって達成される。従来のケイ素化マンガン系高力黄
銅合金にみられる凝固時の必然的な結晶粒の差（図２）
から生じるＰｂの不均一分布（図７）を、本発明銅合金
では微細結晶粒の晶出により改善し、図６が示すよう
に、外周部から中心部まで均一にＰｂが分布した材料が
得られたものである。
向上にとどまらず、多量に添加したＰｂの分布をも均一
化させる効果がある（図６)。すなわち、Ｐｂの均一分
布は、結晶粒の性状にも大きく左右され、微細な結晶粒
によって達成される。従来のケイ素化マンガン系高力黄
銅合金にみられる凝固時の必然的な結晶粒の差（図２）
から生じるＰｂの不均一分布（図７）を、本発明銅合金
では微細結晶粒の晶出により改善し、図６が示すよう
に、外周部から中心部まで均一にＰｂが分布した材料が
得られたものである。
【００１９】かくして本発明では、α相のデンドライト
組織に多量のＰｂを添加して耐焼付性を向上させ、加え
て、Ｓｎの添加効果により、耐食性の向上をも可能にし
たのである。
組織に多量のＰｂを添加して耐焼付性を向上させ、加え
て、Ｓｎの添加効果により、耐食性の向上をも可能にし
たのである。
【００２０】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。
【００２１】本発明実施例銅合金NO.１〜N0.７と比較例
銅合金NO.８〜N0.１４の化学組成を表１に示すと共に、
それぞれの３００℃における高温機械的性質（引張り強
さ、伸び、硬さ）を同じく表１に示した。
銅合金NO.８〜N0.１４の化学組成を表１に示すと共に、
それぞれの３００℃における高温機械的性質（引張り強
さ、伸び、硬さ）を同じく表１に示した。
【表１】
【００２２】表１に示したNO.１〜NO.１４の各銅合金
は、それぞれ高周波誘導炉（周波数：３ＫＨＺ、最大出
力：１００ＫＷ、最大溶解重量：１００Ｋｇ）にて溶解
し、ＪＩＳ〔Ｈ５１１３Ｅ号〕供試材用金型及びφ55×
100ｌ供試材用鋳鉄製金型に鋳造し供試材とした。
は、それぞれ高周波誘導炉（周波数：３ＫＨＺ、最大出
力：１００ＫＷ、最大溶解重量：１００Ｋｇ）にて溶解
し、ＪＩＳ〔Ｈ５１１３Ｅ号〕供試材用金型及びφ55×
100ｌ供試材用鋳鉄製金型に鋳造し供試材とした。
【００２３】先ず、本発明実施例銅合金NO.３（以下、
略して「NO.３合金」とする）と、比較例銅合金NO.１４
及びNO.８（以下、略してそれぞれ「NO.１４合金」、「N
O.８合金」とする）とについて、それぞれの合金組織及
びＰｂの分布状態の差異を図１ないし図７に示す。
略して「NO.３合金」とする）と、比較例銅合金NO.１４
及びNO.８（以下、略してそれぞれ「NO.１４合金」、「N
O.８合金」とする）とについて、それぞれの合金組織及
びＰｂの分布状態の差異を図１ないし図７に示す。
【００２４】図１は、NO.３合金のマクロ組織を説明し
たもので、図１（ａ）はその写真、図１（ｂ）はその要
部を図形化して説明したものである。なお、図１（ａ）
のマクロ組織写真は、供試材の横断面をバフ研磨で鏡面
に仕上げ、腐食液；塩化第二鉄塩酸溶液を用いてエッチ
ングし、そのマクロ組織を目視観察することを目的とし
て撮影したものである。また図１（ｂ）は、実際は、合
金横断面の全面にわたって、０．２ｍｍ程度の微細等軸
晶が均一に且つ緻密に分布しているものであるが、都合
上それを省略化して図示したものである。
たもので、図１（ａ）はその写真、図１（ｂ）はその要
部を図形化して説明したものである。なお、図１（ａ）
のマクロ組織写真は、供試材の横断面をバフ研磨で鏡面
に仕上げ、腐食液；塩化第二鉄塩酸溶液を用いてエッチ
ングし、そのマクロ組織を目視観察することを目的とし
て撮影したものである。また図１（ｂ）は、実際は、合
金横断面の全面にわたって、０．２ｍｍ程度の微細等軸
晶が均一に且つ緻密に分布しているものであるが、都合
上それを省略化して図示したものである。
【００２５】一方、図２は、NO.１４合金のマクロ組織
を説明したもので、図２（ａ）はその写真、図２（ｂ）
はその要部を図形化して説明したものである。このNO.
１４合金が柱状晶と等軸晶より成る粗大結晶合金である
のに対し、図１のNO.３合金がいかに微細化された結晶
より成る合金であるかが分かる。
を説明したもので、図２（ａ）はその写真、図２（ｂ）
はその要部を図形化して説明したものである。このNO.
１４合金が柱状晶と等軸晶より成る粗大結晶合金である
のに対し、図１のNO.３合金がいかに微細化された結晶
より成る合金であるかが分かる。
【００２６】また、NO.３合金、NO.８合金及びNO.１４
合金を供試材として、各々の供試材の断面をバフ研磨機
で鏡面に仕上げ、腐食液；塩化第二鉄塩酸溶液を用いて
エッチングし、ミクロ組織を撮影（倍率；×４００）し
た。図３は、NO.３合金のミクロ組織を示したもので、
図３（ａ）はその写真、図３（ｂ）はその要部を図形化
して説明したものである。また、図４はNO.１４合金、
図５はNO.８合金の各ミクロ組織を示したもので、各
（ａ）図はその写真、各（ｂ）図はその要部を図形化し
て説明したものである。これらの図から、NO.３合金の
晶出物〔Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ〕の形状が球形状であ
るのに対し、NO.１４合金及びNO.８合金の各晶出物〔Ｍ
ｎ5Ｓｉ3〕の形状が針形状であることがよく分かる。
合金を供試材として、各々の供試材の断面をバフ研磨機
で鏡面に仕上げ、腐食液；塩化第二鉄塩酸溶液を用いて
エッチングし、ミクロ組織を撮影（倍率；×４００）し
た。図３は、NO.３合金のミクロ組織を示したもので、
図３（ａ）はその写真、図３（ｂ）はその要部を図形化
して説明したものである。また、図４はNO.１４合金、
図５はNO.８合金の各ミクロ組織を示したもので、各
（ａ）図はその写真、各（ｂ）図はその要部を図形化し
て説明したものである。これらの図から、NO.３合金の
晶出物〔Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ〕の形状が球形状であ
るのに対し、NO.１４合金及びNO.８合金の各晶出物〔Ｍ
ｎ5Ｓｉ3〕の形状が針形状であることがよく分かる。
【００２７】図６は、NO.３合金のＰｂの分布状態を示
したもので、図６（ａ）はその写真、図６（ｂ）はその
要部を図形化して説明したものである。一方、図７はN
O.１４合金のＰｂの分布状態を示したもので、図７
（ａ）はその写真、図７（ｂ）はその要部を図形化して
説明したものである。なお、上記図６（ａ）及び図７
（ａ）の写真は、供試材の横断面をバフ研磨で鏡面に仕
上げ、Ｐｂの分布を目視観察することを目的として撮影
したものである。写真上、白い点に見えるのがＰｂであ
る（各図（ｂ）ではこのＰｂを黒点で表わした）。
したもので、図６（ａ）はその写真、図６（ｂ）はその
要部を図形化して説明したものである。一方、図７はN
O.１４合金のＰｂの分布状態を示したもので、図７
（ａ）はその写真、図７（ｂ）はその要部を図形化して
説明したものである。なお、上記図６（ａ）及び図７
（ａ）の写真は、供試材の横断面をバフ研磨で鏡面に仕
上げ、Ｐｂの分布を目視観察することを目的として撮影
したものである。写真上、白い点に見えるのがＰｂであ
る（各図（ｂ）ではこのＰｂを黒点で表わした）。
【００２８】図６と図７を比較すれば明らかなように、
NO.３合金ではＰｂは均一に分布しているのに対し、NO.
１４合金ではＰｂが偏析しており不均一な分布である。
一般に、結晶形態の違いによってＰｂの分布状態に差が
生ずる。図１に示したように、均一微細等軸晶であるN
O.３合金では、Ｐｂの分布が均一であり、図２に示した
ように、柱状晶と等軸晶との混合組織であるNO.１４合
金では、Ｐｂの分布は、このように不均一になってしま
うのである。
NO.３合金ではＰｂは均一に分布しているのに対し、NO.
１４合金ではＰｂが偏析しており不均一な分布である。
一般に、結晶形態の違いによってＰｂの分布状態に差が
生ずる。図１に示したように、均一微細等軸晶であるN
O.３合金では、Ｐｂの分布が均一であり、図２に示した
ように、柱状晶と等軸晶との混合組織であるNO.１４合
金では、Ｐｂの分布は、このように不均一になってしま
うのである。
【００２９】次に、上記した各供試材を各々必要な形状
に機械加工してから、以下に示す摩耗試験、焼付試験、
腐食試験（高温油中浸漬試験、脱亜鉛腐食試験)、及び
上記表１に示した高温（３００℃）における高温引張り
試験（高温引張り強さ，高温伸び)、高温硬さ試験を行
なった。以下、その試験条件及び試験結果を説明する。
に機械加工してから、以下に示す摩耗試験、焼付試験、
腐食試験（高温油中浸漬試験、脱亜鉛腐食試験)、及び
上記表１に示した高温（３００℃）における高温引張り
試験（高温引張り強さ，高温伸び)、高温硬さ試験を行
なった。以下、その試験条件及び試験結果を説明する。
【００３０】１）摩耗試験 本発明実施例銅合金NO.１〜NO.７及び比較例銅合金NO.
８〜NO.１４をリングに加工し、図８に示す試験装置に
組込み、表２に示した試験条件で、コーンＢとリングＣ
の押し当て試験を行なった。摩耗量は、リングの摩耗変
位量を測定した。
８〜NO.１４をリングに加工し、図８に示す試験装置に
組込み、表２に示した試験条件で、コーンＢとリングＣ
の押し当て試験を行なった。摩耗量は、リングの摩耗変
位量を測定した。
【表２】
【００３１】２）焼付試験 本発明実施例銅合金NO.１〜NO.７及び比較例銅合金NO.
８〜NO.１４をファビリー摩耗試験装置（フアレックス
タイプ）を用いて、表３の試験条件で、荷重を増加さ
せ、焼付の発生するまでに供試材に与えた仕事量（Kｇf
・sec）をファビリー値として測定した。
８〜NO.１４をファビリー摩耗試験装置（フアレックス
タイプ）を用いて、表３の試験条件で、荷重を増加さ
せ、焼付の発生するまでに供試材に与えた仕事量（Kｇf
・sec）をファビリー値として測定した。
【表３】
【００３２】上記摩耗試験結果及び焼付試験結果を表４
に示す。摩耗試験結果については、表４から、比較例N
O.８〜NO.１４の摩耗変位量に対し、本発明実施例品NO.
１〜NO.７の摩耗変位量は、押当て回数２０００回で約
１／２〜１／１０であり極めて耐摩耗性に優れている。
また、押当て回数を２０，０００回に増加しても本発明
品の摩耗変位量は、比較例に比べ約１／２〜１／５以下
であり、本発明品は優れた耐摩耗性ひいては優れた耐久
性を示していることが分かる。
に示す。摩耗試験結果については、表４から、比較例N
O.８〜NO.１４の摩耗変位量に対し、本発明実施例品NO.
１〜NO.７の摩耗変位量は、押当て回数２０００回で約
１／２〜１／１０であり極めて耐摩耗性に優れている。
また、押当て回数を２０，０００回に増加しても本発明
品の摩耗変位量は、比較例に比べ約１／２〜１／５以下
であり、本発明品は優れた耐摩耗性ひいては優れた耐久
性を示していることが分かる。
【表４】
【００３３】また、焼付試験結果を示した表４のファビ
リー値を比較すると、ケイ素化マンガン系の比較例銅合
金NO.８に対し、実施例銅合金NO.１〜NO.７のファビリ
ー値は約１３倍であり、極めて優れた耐焼付性が認めら
れる。また、耐焼付性が良いとされる鉛青銅系の比較例
銅合金NO.９に対しても、ほぼ１．３倍のファビリー値
であり、極めて耐焼付性に優れていることがわかる。
リー値を比較すると、ケイ素化マンガン系の比較例銅合
金NO.８に対し、実施例銅合金NO.１〜NO.７のファビリ
ー値は約１３倍であり、極めて優れた耐焼付性が認めら
れる。また、耐焼付性が良いとされる鉛青銅系の比較例
銅合金NO.９に対しても、ほぼ１．３倍のファビリー値
であり、極めて耐焼付性に優れていることがわかる。
【００３４】３）腐食試験 高温油中浸漬試験 本発明実施例銅合金NO.２，NO.３，NO.５及び鉛青銅系
比較例銅合金NO.９そしてケイ素化マンガン系比較例銅
合金NO.１４をφ１０×４０寸法の供試材に機械加工
し、２５０℃±５℃に保持された潤滑油（ＣＤ−１５Ｗ
−３０）中に１０時間撹拌しながら浸漬し、試験後の供
試材の縦断面をバフ研磨機で鏡面に研磨し、その断面の
ミクロ組織を撮影（倍率；×４００）し、腐食層の深さ
を測定した。その結果を表５に示す。この表５から、例
えば、本発明実施例銅合金NO.３の腐食層の深さは比較
例銅合金NO.９と比較して約１／４、そしてケイ素化マ
ンガン系比較例銅合金NO.１４と比較して約１／２であ
り、非常に優れた耐食性が認められた。
比較例銅合金NO.９そしてケイ素化マンガン系比較例銅
合金NO.１４をφ１０×４０寸法の供試材に機械加工
し、２５０℃±５℃に保持された潤滑油（ＣＤ−１５Ｗ
−３０）中に１０時間撹拌しながら浸漬し、試験後の供
試材の縦断面をバフ研磨機で鏡面に研磨し、その断面の
ミクロ組織を撮影（倍率；×４００）し、腐食層の深さ
を測定した。その結果を表５に示す。この表５から、例
えば、本発明実施例銅合金NO.３の腐食層の深さは比較
例銅合金NO.９と比較して約１／４、そしてケイ素化マ
ンガン系比較例銅合金NO.１４と比較して約１／２であ
り、非常に優れた耐食性が認められた。
【表５】
【００３５】脱亜鉛腐食試験 本発明実施例銅合金NO.２，NO.３，NO.５と比較例銅合
金NO.８及びNO.１４を供試材として、（法）日本銅セン
ターが定める定電流アノード分極試験法により試験後、
供試材の縦断面をバフ研磨機で鏡面状態に研磨し、その
断面のミクロ組織を撮影（倍率；×２００）し、脱亜鉛
層の深さを測定した。その結果を表６にて示す。この表
６の脱亜鉛腐食試験結果から、本発明実施例銅合金NO.
２，NO.３，NO.５を比較例銅合金NO.８及びNO.１４と比
較すれば、比較例銅合金NO.８及びNO.１４に著しい脱亜
鉛現象が認められたが、本発明実施例銅合金NO.２，NO.
３，NO.５にはほとんど脱亜鉛現象が認められず、極め
て優れた耐食性を示した。
金NO.８及びNO.１４を供試材として、（法）日本銅セン
ターが定める定電流アノード分極試験法により試験後、
供試材の縦断面をバフ研磨機で鏡面状態に研磨し、その
断面のミクロ組織を撮影（倍率；×２００）し、脱亜鉛
層の深さを測定した。その結果を表６にて示す。この表
６の脱亜鉛腐食試験結果から、本発明実施例銅合金NO.
２，NO.３，NO.５を比較例銅合金NO.８及びNO.１４と比
較すれば、比較例銅合金NO.８及びNO.１４に著しい脱亜
鉛現象が認められたが、本発明実施例銅合金NO.２，NO.
３，NO.５にはほとんど脱亜鉛現象が認められず、極め
て優れた耐食性を示した。
【表６】
【００３６】４）高温機械的性質（３００℃） 高温条件下で、本発明実施例銅合金NO.１〜NO.７及び比
較例銅合金NO.８〜NO.１４について、高温引張り試験
（高温引張り強さ，高温伸び）及び高温ビッカース硬さ
試験を行った。その結果は表１に示してある。表１の結
果から、高温条件下においても、比較例銅合金に比べ本
発明実施例銅合金は、何ら劣ることなく優れた機械的性
質を示していることがわかる。かくして、繰り返し疲労
などの耐久性の向上も認めることができる。
較例銅合金NO.８〜NO.１４について、高温引張り試験
（高温引張り強さ，高温伸び）及び高温ビッカース硬さ
試験を行った。その結果は表１に示してある。表１の結
果から、高温条件下においても、比較例銅合金に比べ本
発明実施例銅合金は、何ら劣ることなく優れた機械的性
質を示していることがわかる。かくして、繰り返し疲労
などの耐久性の向上も認めることができる。
【００３７】前述の各実施例として示した代表的な評価
試験結果を表７にまとめたが、この表７において、本発
明実施例銅合金はいずれの比較例銅合金と比べても、要
求される摺動材特性の全てに優れた試験結果が得られて
おり、耐久性においても改良されていることが認められ
る。そして、特にＳｎを所定量添加した本発明実施例銅
合金は、耐食性の向上が著しいことも認められる。
試験結果を表７にまとめたが、この表７において、本発
明実施例銅合金はいずれの比較例銅合金と比べても、要
求される摺動材特性の全てに優れた試験結果が得られて
おり、耐久性においても改良されていることが認められ
る。そして、特にＳｎを所定量添加した本発明実施例銅
合金は、耐食性の向上が著しいことも認められる。
【表７】
【００３８】
【発明の効果】本発明銅合金は、比較例の各銅合金に比
べ、耐摩耗性、耐焼付性、耐食性及び耐久性など、摺動
材に要求される全ての特性に著しく優れており、例えば
エンジン部品、ミッション部品、油圧部品及び舶用部品
などの高温・高速回転、高荷重あるいは腐食環境下の苛
酷な条件下で使用される摺動材用銅合金として、極めて
優れた性能を有するものである。
べ、耐摩耗性、耐焼付性、耐食性及び耐久性など、摺動
材に要求される全ての特性に著しく優れており、例えば
エンジン部品、ミッション部品、油圧部品及び舶用部品
などの高温・高速回転、高荷重あるいは腐食環境下の苛
酷な条件下で使用される摺動材用銅合金として、極めて
優れた性能を有するものである。
【００３９】従来のケイ素化マンガン系高力黄銅材にお
ける金属間化合物〔Ｍｎ5Ｓｉ3〕はおおむね針形状に晶
出するものであったが、本発明銅合金は、鋭意研究の結
果、新たにＣｏ及びＦｅを添加し、且つＳｉ及びＮｉの
添加とも相って、球形状化した全く新規な金属間化合物
〔Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ〕を晶出させる事により、耐
摩耗性を向上させ、同時に結晶粒が微細化されることに
より、使用時の耐久性を大幅に改善させることができた
摺動材用黄銅合金である。
ける金属間化合物〔Ｍｎ5Ｓｉ3〕はおおむね針形状に晶
出するものであったが、本発明銅合金は、鋭意研究の結
果、新たにＣｏ及びＦｅを添加し、且つＳｉ及びＮｉの
添加とも相って、球形状化した全く新規な金属間化合物
〔Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ〕を晶出させる事により、耐
摩耗性を向上させ、同時に結晶粒が微細化されることに
より、使用時の耐久性を大幅に改善させることができた
摺動材用黄銅合金である。
【００４０】また、結晶粒微細化の効果は、前記耐久性
向上にとどまらず、多量に添加したＰｂの分布をも均一
化させる効果がある。すなわち、凝固時の必然的な結晶
粒の差から生じるＰｂの不均一分布を微細結晶粒により
改善し、外周部から中心部まで均一にＰｂが分布した材
料となり、安定した耐焼付性が得られる。また、α相の
デンドライト組織に多量のＰｂを添加し耐焼付性を向上
させ、さらに、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｓｉ，Ｎｉを同時に添加す
ることにより、Ｐｂをより一層均一分散させることがで
き、耐焼付性を強化するとともに、Ｓｎの添加効果によ
りＰｂの均一分散のみならず耐食性の向上をも可能にし
た材料なのである。
向上にとどまらず、多量に添加したＰｂの分布をも均一
化させる効果がある。すなわち、凝固時の必然的な結晶
粒の差から生じるＰｂの不均一分布を微細結晶粒により
改善し、外周部から中心部まで均一にＰｂが分布した材
料となり、安定した耐焼付性が得られる。また、α相の
デンドライト組織に多量のＰｂを添加し耐焼付性を向上
させ、さらに、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｓｉ，Ｎｉを同時に添加す
ることにより、Ｐｂをより一層均一分散させることがで
き、耐焼付性を強化するとともに、Ｓｎの添加効果によ
りＰｂの均一分散のみならず耐食性の向上をも可能にし
た材料なのである。
【図１】本発明実施例ＮＯ．３合金の横断面図における
マクロの金属組織を示した写真及び図で、図１（ａ）は
その写真、図１（ｂ）はその要部を図形化して示した説
明図。
マクロの金属組織を示した写真及び図で、図１（ａ）は
その写真、図１（ｂ）はその要部を図形化して示した説
明図。
【図２】比較例ＮＯ．１４合金について横断面図におけ
るマクロの金属組織を示した写真及び図で、図２（ａ）
は図１（ａ）に対応する写真、図２（ｂ）は図１（ｂ）
に対応する説明図。
るマクロの金属組織を示した写真及び図で、図２（ａ）
は図１（ａ）に対応する写真、図２（ｂ）は図１（ｂ）
に対応する説明図。
【図３】ＮＯ．３合金の横断面図におけるミクロの金属
組織を示した写真及び図で、図３（ａ）はその写真、図
３（ｂ）はその要部を図形化して説明した説明図。
組織を示した写真及び図で、図３（ａ）はその写真、図
３（ｂ）はその要部を図形化して説明した説明図。
【図４】ＮＯ．１４合金について横断面図におけるミク
ロの金属組織を示した写真及び図で、図４（ａ）は図３
（ａ）に対応する写真、図４（ｂ）は図３（ｂ）に対応
する説明図。
ロの金属組織を示した写真及び図で、図４（ａ）は図３
（ａ）に対応する写真、図４（ｂ）は図３（ｂ）に対応
する説明図。
【図５】ＮＯ．８合金について横断面図におけるミクロ
の金属組織を示した写真及び図で、図５（ａ）は図３
（ａ）に対応する写真、図５（ｂ）は図３（ｂ）に対応
する説明図。
の金属組織を示した写真及び図で、図５（ａ）は図３
（ａ）に対応する写真、図５（ｂ）は図３（ｂ）に対応
する説明図。
【図６】ＮＯ．３合金の横断面図におけるＰｂの分布状
態を示した金属組織写真及び図で、図６（ａ）はその写
真、図６（ｂ）はその要部を図形化した説明図。
態を示した金属組織写真及び図で、図６（ａ）はその写
真、図６（ｂ）はその要部を図形化した説明図。
【図７】ＮＯ．１４合金について横断面図におけるＰｂ
の分布状態を示した金属組織写真及び図で、図７（ａ）
は図６（ａ）に対応する写真、図７（ｂ）は図６（ｂ）
に対応する説明図。
の分布状態を示した金属組織写真及び図で、図７（ａ）
は図６（ａ）に対応する写真、図７（ｂ）は図６（ｂ）
に対応する説明図。
【図８】摩耗試験装置の概略説明図。
Claims (2)
- 【請求項１】 組成が重量比で、Ｚｎ：１０〜２５％、
Ａｌ：０.１〜３.０％、Ｆｅ：０.１〜２.０％、Ｎｉ：
０．５〜５．０％、Ｓｉ：０．３〜２．０％、Ｃｏ：
０.０１〜２.０％、Ｐｂ：５〜１０％、Ｃｕ及び不可避
不純物：残、から成る合金であって、ほゞ球形状化した
Ｓｉ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ系金属間化合物と、Ｐｂとがマ
トリックス中に均一に分布し、且つ結晶が微細化してい
ることを特徴とする、耐摩耗性、耐焼付性及び耐久性に
優れた摺動材用黄銅合金。 - 【請求項２】 組成が重量比で、Ｚｎ：１０〜２５％、
Ａｌ：０.１〜３.０％、Ｆｅ：０.１〜２.０％、Ｎｉ：
０．５〜５．０％、Ｓｉ：０．３〜２．０％、Ｃｏ：
０.０１〜２.０％、Ｐｂ：５〜１０％、Ｓｎ：０．２〜
３．０％、Ｃｕ及び不可避不純物：残、から成る合金で
あって、ほゞ球形状化したＳｉ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｆｅ系金
属間化合物と、Ｐｂとがマトリックス中に均一に分布
し、且つ結晶が微細化していることを特徴とする、耐摩
耗性、耐焼付性、耐久性及び耐食性に優れた摺動材用黄
銅合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1967193A JPH0751734B2 (ja) | 1993-01-11 | 1993-01-11 | 摺動材用黄銅合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1967193A JPH0751734B2 (ja) | 1993-01-11 | 1993-01-11 | 摺動材用黄銅合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0726341A JPH0726341A (ja) | 1995-01-27 |
| JPH0751734B2 true JPH0751734B2 (ja) | 1995-06-05 |
Family
ID=12005710
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1967193A Expired - Fee Related JPH0751734B2 (ja) | 1993-01-11 | 1993-01-11 | 摺動材用黄銅合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0751734B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6264764B1 (en) * | 2000-05-09 | 2001-07-24 | Outokumpu Oyj | Copper alloy and process for making same |
| US8950941B2 (en) * | 2010-05-21 | 2015-02-10 | Oiles Corporation | High-strength brass alloy for sliding member, and sliding member |
-
1993
- 1993-01-11 JP JP1967193A patent/JPH0751734B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0726341A (ja) | 1995-01-27 |
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