JPH08225868A

JPH08225868A - 耐摩耗性Ｃｕ基合金

Info

Publication number: JPH08225868A
Application number: JP7053262A
Authority: JP
Inventors: Minoru Kawasaki; 稔河崎; Noboru Takayanagi; 登高柳; Hiromi Nomura; 弘巳野村; Akio Sato; 彰夫佐藤; Katsuhana Kanazawa; 功華金澤; Kensuke Hidaka; 謙介日高; Shozo Nagai; 省三永井
Original assignee: Fukuda Metal Foil and Powder Co Ltd; Toyota Motor Corp
Current assignee: Fukuda Metal Foil and Powder Co Ltd; Toyota Motor Corp
Priority date: 1995-02-17
Filing date: 1995-02-17
Publication date: 1996-09-03
Anticipated expiration: 2018-02-04
Also published as: US5843243A; AU676450B2; CN1046967C; CA2169513C; CA2169513A1; AU4559596A; KR960031632A; KR100196989B1; JP3373076B2; CN1143685A; EP0727501A1

Abstract

(57)【要約】【目的】靱性を向上させて、肉盛時の凝固割れを効果的
に防止する。【構成】Ｎｉ：１０．０〜３０．０ｗｔ％、Ｆｅ：２．
０〜１５．０ｗｔ％、Ｃｏ：２．０〜１５．０ｗｔ％、
Ｓｉ：０．５〜５．０ｗｔ％、Ｃｒ：１．０〜１０．０
％、並びにＭｏ、Ｗ、Ｎｂ及びＶよりなる群から選ばれ
る１種又は２種以上：２．０〜１５．０ｗｔ％を含み、
Ｃの添加量をＸｗｔ％、Ｏの添加量をＹｗｔ％としたと
き、下記（１）〜（３）式のいずれも満たす範囲の添加
量のＣ及び／又はＯを含み、０≦Ｘ≦０．５ …（１）０≦Ｙ≦０．０５ …（２）Ｙ≧−０．８Ｘ＋０．０４ …（３）残部Ｃｕよりなることを特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は耐摩耗性Ｃｕ基合金に関
する。本発明の耐摩耗性Ｃｕ基合金は、Ａｌ系等の母材
表面の耐摩耗性等を向上させるべく、レーザー、プラズ
マ、アセチレンガス、Ｔｉｇ等の高密度エネルギ−によ
り該母材表面にそのまま肉盛する際などに好適に利用す
ることができる。

【０００２】

【従来の技術】従来、母材の表面加工処理として、耐摩
耗性、耐熱性、耐食性等を向上させる目的で、これらの
特性に優れた材料をアルミニウム系等の母材表面に肉盛
する技術が利用されている。例えば、特開平４−２９７
５３６号公報には、耐熱性、耐摩耗性、耐食性等に優れ
た銅系肉盛合金材料をアルミニウム系母材の表面にレー
ザービーム照射等の高密度エネルギーにより肉盛する技
術が開示されている。この肉盛技術に用いられる銅系肉
盛合金材料としての耐摩耗性Ｃｕ基合金は、Ｎｉ：１
０．０〜３０．０ｗｔ％、Ｆｅ：２．０〜１５．０ｗｔ
％、Ｃｒ：１．０〜１０．０％、Ｓｉ：０．５〜５．０
ｗｔ％、Ｃｏ：２．０〜１５．０ｗｔ％、並びにＭｏ、
Ｗ、Ｎｂ及びＶよりなる群から選ばれる１種以上：２．
０〜１５．０ｗｔ％を含み、残部が銅及び不可避不純物
よりなるものである。

【０００３】この耐摩耗性Ｃｕ基合金は、Ｍｏ、Ｗ、Ｎ
ｂ及びＶの一種以上を主体とする珪化物（Ｍｏ（Ｗ，Ｎ
ｂ，Ｖ）シリサイド）硬質粒子を含む硬質相がＣｕ−Ｎ
ｉのα相マトリックス中に分散した組織を有する。この
珪化物硬質粒子は、Ｈｖ１２００〜１３００程度の硬さ
を有しており、上記Ｃｕ−Ｎｉのα相マトリックスを強
化し、耐摩耗性の向上に貢献する。また、上記珪化物硬
質粒子は、５００℃程度以上の温度で、しかも酸素分圧
の低い状態でも分解して酸化物（Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ及びＶ
の酸化物）を形成し易い。この酸化物は融点が低く、摺
動時に溶融してＣｕ基合金表面を覆うため、Ｃｕ−Ｎｉ
のα相マトリックスが相手材と接触することを回避する
ことができ、これにより高い自己潤滑性が得られる。し
たがって、高温における耐摩耗性、耐凝着性を向上させ
ることができる。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】しかし、前記従来の耐
摩耗性Ｃｕ基合金を肉盛材料として用いてレーザー等の
高密度エネルギーにより肉盛すると、肉盛層（ビード）
に微細な割れが発生し易いという問題点があった。この
肉盛層の割れは、肉盛時に肉盛材料が凝固する際、肉盛
材料が有している破断強度が残留引張り応力（凝固収縮
応力）よりも低いために発生する。このような肉盛時
（凝固時）の割れの発生は、凝固収縮応力を緩和するこ
とによりある程度抑えることができるが、上記従来の耐
摩耗性Ｃｕ基合金ではそのような対策が講じられていな
かった。

【０００５】本発明は上記実情に鑑みてなされたもので
あり、靱性が高く、したがって肉盛時の凝固割れを効果
的に防止することのできる耐摩耗性Ｃｕ基合金を提供す
ることを解決すべき技術課題とするものである。

【０００６】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決する請求
項１記載の耐摩耗性Ｃｕ基合金は、Ｎｉ：１０．０〜３
０．０ｗｔ％、Ｆｅ：２．０〜１５．０ｗｔ％、Ｃｏ：
２．０〜１５．０ｗｔ％、Ｓｉ：０．５〜５．０ｗｔ
％、Ｃｒ：１．０〜１０．０％、並びにＭｏ、Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｎｂ及びＶよりなる群から選ばれる１種又は２種以
上：２．０〜１５．０ｗｔ％を含み、Ｃの添加量をＸｗ
ｔ％、Ｏの添加量をＹｗｔ％としたとき、下記（１）〜
（３）式のいずれも満たす範囲の添加量のＣ及び／又は
Ｏを含み、残部Ｃｕよりなることを特徴とするものであ
る。

【０００７】０≦Ｘ≦０．５ …（１）０≦Ｙ≦０．０５ …（２）Ｙ≧−０．８Ｘ＋０．０４ …（３）また、上記課題を解決する請求項２記載の耐摩耗性Ｃｕ
基合金は、Ｎｉ：１０．０〜３０．０ｗｔ％、Ｆｅ：
２．０〜１５．０ｗｔ％、Ｃｏ：２．０〜１５．０ｗｔ
％、Ｓｉ：０．５〜５．０ｗｔ％、Ｃｒ：１．０〜１
０．０％、並びにＭｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ及びＶよりな
る群から選ばれる１種又は２種以上：２．０〜１５．０
ｗｔ％を含み、Ｃの添加量をＸｗｔ％、Ｏの添加量をＹ
ｗｔ％としたとき、下記（１）、（２）及び（４）式の
いずれも満たす範囲の添加量のＣ及び／又はＯを含み、
残部Ｃｕよりなり、不可避不純物としてのＰｂの添加量
を０．０２ｗｔ％以下にしたことを特徴とするものであ
る。

【０００８】０≦Ｘ≦０．５ …（１）０≦Ｙ≦０．０５ …（２）Ｙ≧−０．６Ｘ＋０．０３ …（４）

【０００９】

【作用】請求項１記載の耐摩耗性Ｃｕ基合金は、Ｃ及び
／又はＯが特定の添加量で添加されており、これらの元
素のそれぞれの作用により肉盛時の割れを効果的に抑制
することができる。Ｃｏ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ
がＳｉとともに添加されたＣｕ−Ｎｉ系合金において
は、Ｃｕ−Ｎｉのα相マトリックス中に珪化物（Ｍｏ、
Ｃｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ等の珪化物）を含む硬質相
が分散した組織となる。この珪化物とＣｕ−Ｎｉのα相
とは、液相状態において混じり合わない、いわゆる２液
相分離型である。そして、珪化物の比重はＣｕ−Ｎｉの
α相の比重と比較して大きい。例えば、ＭｏＳｉ₂の比
重が９．２、ＷＳｉ₂の比重が１９．３であるのに対し
て、Ｃｕ−Ｎｉのα相の比重は８．９である。このた
め、液状状態においては、比重差により珪化物が下部に
凝集する。

【００１０】しかし、Ｃが添加されていると、例えばＭ
ｏ₂Ｃ等の炭化物（比重：８．２〜８．９）が硬質相の
核として生成し、この比重の小さい炭化物の周囲にＣ
ｏ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ等の珪化物が生成、付
着したような高融点複合化合物が生成される。このよう
に、珪化物は比重の小さい炭化物（Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔ
ｉ、Ｚｒ炭化物）の周囲に生成、付着することにより、
均一に分散され、液相状態における珪化物の凝集が抑制
される。そして、上記高融点複合化合物よりなる硬質相
がＣｕ−Ｎｉのα相マトリックス中に均一に微細分散し
た組織となり、これにより靱性が向上し、したがって肉
盛時の割れを効果的に防止することができる。

【００１１】ここで、請求項１記載の耐摩耗性Ｃｕ基合
金において、Ｃの添加量が０．０５ｗｔ％未満（Ｘ＜
０．０５）では、上記炭化物を核とする複合化合物の生
成による割れ抑制効果が不十分となる。したがって、Ｃ
の添加量は０．０５ｗｔ％以上（０．０５≦Ｘ）とする
ことが好ましい。なお、Ｃの添加量が０．０５ｗｔ％以
上（０．０５≦Ｘ）であれば、Ｏが添加されていなくて
も、すなわちＹ＝０であっても十分な割れ抑制効果を発
揮する。一方、Ｃの添加量が０．５ｗｔ％を越えると
（０．５＜Ｘ）、上記偏析抑止作用は失わないが、合金
中に遊離炭素が析出し、靱性が低下する。したがって、
Ｃの添加量の上限は０．５ｗｔ％とする（Ｘ≦０．
５）。

【００１２】一方、Ｏを添加することにより、肉盛層表
面にＳｉＯ₂の保護膜が形成される。このＳｉＯ₂の保
護膜により、凝固時に徐冷効果が発揮されるので、凝固
収縮応力を緩和することができ、肉盛時の割れを効果的
に防止することができる。ここで、請求項１記載の耐摩
耗性Ｃｕ基合金において、Ｏの添加量が少な過ぎると、
上記ＳｉＯ₂保護膜による割れ抑制効果が不十分とな
る。なお、Ｏの添加量が０．０４ｗｔ％以上（０．０４
≦Ｙ）であれば、Ｃが添加されていなくても、すなわち
Ｘ＝０であっても十分な割れ抑制効果を発揮する。した
がって、Ｏの添加量は０．０４ｗｔ％以上（０．０４≦
Ｙ）とすることが好ましい。一方、Ｏの添加量が多過ぎ
ると、本発明合金を肉盛材としてアルミニウム系母材に
肉盛する場合、溶融層加熱温度が急激に上昇し、アルミ
ニウム系母材の過大溶融と過大希釈を招き、アルミニウ
ム系母材からの水素ガスによって肉盛層内部にピンホー
ル（ガス欠陥）が多量に発生したり、Ｏ自身も肉盛層内
部に残存してガス欠陥となったりする。したがって、Ｏ
の添加量の上限は０．０５ｗｔ％とする（Ｙ≦０．０
５）。

【００１３】なお、請求項１記載の耐摩耗性Ｃｕ基合金
において、Ｃの添加量が０．０５ｗｔ％未満（０＜Ｘ＜
０．０５）の場合、前記（３）式、すなわちＹ≧−０．
８Ｘ＋０．０４を満たす範囲でＯの添加量（Ｙの値）を
設定すれば、十分な割れ抑制効果を発揮する。これは、
Ｃ又はＯの添加によるそれぞれの割れ抑制効果は小さい
ものの、Ｃ及びＯの双方の割れ抑制効果が発揮されるた
めである。

【００１４】また、請求項２記載の耐摩耗性Ｃｕ基合金
は、Ｃ及び／又はＯが特定の添加量で添加されるととも
に、不可避不純物としてのＰｂの添加量が０．０２ｗｔ
％以下とされているため、請求項１記載の作用、効果の
他に、Ｐｂ量を０．０２ｗｔ％以下とすることによる以
下の作用、効果も奏する。すなわち肉盛層の割れは、そ
の材料強度の不足か、凝固収縮応力の過大によるもので
ある。また、凝固収縮応力は液相〜固相までの温度差に
よって変化する。ここで、Ｐｂは低融点金属であり、ま
た本発明の合金に含まれる他の元素とほとんど溶解度を
もたない。因みに、本発明の合金の初晶第１相の融点は
約１４００℃であるのに対し、Ｐｂの融点は３２７℃で
ある。このため、肉盛凝固時において、Ｐｂは最終凝固
まで液相として残り、その間の温度差は約１０００℃も
ある。このように、Ｐｂは凝固が完了するまでの時間が
長くかかり、このため収縮応力も多く発生し、この最終
凝固するＰｂを起点として割れが発生する。請求項２記
載の耐摩耗性Ｃｕ基合金では、このように割れに対して
悪影響を及ぼすＰｂの添加量を０．０２ｗｔ％以下とす
ることにより、肉盛時の割れを効果的に防止する。

【００１５】したがって、不可避不純物としてのＰｂの
添加量を０．０２ｗｔ％以下とした請求項２記載の耐摩
耗性Ｃｕ基合金では、Ｃ及びＯの添加量の範囲を請求項
１記載のＣｕ基合金と比べて少量側に拡大しても、十分
な割れ抑制効果を発揮する。すなわち、請求項２記載に
耐摩耗性Ｃｕ基合金において、Ｃの添加量が０．０５ｗ
ｔ％未満（０＜Ｘ＜０．０５）の場合、前記（４）式、
すなわちＹ≧−０．６Ｘ＋０．０３を満たす範囲でＯの
添加量（Ｙの値）を設定すれば、十分な割れ抑制効果を
発揮する。なお、請求項１記載のＣｕ基合金と同様に、
Ｃの添加量が０．０５ｗｔ％以上（０．０５≦Ｘ）であ
れば、Ｏが添加されていなくても、すなわちＹ＝０であ
っても十分な割れ抑制効果を発揮するため、Ｃの添加量
は０．０５ｗｔ％以上（０．０５≦Ｘ）とすることが好
ましい。また、Ｏの添加量が０．０３ｗｔ％以上（０．
０３≦Ｙ）であれば、Ｃが添加されていなくても、すな
わちＸ＝０であっても十分な割れ抑制効果を発揮するた
め、Ｏの添加量は０．０３ｗｔ％以上（０．０３≦Ｙ）
とすることが好ましい。一方、Ｃ又はＯの添加量の上限
は、請求項１記載のＣｕ基合金と同様の理由により、Ｃ
は０．５ｗｔ％（Ｃ≦０．５）、Ｏは０．０５ｗｔ％以
下（Ｏ≦０．０５）とする。

【００１６】さらに、請求項１及び請求項２記載のＣｕ
基合金では、上記したように溶融状態において、珪化物
の凝集が抑えられており、微細な複合化合物が均一分散
しているため、溶融状態から粉末あるいは棒状に製造す
る際に、以下に示す作用がある。すなわち、溶融状態か
ら例えばガスアトマイズ法により粉末を製造する際に、
珪化物が凝集していると、凝集した珪化物がタンディッ
シュノズルに詰まって、溶解歩留りが低下したり、粉末
成分のバラツキが大きくなるといった不都合がある。こ
れに対して、請求項１及び請求項２記載のＣｕ基合金で
は、このような不都合がない。また、溶融状態から棒状
物を製造する場合の成分バラツキの変動も小さい。

【００１７】次に、他の組成成分の限定理由を以下に示
す。（Ｎｉ）Ｎｉは、一部はＣｕに溶解してＣｕ−Ｎｉ相を
形成し、また他の一部はＮｉ珪化物を形成してマトリッ
クス部を強化する。また、Ｎｉは、耐摩耗性を向上させ
る成分であるＣｏ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ
及びＦｅを含有せしめるために必要な成分である。Ｎｉ
の添加量が１０．０ｗｔ％未満では、従来のＣｕ−Ｎｉ
系合金の特性、特に耐食性、耐摩耗性が出現せず、さら
に上記Ｃｏ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ及びＦ
ｅを添加できる量が少なくなる。一方、Ｎｉの増加によ
り、合金の溶解性は良くなるが、合金中のＣｕ固溶体相
が減少し、Ｃｕ基合金本来の性質（高熱伝導性、相手材
とのなじみ性）が損なわれるため、上限を３０．０ｗｔ
％未満とした。したがって、Ｎｉの添加量の範囲は１
０．０〜３０．０ｗｔ％とした。

【００１８】（Ｆｅ）Ｆｅは、合金の溶解性において、
Ｎｉ、Ｃｏと同様の働きをし、それらの一部と置き換え
ることができる。このため、Ｎｉ、Ｃｏの一部をＦｅに
置き換えることにより、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖの
溶解原料に、フェロモリブデンを使用することができ、
コスト低下による経済的効果をもたらす。Ｆｅの添加量
の範囲は、使用するフェロモリブデン中のＦｅ含有量と
合金のＭｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ所定量から、２．０
〜１５．０ｗｔ％とした。

【００１９】（Ｃｏ）Ｃｏは、Ｃｕ中にはほとんど溶解
せず、Ｎｉの一部と合金化し、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎ
ｂ、Ｖ、Ｃｒ及びＣとともに高融点複合化合物を形成
し、合金の耐摩耗性を向上させる。Ｃｏの添加量が２．
０ｗｔ％未満では、形成される高融点複合化合物の量が
不十分であり、耐摩耗性が低下する。一方、Ｃｏの添加
量が１５．０ｗｔ％を越えると、高融点複合化合物が過
剰に形成され、合金の靱性が低下するとともに、液相線
温度が上昇して粉末製造が困難となる。したがって、Ｃ
ｏの添加量の範囲は２．０〜１５．０ｗｔ％とした。

【００２０】（Ｓｉ）Ｓｉは、Ｎｉと珪化物を形成して
マトリックス部を強化する。また、Ｓｉは、耐摩耗性を
向上させる成分であるＣｏ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、
Ｖ、Ｃｒ及びＣとともに高融点複合化合物を形成し、合
金の耐摩耗性を向上させる。Ｓｉの添加量が０．５ｗｔ
％未満では、形成される高融点複合化合物の量が不十分
であり、耐摩耗性が低下する。一方、Ｓｉの添加量が
５．０ｗｔ％を越えると、Ｎｉ珪化物及び高融点複合化
合物が過剰に形成され、合金の靱性が低下する。したが
って、Ｓｉの添加量の範囲は０．５〜５．０ｗｔ％とし
た。

【００２１】（Ｃｒ）Ｃｒは、Ｃｕ中にはほとんど溶解
せず、Ｎｉの一部及びＣｏと合金化して、耐酸化性を向
上させる。また、Ｃｒは、Ｓｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｎｂ、Ｖ及びＣとともに高融点複合化合物を形成
し、合金の耐摩耗性を向上させる。さらに、Ｃｒは、レ
ーザ粉末肉盛を行う場合に、Ｏと結合して安定した酸化
皮膜を形成し、レーザ肉盛溶接性を向上させる働きもす
る。Ｃｒの添加量が１．０ｗｔ％未満では、形成される
高融点複合化合物の量が不十分であり、耐摩耗性が低下
する。一方、Ｃｏの添加量が１０．０ｗｔ％を越える
と、高融点複合化合物が過剰に形成され、合金の靱性が
低下するとともに、液相線温度が上昇して粉末製造が困
難となる。したがって、Ｃｏの添加量の範囲は２．０〜
１５．０ｗｔ％とした。

【００２２】（Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖ）Ｍｏ、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｖは、Ｃｕに対して溶解度がないので
Ｃｕ中には溶解せず、Ｃｏ及び一部のＮｉの一部と合金
化して、耐熱性を向上させる。また、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｎｂ、Ｖは、Ｓｉ、Ｃｏ、Ｃｒ及びＣとともに高融
点複合化合物を形成し、合金の耐摩耗性を向上させる。
Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ及びＶよりなる群から選ばれる
１種又は２種以上の添加量が２．０ｗｔ％未満では、形
成される高融点複合化合物の量が不十分であり、耐摩耗
性が低下する。一方、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ及びＶよ
りなる群から選ばれる１種又は２種以上の添加量が１
５．０ｗｔ％を越えると、高融点複合化合物が過剰に形
成され、合金の靱性が低下するとともに、液相線温度が
上昇して粉末製造が困難となる。したがって、Ｍｏ、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｎｂ及びＶよりなる群から選ばれる１種又は
２種以上の添加量の範囲は２．０〜１５．０ｗｔ％とし
た。

【００２３】

【実施例】

以下、実施例により本発明を具体的に説明する。（実施例１）表１に示した組成の耐摩耗性Ｃｕ基合金粉
末（８０〜３５０メッシュ）をガスアトマイズ法により
製造した。この方法は、各合金粉末を炉内で１７００℃
程度に加熱して約１００ｋｇの金属溶湯とし、これを底
面にノズルが設けられた容器（タンディッシュ）に入
れ、ノズルから注出する金属溶湯にＮ₂ガスを噴霧する
ことにより金属溶湯を粉化し、そのままＮ₂ガス雰囲気
中で冷却して粉末とするものである。

【００２４】なお、Ｏの添加量は、アトマイズ・チャン
バー内の酸素量を調整することにより制御することがで
きる。また、本実施例１では、不可避不純物としてのＰ
ｂや、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｍｇ等
の添加量については特に制御していない。このため不可
避不純物としてのＰｂは０．０３ｗｔ％程度含有されて
おり、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｍｇ等
は合計で０．５ｗｔ％程度含有されているものと考えら
れる。

【００２５】（粉末製造作業性の評価）表１に示す本発
明合金及び比較例合金について、粉末製造作業性を評価
した。これは、約１００ｋｇの金属溶湯から上記アトマ
イズ法により粉末を製造する際、ノズル閉塞が起こるか
否かを調べること、及び製造された粉末の偏析の有無に
ついて１５００℃から約１５℃／ｍｉｎの冷却速度で凝
固させたインゴットの総断面の観察をして調べることに
より行った。その結果を表１に示す。

【００２６】

【表１】

【００２７】表１から明らかなように、本発明合金Ｎ
ｏ．１〜６は、粉末の偏析及びノズル閉塞がみられなか
った。これに対し、Ｃの添加量が少な過ぎる比較例合金
Ｎｏ．７は、粉末の偏析及びノズル閉塞がみられた。こ
れは、比較例合金Ｎｏ．７では、Ｃ添加による偏析抑止
作用が十分に発揮されず、Ｍｏ等の珪化物が凝集したた
めである。

【００２８】（靱性評価）表１に示す本発明合金及び比
較例合金について、靱性を評価した。これは、アトマイ
ズ作業に先立ち、各合金の溶湯を採取し、シェルモール
ドに鋳造し、１０×１０×５５ｍｍに仕上げたものをシ
ャルピー衝撃試験することにより衝撃値（単位：ｋｇｆ
・ｍ／ｃｍ²）を測定することにより行った。その結果
を表１に併せて示す。表１から明らかなように本発明合
金Ｎｏ．１〜６は、衝撃値がいずれも１．０ｋｇｆ・ｍ
／ｃｍ²以上あり、比較例合金Ｎｏ７、８と比べて靱性
が向上した。これは、Ｃ添加による偏析抑止作用、すな
わち炭化物を核とする複合化合物の生成により珪化物の
凝集が抑制され、硬質相としての上記複合化合物が均一
に微細分散しているためと考えられる。一方、Ｃの添加
量が少な過ぎる比較例合金Ｎｏ．７は、Ｃ添加による偏
析抑止作用が十分に発揮されず、Ｍｏ等の珪化物が凝集
したためと考えられる。また、Ｃの添加量が多過ぎる比
較例合金Ｎｏ．８は、合金中に遊離炭素が析出したため
に靱性が低下したものと考えられる。

【００２９】なお、上記実施例１において、Ｍｏの代わ
りにＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ又はＶを添加した場合や、Ｍｏ、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ及びＶよりなる群から選ばれる２種以
上を添加した場合も、上記と同様の結果が得られた。（実施例２）Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｆｅ及び
Ｏの添加量を、それぞれＮｉ：１６．０ｗｔ％、Ｓｉ：
２．８０ｗｔ％、Ｃｏ：７．４０ｗｔ％、Ｆｅ：４．９
０ｗｔ％、Ｏ：０．００３０ｗｔ％一定とし、Ｃの添加
量を種々変更して、上記実施例１と同様の方法により、
８０〜３５０メッシユの合金粉末を得た。なお、本実施
例２では、不可避不純物としてのＰｂや、Ａｌ、Ｐ、
Ｓ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｍｇ等の添加量について
は特に制御していない。このため、不可避不純物として
のＰｂは０．０３ｗｔ％程度含有されており、Ａｌ、
Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｍｇ等は合計で０．
５ｗｔ％程度含有されているものと考えられる。

【００３０】一方、図１及び図２に示すように、アルミ
ニウム合金（ＪＩＳＡＣ２Ｂ相当、Ｃｕ：２〜４ｗｔ
％，Ｓｉ：５〜７ｗｔ％，Ｍｇ：０．５ｗｔ％以下、Ｚ
ｎ：１．０ｗｔ％以下、Ｆｅ：１．０ｗｔ％以下、Ｍ
ｎ：０．５ｗｔ％以下、Ｎｉ：０．５ｗｔ％以下、Ｔ
ｉ：０．２ｗｔ％以下、Ａｌ：残部）よりなり、外径：
該５０ｍｍ、高さ：４０ｍｍの円筒状テストピース１を
準備した。なお、テストピース１の上面には、中心側が
低い傾斜面１ａが設けられている。

【００３１】そして、上記各合金粉末を用いて、テスト
ピース１の傾斜面１ａに下記の条件でレーザ肉盛を行
い、肉盛層２を形成した。レーザ出力：４．５ｋＷ肉盛巾：３〜１０ｍｍ、肉盛速度：９００ｍｍ／ｍｉｎシールドガス：Ａｒシールドガス流量：１０リットル／ｍｉｎ肉盛厚さ：１．５〜２．５ｍｍ（肉盛割れ評価）上記実施例２で得られた各肉盛層２に
ついて、割れの発生状況を調べた。その結果を図３に示
す。なお、割れ発生率は、全テストピース数を１００個
として、下記式により求めたものである。

【００３２】（割れ発生率）＝｛（割れが発生したテス
トピース数）／（全テストピース数）｝×１００（％）図３から明らかなように、Ｃの添加量を０．０５ｗｔ％
以下とすることにより、割れ発生率を急激に低下させて
０．０５％以下とすることができた。これは、Ｃを添加
していないか又はＣの添加量が少な過ぎる場合、硬質珪
化物の凝集が起こるのに対して、Ｃが添加されている
と、Ｍｏ₂Ｃ等の炭化物の周囲に珪化物が生成、付着し
たような高融点複合化合物が生成され、この複合化合物
がＣｕ−Ｎｉのα相マトリックス中に均一に微細分散し
た組織となり、これにより靱性が向上したためと考えら
れる。また、レーザ肉盛の場合、珪化物が凝集している
と、この珪化物硬質相において光の吸収率が局部的に２
０倍程度増加し、アルミニウム系母材の過大溶融を引き
起こす。これにより、Ｃｕ−Ｎｉのα相マトリックス中
にアルミニウム系母材が希釈され、Ｃｕ−ＡｌやＮｉ−
Ａｌ等の金属間化合物を生成する。これらＣｕ−Ａｌや
Ｎｉ−Ａｌ等の金属間化合物は、ビード破断歪みが０．
１％以下であり、凝固収縮応力に耐えられず、これを起
点に割れが発生したものと考えられる。

【００３３】ここで、割れ発生率についてふれると、例
えば１６個のバルブシートを有するシリンダヘッドの各
バルブシート部にＣｕ基耐摩耗性合金を肉盛する場合、
Ｃを添加していない場合、図３より肉盛層の割れ発生率
は５．５％以上あり、シリンダヘッドでは８８％の割れ
発生率（不良率）となり、実用上使用不可能である。こ
れに対し、Ｃが０．０５ｗｔ％以上添加されていると、
割れ発生率は０．０５％以下となり、シリンダヘッドで
は０．８％以下の割れ発生率（不良率）となり、実用上
使用可能な合金材料となる。

【００３４】（肉盛層破断歪み量の評価）上記実施例２
で得られた各肉盛層２について、破断歪み量（％）を調
べた。すなわち、破断試験を行い、破断歪み量（％）を
下記式より求めた。その結果を図４に示す。｛（Ａ−Ｂ）／Ａ｝×１００（％）Ａ：試験前のテストピース長さＢ：破断後（試験後）のテストピース長さ図４から明らかなように、Ｃの添加量が増大するにつれ
て破断歪み量も増大し、割れが発生し難くなっているこ
とがわかる。但し、Ｃの添加量が０．４ｗｔ％を越える
と、破断歪み量も低減し、熱収縮により割れが発生し易
くなる傾向にある。このようにＣの添加量が０．４ｗｔ
％を越えると、破断歪み量が低減するのは、ＭＯ₂Ｃの
過剰析出のためと考えられる。したがって、Ｃの添加量
の上限は０．４ｗｔ％とすることが好ましい。

【００３５】（硬質層の構成形態変化の評価）上記実施
例２において、Ｃの添加量を０．０５ｗｔ％、０．５ｗ
ｔ％、０．７ｗｔ％とした３種類の肉盛層２について、
走査型電子顕微鏡写真（ＳＥＭ）により金属組織を観察
した結果を図５〜図２２に示す。なお、図５〜図１０が
Ｃの添加量を０．０５ｗｔ％としたものに係り、図１１
〜図１６がＣの添加量を０．５ｗｔ％としたものに係
り、図１７〜図２２がＣの添加量を０．７ｗｔ％とした
ものに係る。また、図６〜図１０、図１２〜図１６、及
び図１８〜図２２中、白く見える部分が各成分の濃度が
高い部分であることを示す。

【００３６】これらの図から明らかなように、炭化物
（ＭｏＣ）の回りに珪化物が付着するように複合化合物
として形成されていることがわかる。なお、図１７〜図
２２に示すＣの添加量を０．７ｗｔ％とした比較例に係
る合金では、図２２から明らかなように、遊離炭素（白
く棒状に見えるもの）が析出していることがわかる。

【００３７】（硬質相の分散性評価）上記実施例２にお
いて、Ｃの添加量を０．０００６ｗｔ％、０．０１ｗｔ
％、０．０３ｗｔ％、０．０５ｗｔ％、０．１ｗｔ％、
０．２ｗｔ％、０．５ｗｔ％、０．７ｗｔ％と変化さ
せ、それぞれ１５００℃の金属溶湯とした後、鋳造によ
り得られたインゴット試験片の断面組織を観察した実体
顕微鏡写真を図２３〜図３０に示す。なお、鋳造時は、
徐冷（冷却速度：１０〜１０²℃／ｓｅｃ）により凝固
させた。

【００３８】図２６〜図３０に示すように、Ｃの添加量
（Ｘ）を０．０５ｗｔ％以上とすることにより、炭化物
を核として珪化物が付着した複合化合物が生成され、こ
れがＣｕ−Ｎｉのαマトリックス中に均一に微細分散す
ることがわかる。これに対し、図２３〜図２５に示すよ
うに、Ｃの添加量が０．０５ｗｔ％未満（Ｘ＜０．０
５）の場合、珪化物（黒く見える部分）が下部に凝集し
ていることがわかる。

【００３９】（実施例３）Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｃ
ｒ及びＦｅの添加量を、それぞれＮｉ：１６．０ｗｔ
％、Ｓｉ：２．８０ｗｔ％、Ｃｏ：７．４０ｗｔ％、Ｆ
ｅ：４．９０ｗｔ％一定とし、Ｃ及びＯの添加量を種々
変更して、上記実施例１と同様の方法により、８０〜３
５０メッシユの合金粉末を得た。なお、本実施例３で
は、不可避不純物としてのＰｂや、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｓ
ｎ、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｍｇ等の添加量については特に
制御していない。このため、不可避不純物としてのＰｂ
は０．０３ｗｔ％程度含有されており、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、
Ｓｎ、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｍｇ等は合計で０．５ｗｔ％
程度含有されているものと考えられる。

【００４０】そして、上記実施例２と同様に、レーザ肉
盛を行い、肉盛層２を形成した。（肉盛割れ評価）上記実施例３で得られた各肉盛層２に
ついて、割れやピンホールの発生状況を調べた。その結
果を図３１に示す。なお、図３１中、○印は割れ発生率
が０．０５％以下、△印は割れ発生率が０．０５〜１．
０％、×印は割れ発生率が１．０％以上であり、▲印は
ピンホールの発生が認められたことを示す。また割れ発
生率は、全テストピース数を１００個として、下記式に
より求めたものである。

【００４１】（割れ発生率）＝｛（割れが発生したテス
トピース数）／（全テストピース数）｝×１００（％）図３１から明らかなように、Ｃの添加量（Ｘ）及びＯの
添加量（Ｙ）を前記（１）〜（３）式のいずれも満たす
範囲とすることにより、割れ発生率を０．０５％以下と
することができるとともに、ピンホールの発生を防止す
ることができた。なお、図３１中、Ａ点（０．０５、
０）と、Ｂ点（０、０．０４）とを結ぶ直線がＹ＝−
０．８Ｘ＋０．０４である。

【００４２】（実施例４）不可避不純物としてのＰｂ
や、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｍｇ等の
添加量を、溶解〜アトマイズ工程にて混入しない様に制
御することにより、以下のように制御すること以外は、
上記実施例２と同様に、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｃ
ｒ、Ｆｅ及びＯの添加量を一定とし、かつ、Ｃの添加量
を種々変更して合金粉末を得た。

【００４３】すなわち、Ｐｂの添加量は０．０１ｗｔ％
とし、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｓｂ及びＭｇ
の添加量は合計で０．５ｗｔ％とした。そして、上記実
施例２と同様に、レーザ肉盛を行い、肉盛層２を形成し
た。（肉盛割れ評価）上記実施例４で得られた各肉盛層２に
ついて、実施例２と同様に割れの発生率を調べた結果を
図３２に示す。

【００４４】（実施例５）不可避不純物としてのＰｂの
添加量を０．０１ｗｔ％とし、かつ、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｓ
ｎ、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｓｂ及びＭｇの合計の添加量を０．０
５ｗｔ％とすること以外は、上記実施例３と同様に、Ｎ
ｉ、Ｓｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＦｅの添加量を一定と
し、かつ、Ｃ及びＯの添加量を種々変更して合金粉末を
得た。

【００４５】そして、上記実施例３と同様に、レーザ肉
盛を行い、肉盛層２を形成した。（肉盛割れ評価）上記実施例５で得られた各肉盛層２に
ついて、実施例３と同様に割れやピンホールの発生状況
を調べた。その結果を図３３に示す。図３３から明らか
なように、Ｃの添加量（Ｘ）及びＯの添加量（Ｙ）を前
記（１）、（２）及び（４）式のいずれも満たす範囲と
することにより、割れ発生率を０．０５％以下とするこ
とができるとともに、ピンホールの発生を防止すること
ができた。なお、図３３中、Ｐ点（０．０５、０）と、
Ｑ点（０、０．０３）とを結ぶ直線がＹ＝−０．６Ｘ＋
０．０３である。

【００４６】（実施例６）Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｃ
ｒ、Ｆｅ、Ｃ及びＯの添加量を、それぞれＮｉ：１６ｗ
ｔ％、Ｓｉ：２．８ｗｔ％、Ｃｏ：７．４ｗｔ％、Ｆ
ｅ：４．９ｗｔ％、Ｃ：０．１ｗｔ％、Ｏ：０．００３
０ｗｔ％一定とし、かつ、Ｐｂの添加量を種々変更して
合金粉末を得た。なお、本実施例６では、不可避不純物
としてのＡｌ、Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｓｂ及びＭ
ｇの添加量については特に制御していない。このため、
不可避不純物としてのＡｌ、Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｂ
ｉ、Ｓｂ及びＭｇは合計で０．５ｗｔ％程度含有されて
いるものと考えられる。

【００４７】そして、上記実施例２と同様に、レーザ肉
盛を行い、肉盛層２を形成した。（肉盛割れ評価）上記実施例６で得られた各肉盛層２に
ついて、実施例２と同様に割れの発生率を調べた結果を
図３４に示す。図３４から明らかなように、Ｐｂ量が少
ないほど割れ発生率が低減して好ましいことがわかる。
一方、Ｐｂの添加量が０．０２ｗｔ％を越えると、急激
に割れ発生率が増大する。

【００４８】なお、不可避不純物としてのＡｌ、Ｐ、
Ｓ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｓｂ及びＭｇは、いずれも低融
点、低沸点の元素である。ただし、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｓ
ｎ、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｓｂ及びＭｇは、Ｐｂと違って、本発
明合金系の元素に固溶する（微量であればＣｕ−Ｎｉの
α相マトリックス中に固溶する）ため、最終凝固部に晶
出することはない。しかし、レーザ肉盛のような高熱源
を用いた肉盛法では、肉盛時における肉盛層の最高加熱
温度は２８００〜３０００℃程度に達する。このため、
Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｓｂ及びＭｇは、微
量であってもガス成分となって肉盛層内部に残存し、ガ
ス欠陥となる。したがって、不可避不純物としてのＡ
ｌ、Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｓｂ及びＭｇの添加量
はできるだけ少ない方が好ましく、具体的にはＡｌ、
Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｓｂ及びＭｇの合計で０．
０５ｗｔ％以下とすることが好ましい。

【００４９】また、本発明合金をレーザ肉盛する場合、
Ａｌ、Ｙ、ミッシュメタル、Ｔｉ、Ｚｒ及びＨｆよりな
る群から選ばれる１種又は２種以上を０．０１〜０．１
ｗｔ％の範囲で添加することが好ましい。これらの元素
は、レーザ肉盛時に、Ｏと結合して安定な酸化皮膜を形
成する。この酸化被膜は、レーザビームを安定に吸収し
て、適正な溶融プールを形成するとともに、溶融プール
を鎮静化する。この作用は、Ａｌ、Ｙ、ミッシュメタ
ル、Ｔｉ、Ｚｒ及びＨｆの元素を単独で添加した場合で
も、２種以上複合添加した場合でも、その合計で論ずる
ことができる。上記元素の合計の添加量が０．０１ｗｔ
％未満では、形成される酸化被膜が少なく、レーザビー
ムの反射率が高くなるため、溶融プールの形成が不良と
なり、種々の肉盛欠陥が発生し易くなる傾向にある。一
方、上記元素の合計の添加量が０．１ｗｔ％を越える
と、酸化被膜が多くなり、レーザビーム吸収率の上昇に
よる加熱のため母材希釈量が増加する傾向にある。ま
た、粉末製造時の溶湯の流動性が低下する傾向にある。

【００５０】なお、上述の実施例では、本発明合金をレ
ーザ粉末肉盛に適用する場合について説明したが、プラ
ズマ、アセチレンガス、Ｔｉｇ等の他の肉盛法において
も同様に適用することが可能と考えられる。

【００５１】

【発明の効果】以上詳述したように本発明に係る耐摩耗
性Ｃｕ基合金は、Ｃ及びＯが特定範囲で添加されている
ことにより、肉盛時の割れを効果的に防止することがで
きるので、例えばアルミニウム系シリンダヘッドのバル
ブシート部に肉盛する際に実用レベルで大量生産可能と
なる。また、粉末製造性を向上させるとともに、成分バ
ラツキの変動を抑えることができ、粉末や棒状物の製造
コストを低減することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施例で用いたテストピースの斜視図
である。

【図２】図１のＡ−Ａ線断面図である。

【図３】Ｃ添加量（Ｘ）と割れ発生率との関係を示す図
である。

【図４】Ｃ添加量（Ｘ）とビード破断歪み量との関係を
示す図である。

【図５】Ｃ添加量を０．０５ｗｔ％とした本発明合金に
係り、肉盛層の金属組織を示す走査型電子顕微鏡写真で
ある。

【図６】Ｃ添加量を０．０５ｗｔ％とした本発明合金に
係り、肉盛層の金属組織を示す走査型電子顕微鏡写真
（Ｃｕ成分のみを示すもの）である。

【図７】Ｃ添加量を０．０５ｗｔ％とした本発明合金に
係り、肉盛層の金属組織を示す走査型電子顕微鏡写真
（Ｎｉ成分のみを示すもの）である。

【図８】Ｃ添加量を０．０５ｗｔ％とした本発明合金に
係り、肉盛層の金属組織を示す走査型電子顕微鏡写真
（Ｍｏ成分のみを示すもの）である。

【図９】Ｃ添加量を０．０５ｗｔ％とした本発明合金に
係り、肉盛層の金属組織を示す走査型電子顕微鏡写真
（Ｓｉ成分のみを示すもの）である。

【図１０】Ｃ添加量を０．０５ｗｔ％とした本発明合金
に係り、肉盛層の金属組織を示す走査型電子顕微鏡写真
（Ｃ成分のみを示すもの）である。

【図１１】Ｃ添加量を０．５ｗｔ％とした本発明合金に
係り、肉盛層の金属組織を示す走査型電子顕微鏡写真で
ある。

【図１２】Ｃ添加量を０．５ｗｔ％とした本発明合金に
係り、肉盛層の金属組織を示す走査型電子顕微鏡写真
（Ｃｕ成分のみを示すもの）である。

【図１３】Ｃ添加量を０．５ｗｔ％とした本発明合金に
係り、肉盛層の金属組織を示す走査型電子顕微鏡写真
（Ｎｉ成分のみを示すもの）である。

【図１４】Ｃ添加量を０．５ｗｔ％とした本発明合金に
係り、肉盛層の金属組織を示す走査型電子顕微鏡写真
（Ｍｏ成分のみを示すもの）である。

【図１５】Ｃ添加量を０．５ｗｔ％とした本発明合金に
係り、肉盛層の金属組織を示す走査型電子顕微鏡写真
（Ｓｉ成分のみを示すもの）である。

【図１６】Ｃ添加量を０．５ｗｔ％とした本発明合金に
係り、肉盛層の金属組織を示す走査型電子顕微鏡写真
（Ｃ成分のみを示すもの）である。

【図１７】Ｃ添加量を０．７ｗｔ％とした比較例合金に
係り、肉盛層の金属組織を示す走査型電子顕微鏡写真で
ある。

【図１８】Ｃ添加量を０．７ｗｔ％とした比較例合金に
係り、肉盛層の金属組織を示す走査型電子顕微鏡写真
（Ｃｕ成分のみを示すもの）である。

【図１９】Ｃ添加量を０．７ｗｔ％とした比較例合金に
係り、肉盛層の金属組織を示す走査型電子顕微鏡写真
（Ｎｉ成分のみを示すもの）である。

【図２０】Ｃ添加量を０．７ｗｔ％とした比較例合金に
係り、肉盛層の金属組織を示す走査型電子顕微鏡写真
（Ｍｏ成分のみを示すもの）である。

【図２１】Ｃ添加量を０．７ｗｔ％とした比較例合金に
係り、肉盛層の金属組織を示す走査型電子顕微鏡写真
（Ｓｉ成分のみを示すもの）である。

【図２２】Ｃ添加量を０．７ｗｔ％とした比較例合金に
係り、肉盛層の金属組織を示す走査型電子顕微鏡写真
（Ｃ成分のみを示すもの）である。

【図２３】Ｃ添加量を０．０００６ｗｔ％とした比較例
合金に係り、鋳造インゴットの断面における金属組織を
示す電子顕微鏡写真である。

【図２４】Ｃ添加量を０．０１ｗｔ％とした比較例合金
に係り、鋳造インゴットの断面における金属組織を示す
電子顕微鏡写真である。

【図２５】Ｃ添加量を０．０３ｗｔ％とした比較例合金
に係り、鋳造インゴットの断面における金属組織を示す
電子顕微鏡写真である。

【図２６】Ｃ添加量を０．０５ｗｔ％とした本発明合金
に係り、鋳造インゴットの断面における金属組織を示す
電子顕微鏡写真である。

【図２７】Ｃ添加量を０．１ｗｔ％とした本発明合金に
係り、鋳造インゴットの断面における金属組織を示す電
子顕微鏡写真である。

【図２８】Ｃ添加量を０．２ｗｔ％とした本発明合金に
係り、鋳造インゴットの断面における金属組織を示す電
子顕微鏡写真である。

【図２９】Ｃ添加量を０．５ｗｔ％とした本発明合金に
係り、鋳造インゴットの断面における金属組織を示す電
子顕微鏡写真である。

【図３０】Ｃ添加量を０．７ｗｔ％とした比較例合金に
係り、鋳造インゴットの断面における金属組織を示す電
子顕微鏡写真である。

【図３１】Ｃの添加量（Ｘ）及びＯの添加量（Ｙ）と割
れ発生率との関係を示す図である。

【図３２】Ｃの添加量（Ｘ）と割れ発生率との関係を示
す図である。

【図３３】Ｃの添加量（Ｘ）及びＯの添加量（Ｙ）と割
れ発生率との関係を示す図である。

【図３４】Ｐｂの添加量と割れ発生率との関係を示す図
である。

【符号の説明】

２は肉盛層である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者高柳登愛知県豊田市トヨタ町１番地トヨタ自動車株式会社内 (72)発明者野村弘巳愛知県豊田市トヨタ町１番地トヨタ自動車株式会社内 (72)発明者佐藤彰夫愛知県豊田市トヨタ町１番地トヨタ自動車株式会社内 (72)発明者金澤功華愛知県豊田市トヨタ町１番地トヨタ自動車株式会社内 (72)発明者日高謙介京都府京都市山科区西野山中臣町20番地福田金属箔粉工業株式会社内 (72)発明者永井省三京都府京都市山科区西野山中臣町20番地福田金属箔粉工業株式会社内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｎｉ：１０．０〜３０．０ｗｔ％、Ｆ
ｅ：２．０〜１５．０ｗｔ％、Ｃｏ：２．０〜１５．０
ｗｔ％、Ｓｉ：０．５〜５．０ｗｔ％、Ｃｒ：１．０〜
１０．０％、並びにＭｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ及びＶより
なる群から選ばれる１種又は２種以上：２．０〜１５．
０ｗｔ％を含み、Ｃの添加量をＸｗｔ％、Ｏの添加量をＹｗｔ％としたと
き、下記（１）〜（３）式のいずれも満たす範囲の添加
量のＣ及び／又はＯを含み、０≦Ｘ≦０．５ …（１）０≦Ｙ≦０．０５ …（２）Ｙ≧−０．８Ｘ＋０．０４ …（３）残部Ｃｕよりなることを特徴とする耐摩耗性Ｃｕ基合
金。
【請求項２】Ｎｉ：１０．０〜３０．０ｗｔ％、Ｆ
ｅ：２．０〜１５．０ｗｔ％、Ｃｏ：２．０〜１５．０
ｗｔ％、Ｓｉ：０．５〜５．０ｗｔ％、Ｃｒ：１．０〜
１０．０％、並びにＭｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ及びＶより
なる群から選ばれる１種又は２種以上：２．０〜１５．
０ｗｔ％を含み、Ｃの添加量をＸｗｔ％、Ｏの添加量をＹｗｔ％としたと
き、下記（１）、（２）及び（４）式のいずれも満たす
範囲の添加量のＣ及び／又はＯを含み、０≦Ｘ≦０．５ …（１）０≦Ｙ≦０．０５ …（２）Ｙ≧−０．６Ｘ＋０．０３ …（４）残部Ｃｕよりなり、不可避不純物としてのＰｂの添加量
を０．０２ｗｔ％以下にしたことを特徴とする耐摩耗性
Ｃｕ基合金。