JPS5831381B2 - 耐摩耗性Ｃｕ合金 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は、微細な結晶組織と高強度を有する耐摩耗性
Ｃｕ合金に関するものである。

従来、高荷重の摺動条件下で使用される耐摩耗性Ｃｕ合
金としては、Ｍ青銅あるいは黄銅を基本合金とし、これ
に所要の合金成分を含有させたものが多く知られ、組織
的には、素地にβ相（β′相）を含有するβ型合金が最
も多用され、さらに耐摩耗性以外に靭性をも要求される
場合にはα＋β（β′）相を有するα＋β型合金が用い
られている。

しかしながら、合金素地中にγ相が粗大に析出（晶出）
すると靭性が低下するようになると共に、切削性も著し
く劣化するようになることから、β＋γ型合金合金用に
はあまり供されていないのが現状である。

したがって、上記の従来実用耐摩耗性Ｃｕ合金において
は、上記のような素地組織に、Ｆｅ９ＭｎＳｉ 、 Ｃ
ｏ−Ａｌ２．およびＦｅ−Ａｌなどの添加含有により金
属間化合物を晶出分散させて強化し、耐摩耗性の向上を
はかつているが、このような分散強化元素による耐摩耗
性向上効果は、金属間化合物のもつ物性と共に、その形
状、量、大きさ、および分布に密接に関係し、例えば金
属間化合物の晶出粒子の大きさが５０μｍを超えた場合
には合金の耐摩耗性が向上する反面、合金自体の切削性
が急激に劣化して、例えば自動車部品としてのシンクロ
ナイザ−リングのような精密な切削加工を必要とする場
合には不適当であって工業的価値は低下したものとなる
など必ずしも満足な特性は得られていない。

本発明者等は、上述のような観点に基き、従来耐摩耗性
Ｃｕ合金のもつ問題点を解決し、すぐれた耐摩耗性をも
つと共に、靭性および切削性も良好なＣｕ合金を得べく
、特に上記のような素地組織織に金属間化合物を晶出分
散させて、これを強化するための添加含有元素の組合せ
に着目し研究を行なった結果、Ｍ青銅またはＡｌを含有
する黄銅に、ＦｅおよびＴｉを併用添加含有させると、
これら添加含有元素の金属間・化合物が平均粒−径１０
μｍ以下のきわめて細かい状態で均一に分散晶出して、
合金の耐摩耗性が、靭性および切削性が損なわれること
なく飛躍的に向上するようになるという知見を得たので
ある。

この発明は、上記知見に基づいてなされたものであって
、いずれも重量％で、Ａｒ１ ： ２．０〜１３．８％
を含有する青銅、またはＡｆｆｌ：２．０〜１３．８％
の範囲で含有すると共に、Ｚｎ：０．８〜４３．０％を
含有し、かつＺｎ＋４！’Ｊ ： ４０．０〜５６．０
％を満足する黄銅に、 Ｆｅ ： １．５〜７．５％、 Ｔｉ ： １．０％超〜５．０％、 を含有させることによって、すぐれた耐摩耗性、微細な
結晶組織、および高強度をもったＣｕ合金を得ることに
特徴を有するものである。

つぎに、この発明のＣｕ合金に関して、上記Ｃｕ−、Ｉ
’Ｊ２元系合金（青銅）、および上記Ｃｕ −ＺｎＭ３
元系合金（黄銅）に対するＦｅおよびＴｉの併用添加含
有が合金の耐摩耗性に及ぼす影響について詳述する。

いま、供試材としてＡＪＪ 、 Ｚｎの含有量、および
これら元素の含有比率は異るが、素地組織をいずれもβ
相とした、 ■ Ｃｕ１２％Ａ１合金、 ■ Ｃｕ−１０Ｚｎ −９，５％Ａ７合金、■ Ｃｕ−
２０％Ｚｎ−７ｉ％Ｍ合金、 ■ Ｃｕ−３０％Ｚｎ −４，５％Ｍ合金、と、同じく
素地組織をα＋β相とした、 ■ Ｃｕ−１０％Ｍ０％Ｍ 合金Ｃｕ−３０％Ｚｎ−３％Ａ１合金、 （以上重量％）の計６種のＣｕ合金を用意し、これらの
基本成分組成をもったＣｕ合金に対してＦｅ単独添加含
有、およびＦｅとＴｉ併用添加含有させた場合の合金の
耐摩耗性に及ぼす影響を検討したが、この結果が第１図
〜第３図にそれぞれ示されている。

第１図は、上記■〜■Ｃｕ合金のそれぞれに対してＦｅ
含有量を変化させて含有させた場合の合金の比摩耗量と
Ｆｅ含有量との関係を示したものである。

第１図において、Ｆｅ含有量：０は上記の基本成分組成
のＣｕ合金Ｃト■を示し、これにＦｅを単独添加含有さ
せても合金の耐摩耗性はあまり向上しないことが明らか
である。

また素地組織がα＋β型の合金より同β型の合金の方が
耐摩耗性にすぐれており、さらに同一素地組織を有する
合金同志では、Ｆｅ含有量が同一ならば、ＺｎやＡｌの
含有量やその含有比率が異なっていても耐摩耗性にはあ
まり顕著な差異がないことが示されている。

また、第２図には、 ■′ ：上記■合金＋５％Ｆｅ。

■′ ：上記■合金＋５％Ｆｅ。

■ｌ ：上記■合金＋４％Ｆｅ。

■′ °上記■合金＋３％Ｆｅ。

■′ ：上記■合金＋５％Ｆｅ。

■′ ：上記■合金＋３％Ｆｅ。

の■′〜■′合金のそれぞれに対してＴｉ含有量を変化
させて含有させた場合の合金の比摩耗量とＴｉ含有量と
の関係が示されている。

第２図に示されるように、Ｔｉ含有量が１％以下では、
いずれの合金においても耐摩耗性向上効果は顕著でなく
、１％を超えたＴｉ含有量において急激に摩耗量が低下
し、著しい耐摩耗性の向上が現われている。

特に２％以上のＴｉ含有量になると比摩耗量は約ｌＸｌ
０ ６ｍ４／ｋｙに低下し、きわめてすぐれた耐摩耗性
を示すようになることが明らかである。

さらに、第３図は、上記■合金および■〜■合金に対し
てＦｅ−Ｔｉ合金（Ｔｉ含含有量適４１％を添加してＦ
ｅ＋Ｔｉの含有量を変化させた場合の合金の比摩耗量と
Ｆｅ＋Ｔｉ含有量との関係を示したもので、Ｆｅ＋Ｔｉ
含有量が２．５％（Ｆｅ ：１．５％、Ｔｉ ： １．
０％）以下では、耐摩耗性はほとんど改善されていない
が、その含有量が２．５％を越えると急激に摩耗量が減
少するようになり、特に６％（Ｆｅ：３．６％、Ｔｉ
： ２．４％）以上の含有量では、β型の■合金および
■合金の場合は比摩耗量が１×１０−６−７ｋｇ以下と
なり、またα＋β型の■合金および■合金の場合には比
摩量が１、３ Ｘ １０ ｍ４７ｋｇ以下となって耐
摩耗性が著しく改善されるようになることが示されてい
る。

なお、第１図〜第３図における比摩耗量は、上述の成分
組成をもった合金のそれぞれを高周波炉で大気溶解した
後、金型鋳造により巾１００ｍｍＸ厚さ３０ｍｍの寸法
をもったスラブインゴット（重量４ ｋｇ）に成形し、
ついでこれに面削および熱間圧延を施した後、最終的に
６５０℃に２時間保持の焼鈍を行なって水焼入れし、こ
れより摩耗試験片を切出して研磨（＋、４００）し、こ
の結果得られた摩耗試験片に対して、 摩耗試験機・・・・・・大越式 相手材・・・・・・ＪＩＳ−８ＣＭ−の滲炭焼人材（硬
さＨＲＣ：６２）、 摩擦距離・・・・・・１００ ｍ。

最終荷重・・・・・・３ ｋｇ 摩擦速度・川・・０．３４ ｍ ／ ｓｅｃの条件で摩
耗試験を行った場合のものである。

また、この発明の合金においては、上述のようにＦｅお
よびＴｉが互いに金属間化合物を形成して合金素地中に
分散晶出した組織になっており、前記金属間化合物の形
状は球状から６角柱状へと組成により変化するが、その
晶出粒子の平均サイズは１０μ静以下と非常に細かく、
これらの微細な金属間化合物が素地中に均一に分散して
いるために素地の結晶も著しく微細化され、しかも熱安
定性のあるものになるのである。

すなわち、この発明の合金にかかる、例えばＣｕ−３１
％ Ｚｎ５．７％Ｍ−２，７％Ｆｅ−１，９％Ｔｉの組
成をもった合金は熱間圧延後、平均結晶粒径：約２０μ
ｍをもち、さらに続いて８７０℃に１時間保持しても間
約３０μｍのきわめて細かい結晶粒径を保持しているの
である。

これに対してＦｅおよびＴｉを含有しない、例えばＣｕ
−３１％Ｚｎ−５゜７％Ｍ合金においては、熱間圧延後
の平均結晶粒径は１００μ扉を越え、さらに続いて８７
０°Ｃに１時間加熱すると、数ｍｍの結晶粒径にまで結
晶粒成長をきたすようになるのである。

また、この発明の合金における上述のようなＦｅおよび
Ｔｉの併用添加含有による素地結晶粒９微細化効果は、
合金を強靭化するばかりでなく、耐摩耗性合金が往々に
して遭遇する切削性不良をも著しく改善するのである。

すなわち、一般に、合金素地中にγ相が析出すると、合
金は急激に脆化し、切削性に関しても良好な仕上り面が
得られぬばかりでなく、切削端が欠けて製品とはなり難
いものとなることから、γ相が析出する組成範囲のもの
は実用的でなく、ごく特殊な場合を除いては使用されて
いないが、一方従来耐摩耗性Ｃｕ合金がγ相の析出する
組成に近い組成をもつことも事実であって、このような
組成の合金の加熱冷却時や、目的とする組成と多少異っ
た組成をもつ場合などにはγ相が析出する場合があり、
この場合には後の切削加工工程で切削不良となることが
しばしば生じるのである。

このγ相析出による脆化および切削性の低下は、析出γ
相の大きさと密接に関係し、これが大きいはど脆化およ
び切削性の劣化が著しくなるのであって、しかもこのγ
相は高温で安定なβ相より冷却過程で分解析出するため
に、この析出γ相の大きさは素地（β相）の結晶粒度に
一義的に依存することから、β相の結晶粒度を越えるこ
とはないが、はぼ同程度の結晶粒度まで成長するのであ
る。

例えば上記のＦｅおよびＴｉを含有しないＣｕ−３１％
Ｚｎ −５，７％Ｍ合金においては、熱間圧延放し材で
、γ相の平均粒径：約２００μ肌、引張強さ：５５．Ｏ
ｋｇ／−１伸び：１．２％を示し、著しく脆化したもの
になっており、切削に際しても切削材自身が貝殻状に欠
ける切削不良が発生した。

これに対して、この発明の合金組成をもつ上記のＣｕ
−３１％Ｚｎ５．７％Ｍ−２７％Ｆｅ −１，９％Ｔ１
合金においては、熱間圧放し材で、γ相の平均粒径：約
２０１１ ｍ Ｎ引張強さ： ８１．２ ｋｇ／ｒｎａ
、伸び：５．１％をもち、かなりの強靭性を有すると共
に、切削に際しても上記のような切削不良の発生は全く
見られない。

このように、この発明の合金においては、ＦｅおよびＴ
ｉの併用添加含有によって、合金の耐摩耗性が向上した
ものになっているばかりでなく、著しい組織の微細化お
よび強靭化がはかられたものになっており、このことは
従来γ相析出による脆化および切削性不良などの問題で
使用が避けられていた組成の合金に対して、Ｆｅおよび
Ｔｉを併用添加含有させれば、析出γ相が微細になり、
耐摩耗性の向上および強靭化がはかれることを意味する
のである。

ついで、この発明の合金において、成分組成範囲を上記
のように数値限定した理由について説明する。

（ａ） ＡＡ ＸＺｎ ＋ ４Ａｆｆ１Ｍの含有量が
２％未満、およびＺｎを含有する場合には、Ｚｎ：０．
８％未満にしてＺｎ＋４Ａｆｆｌの含有量が４０％未満
では、素地に占めるβ相の量が減少し、α相の量が増大
するようになつて、合金の耐摩耗性および熱間加工性が
低下するようになることから、それぞれ前記下限値以上
の含有が必要である。

しかじＡｌの含有量が１３．８％を越え、またＺｎを含
有する場合には、そのＺｎ含有量が４３．０％を越え、
さらに、Ｚｎ＋ ４ ｋｌの含有量が５６％を越えても
γ相析出による耐摩耗性向上効果の寄与が小さくなると
共に、熱間加工性および靭性も低下するようになること
から前記上限値を越えて含有させてはならない。

なお、ＭとＺｎは本質的にこの発明の合金の素地組織を
決定する成分てあって、その含有量および含有比率によ
ってその組織はα＋β型、β型、およびβ＋γ型に変化
し、これらの組織は、熱処理条件、冷却速度などの熱履
歴の相違により多少変動するにしても、おおよそ、次の
条件： α＋β型：３８％＜Ｚｎ％＋４Ａ１％〈４７％、β型：
４７％＜Ｚｎ％＋４Ａ１％〈５０％、β＋γ型：５０％
＜Ｚｎ％＋４ Ａ１％、によって決まるものである。

これらの素地組織は、それぞれに特性を有し、α＋β型
は靭性にすぐれ、β＋γ型は耐摩耗性に関して最もすぐ
れ、さらにβ型は前記両組織の中間的特性をもつが、特
に熱間加工性にすぐれている。

一方、同一素地組織をもつが、ＺｎとＡｌの含有量およ
び含有比率が異なる２種の合金、すなわち高Ｚｎ−低Ａ
ＡのＣｎ合金と、高ＡＡ−低ＺｎのＣｕ合金とを比較し
た場黴耐摩耗性に関しては前記両合金に大差はないが、
前記の高Ｚｎ低ＡｌのＣｕ合金においては、常温伸びが
大きく、熱間加工性にすぐれ、しかも熱間加工を比較的
低温（６００〜７５００Ｇ）で行なうことができること
からその取扱いが容易であり、この結果製造コストが廉
価となるばかりでなく、合金価格自体も安価であるなど
の利点がある。

また前記の高Ａｌ−低ＺｎのＣｕ合金においては、合金
価格は高Ｚｎ−低Ａ７のＣｕ合金に比して高いが、比重
がこれより小さいという大きな特性を有し、例えば後記
する第１表の高Ｚｎ−低ＡｌのＣｕ合金である本発明合
金６は、比重７．７１をもつのに対して、前記の高Ｍ−
低ＺｎのＣｕ合金である本発明合金３の比重は７．２６
となってている。

さらに組織が同一ならば、高Ｍ含有の合金の方が一般的
に耐食性はすぐれたものになっている。

（ｂ） Ｆｅ 、 Ｔｉ Ｆｅ成分は、鋳造組織を微細化する目的で、通常Ｃｕ
１’−１系、Ｃｕ −Ｚｎ系、およびＣｕＺｎ ｋ
ｌＪ系合金に添加含有されているが、これら合金にＦｅ
を単独添加含有しても鋳造組織の微細化効果は十分でな
く、しかもその晶出粒子の太きさや形状にバラツキがあ
ると共に、分散粒子も不均一になり易いという問題点が
ある。

これに対して、ＦｅとＴｉとを併用添加含有させると、
合金組織が効果的に微細化され、晶出粒子も細かく均一
に分散されるようになるために、合金が強靭化され、β
＋γ型合金合金けるγ相析出脆化が抑制されるのであっ
て、この結果γ相の析出による耐摩耗性向上効果を積極
的に利用し得るばかりでなく、ＦｅとＴｉとの金属間化
合物自体が飛躍的に耐摩耗性を向上させることは、前述
のとおりである。

しかしながら、所望の耐摩耗性向上効果を確保するため
には、Ｆｅ：１．５％以上およびＴｉ：１．０％超の併
用添加含有が必要で、特にＦｅとＴｉの含有比率（Ｆｅ
％／Ｔｉ％）を１〜２とするのが好ましい。

しかし、Ｆｅニア、５％、Ｔｉ：５％をそれぞれ越えて
含有させてもより一段の耐摩耗性向上効果が期待できな
いばかりでなく、逆に塑性加工性が劣化するようになる
ことから前記上限値を越えて含有させてはならない。

つぎに、この発明の合金を実施例により比較例と対比し
ながら説明する。

第１表に示される成分組成をもった本発明合金１〜９お
よび市販の耐摩耗性合金（以下比較合金という）１〜４
を６５０’Ｃで２時間保持して空冷し、その引張強さお
よび測定すると共に、その素地組織を観察した。

この結果が第１表に合せて示されている。

第１表に示される本発明合金１〜９および比較合金１〜
４に関して、摩擦速度を変化させる以外は上述の第１図
〜第３図に関して行った摩耗試験と同一の条件で摩耗試
験を行った結果が第４図に示されている。

なお、第４図において、本発明合金に関し、同一組織を
有するものは、そのＺｎとＡｌの含有量および比率が異
なっても互にその比摩耗量にほとんど優位差が現われな
いことから、素地組織別に、測定された比摩耗量値が分
布した範囲（領域）で示した。

、第４図に示されるように、本発明合金の耐摩耗性を素
地組織別に見た場合、摩擦速度が高速側ではほぼ一定の
低い比摩耗量を示し、互に差がないが、低速側に移行す
るにしたがってβ＋γ型（本発明合金８，９）、β型（
本発明合金３〜７）、α＋β型（本発明合金１，２）の
順に比摩耗量が増大することが明らかである。

しかしα＋β型の本発明合金１，２の低速側での比摩耗
量が他のものに比して大きいとは云っても比較合金１，
２よりははるかに小さなものになっている。

なお比較合金１の高速側での耐摩耗性はすぐれたものに
なっており、本発明合金とほぼ同等の耐摩耗性を示して
いる。

また比較合金４は比較的すぐれた耐摩耗性を示している
が、これはこの合金がβ＋γ型の素地組織をもつと共に
、β＋γ相の素地に、ＦｅあるいはＦｅとＡｌの金属間
化合物が晶出分散した組織を有することに帰因するもの
である。

さらにβ型の素地組織をもつ比較合金３においても比較
合金４と同様にＦｅあるいはＦｅとＭの金属間化合物が
晶出分散した組織をもつが、この比較合金３と比較合金
４の耐摩耗性における差は、素地組織中の過共析γ相の
有無によるものであり、γ相の存在する比較合金４の方
がよりすぐれた耐摩耗性を示すものである。

このことは本発明合金についても云えることで、β型の
ものよりγ相の存在するβ＋γ型のものの方がすぐれた
耐摩耗性を示している。

また、いずれもβ＋γ型の素地組織をもつ本発明合金８
と比較合金４とを比較した場合、後者の比較合金４では
ＦｅあるいはＦｅとＭの金属間化合物が分散晶出した組
織となっているのに対して、前者の本発明合金８では、
組成的にＴｉが含有されているためにＦｅとＴｉの金属
間化合物が分散晶出した組織になっており、したがって
これら両者の晶出分散金属間化合物の相違によって耐摩
耗性に差が生じるのであって、前者の本発明合金８の方
がすぐれた耐摩耗性を示すことが明らかである。

しかも第１表に示されるように、引張試験結果では比較
合金４の脆化が著しく、このことは当然この合金の製造
および使用に制約を受けることになるのに対して、本発
明合金８はかなりの強靭性をもつことが示されており、
この強靭化は本発明合金９の場合と同様にＦｅとＴｉの
併用添加含有効果によるものであることが明らかである
。

さらに、第５図には、β＋γ型の本発明合金８．。

９および比較的すぐれた耐摩耗性を有する比較合金４に
関して、これに施される熱処理によって耐摩耗性（比摩
耗量）がどのように変化するかを調べた結果が示されて
いる。

なお、摩耗試験は、摩擦速度を１．Ｑ＠／ｓｅｃにする
以外は上述の第１図〜第３図に示される結果を得るのに
採用された条件と同一の条件で行なうと共に、熱間圧延
放し状態（第５図では［有］で示す）、６５０°Ｃに２
時間加熱後水焼入れした状態（同じく■で示す）、およ
び８７０℃に１時間加熱後水焼入れした状態（同■で示
す）のものについて行った。

第５図に示されるように、本発明合金８〜９はいずれの
熱処理状態においても安定した、すぐれた耐摩耗性を示
すのに対して、比較合金４は、熱間圧延放し状態ではす
ぐれた耐摩耗性を示すが、熱的に不安定であるために、
上記■および■状態では耐摩耗性がきわめて劣化したも
のになっており、しかも熱間圧延時の割れ、剪断不良、
切削加工不良などの問題も発生し、脆化現象の著しいも
のであった。

このように本発明合金においては、合金素地中に晶出分
散したＦｅとＴｉの金属間化合物（γ相）によって前記
の比較合金４にみられるような問題点の発生が皆無とな
るのであって、この結果その使用範囲が拡大したものと
なるばかりでなく、低速摩擦域での耐摩耗性もすぐれた
ものとなるのである。

上述のように、この発明の合金は、すぐれた耐摩耗性お
よび強靭性、高い強度、微細な結晶組織をもち、さらに
加熱による耐摩耗性の劣化、結晶粒の成長、および脆化
などが起らない特性を有しているので、広い範囲に亘っ
ての使用が可能であるなど工業上有用な合金である。

【図面の簡単な説明】

第１図は種々の組成のＣｕ合金に関してＦｅ含有量と比
摩耗量の関係を示した曲線図、第２図はＦｅを含有した
種々の組成のＣｕ合金に関してＴｉ含有量と比摩耗量と
の関係を示した曲線図、第３図は種々の組成のＣｕ合金
に関してＦｅ＋Ｔｉ含有量と比摩耗量との関係を示した
曲線図、第４図は本発明合金と比較合金の摩耗試験にお
ける摩擦速度と比摩耗量との関係を示した曲線図、第５
図は本発明合金と比較合金に関して熱処理状態と比摩耗
量との関係を示したグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｆｅ： １．５〜７．５％ Ｔｉ：１．Ｏ％超〜５．０％ Ａｌｌ： ２．０〜１３．８％ Ｃｕおたび不可避不純物：残り、 からなる組成（以上重量％）を有することを特徴とする
   すぐれた耐摩耗性を有するＣｕ合金。 ２ Ｆｅ ： １．５〜７．５％、 Ｔｉ：１．Ｏ％超〜５．０％ Ａｌ：２．０〜１３．８％、 Ｚｎ ： ０．８〜４３．０％、 （ただしＺｎ＋４ＡＡ’： ４０．０〜５６．０％）、
   Ｃｕおよび不可避不純物：残り、 からなる組成（以上重量％）を有することを特徴とする
   すぐれた耐摩耗性を有するＣｕ合金。