WO2002055748A1

WO2002055748A1 - Alliage a base de cuivre hydroresistant

Info

Publication number: WO2002055748A1
Application number: PCT/JP2002/000210
Authority: WO
Inventors: Minoru Kawasaki; Takao Kobayashi; Tadashi Oshima
Original assignee: Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha; Kabushiki Kaisha Toyota Chuo Kenkyusho
Priority date: 2001-01-15
Filing date: 2002-01-15
Publication date: 2002-07-18
Also published as: MXPA03006347A; DE60214976T2; DE60214976D1; EP1361288A1; JP4114922B2; EP1361288B1; US20040045641A1; EP1361288A4; JPWO2002055748A1

Description

耐摩耗性纖合金擬分野

本発明は耐摩耗性銅基合金に関する。本発明は、例えば、内燃機関のバルブシ一トゃノ'ルブなどの動弁系部材に代表される摺動部材の摺動部分を構成する銅基合金に適用することができる。

従来、耐摩耗 ttlHi^金として、銅にベリリウムを添加した合金、コルソン合金として知られる銅一二ッケルーシリコン合金、銅基マトリックスに S i 0₂、 C r ₂0₃、 Be O等の硬質酸化物粒子を分散させた分散強ィの合金が知られている。しかしこれらの合金は凝着の問題があり、耐«性は必ずしも充分な特性を有するものではない。

そこで本出願人は、銅よりも酸化し易い亜鉛、スズを含有した耐籠慟基合金を開発した。このものでは亜鉛やスズの酸化物の «により耐凝 «ttが改善され、銅基合金の耐摩耗性が向上する。しかしながら猶、スズは銅よりも融点が力なり低いため、必ずしも満足できるものではない。殊に、レーザビーム等の高密度エネルギ熱源を用いて上記した銅基合金の肉盛層を形成する際には、肉盛の際には亜鉛やスズが蒸発し易く、合^ ¾素の目觀農度を維持するのが容易ではなかった。そこで、近年、重量％で、ニッケル： 10. 0〜30. 0%、シリコン： 0. 5〜5. 0%、鉄： 2. 0-15. 0%、クロム： 1. 0'〜10. 0%、コパレト： 2. 0〜15. 0%、並びに、モリプデン、タングステン、ニオブ及びバナジウムのうちの 1種または 2種以上： 2. 0-15. 0%を含む賊からなる耐摩耗'! ^！！金が本出願人により開発されている（特開平 8 -22586 8号公報、平 7— 17978号公報）。この合金においては、 Co— Mo系のシリサイド（珪化物）を有する硬質粒子と Cu— Ni系のマトリックスとを主要素としている。この耐摩耗性銅基合金の耐摩耗性は C o一 M o系のシリサイドを有する硬質粒子で主として確保されており、この耐摩耗' 金の耐ヮレ性は C u— N i系のマトリックスで主として確保されている。この合金は厳しい条件で使用されたとしても、耐摩耗性がい。更に、 ¾|β、スズが ¾極的として用いられておらず、肉盛する^であっても合の蒸発の不具合が少なく、ヒューム等のが少ない。よって、殊にレーザビーム等の高密度エネルギ熱源を用いて肉盛層を形成する肉盛用合金として適する。

上記したように特開平 8— 2 2 5 8 6 8号公報、 ^平 7 - 1 7 9 7 8号公報に係る合金は、厳しい条件で使用されたとしても、優れた耐籠性を示す。殊に、酸ィ匕雰囲気^:気中においては、良好なる固聞滑性を示す酸化物が生成するため、 ί憂れた耐摩耗性を示す。上言己した特開平 8 - 2 2 5 8 6 8号公報、平 7 - 1 7 9 7 8号公報に係る合金では、 C o— M o系のシリサイド（珪化物）を有する硬質粒子と C u— N i系のマトリックスとは相反する特注を有しており、耐 «性を向上させるためには、硬質粒子の ffi®率を高めるがある。しかしながら C o— M o系のシリサイドは耐性改善効果を有するものの、硬くて脆いため、硬質粒子の面積率を高める向に合金組成を»すると、耐) 基合金の耐ヮレ性が低下する。殊に、耐) 基合金が肉盛りされる ^には、ビードヮレが胜することがあり、肉盛時に雜まりが低下する。逆に、耐摩耗性銅基合金における硬質粒子の率を低くする方向に合金牵滅を調整すると、耐籠画 ¾ ^金の耐摩耗性は低下する。

近年、耐摩耗' t¾H¾ ^金は様々なで使用されつつあり、様々な環境においても ί憂れた耐摩耗性を発揮できることが要請されている。よつて産業界においては、上記した公報に係る合金よりも、耐»¾性、耐ヮレ tt¾び 'ネ皮、削' をパ'ランスよく兼ね備えている合金が要望されている。発明の開示

本発明は上記した実情に鑑みてなされたものであり、高温領域における耐摩耗性を高め得るばかりか、耐ヮレ tt¾び被削性を高めるのに有利であり、殊に肉盛して肉盛層を形成するに適し、 lfJ«性、耐ヮレ性及び被削性をバランスよく兼ね備えている耐«性銅基合金を提供することを課題とする。

本発明者は上記した課題のもとに鋭意開発をめ、硬質粒子の主要素である

Co— Mo系のシリサイドは硬くて脆い性質（一般的には Hv 1200程度）をることに着目した。そして、硬くて脆い性質を有する Co— Mo系のシリサィドを減少または消失させ、 Co— Mo系のシリサイドよりも硬さが低く且つ靱性も若干高い性質をもつ Fe— Mo系のシリサイド、 Fe— W系のシリサイド、または F e - V系のシリサイドの割合をさせることを意図した。

このため上言己した特開平 8— 225868号公報、特公平 7 -17978号公報に係る合金組成に対して、 Cofi¾び Ni量を含有させつつも、 CoiJS!XN i量を減少させ、且つ、 Fe量及び/または Mo量を増加させることにより、高温領域における耐摩耗性を高め得るばかりか、耐ヮレ性及び被削性を高め得る第 1発明に係る耐 «¾ΙΙ基合金を開発した。

更に第 1発明に係る耐摩耗性銅基合金にニオブ炭化物 (NbC)を含ませることにより硬質粒子の ί就 ί!附匕を図り、高温領域における耐摩耗性、耐ヮレび被肖【胜を高め得る第 2発明に係る耐摩耗性銅基合金を開発した。

即ち、第 1発明に係る耐雜同¾ ^金は、 %で、ニッケル： 5. 0〜2 0. 0%、シリコン： 0. 5〜5. 0%、鉄： 3. C！〜 20. 0%、クロム： 1. 0-15. 0%、コノレト： 0. 01〜2. 00%、並びに、モリブデン、タンダステン及びバナジウムのうちの 1種または 2種 1¾±： 3. 0-20. 0%、不可»純物を含むと共に、 ¾が銅の誠からなることを觀とするものである。第 2発明に係る耐«性銅基合金は、重量％で、ニッケル： 5. 0〜20. 0 %、シリコン： 0. 5〜5. 0%、鉄： 3. 0〜20. 0%、クロム： 1. 0〜 15. 0%、コパ'レト： 0. 01〜2. 00%、並びに、モリブデン、タングステン及びバナジウムのうちの 1種または 2種以上： 3. 0〜20. 0%、ニオブ炭化物： 0. 01〜5. 0%、 »純物を含むと共に、残部が銅の«からなることを «とするものである。なお本明細書では特に断らない限り、％は重量％を意味する。

本発明に係る耐摩耗性銅 ¾ ^金によれば、高温領域における耐摩耗性を高め得るばかり力 \耐ヮレ性及び被削性を高めるのに有利であり、従って、耐摩耗性、耐ヮレ性、被削性をバランス良く満たすことができる。殊に肉盛する場合には、耐摩耗性、肉盛性、耐ヮレ性、被削性をバランス良く満たすことができる。麵の簡単な説明

図 1は、耐摩耗性銅基合金で形成した粉末層を集合させた粉末層にレーザビームを照射ることにより肉廳を形成している ¾t態を^ ^的に示す斜視図である。図 2は、肉盛層を有する試験片に対して耐摩耗試験を行つている態を模式的に示 «成図である。

図 3は、シリンダへッド 1台当たりのノルブシートのヮレ発生率と耐)^性銅 ¾ ^金の C o量との関係を示すダラフである。

図 4は、第 1発明の耐摩耗性銅基合金に相当する F e量及び N i量の範囲を示すと共に、 F e び N i量の »Jの関係を示すグラフである。

図 5は、第 1発明の耐摩耗性銅基合金に相当する F e量及び M o量の範囲を示すと共に、 F e fi¾び M o量の βの鬨係を示すグラフである。

図 6は、第 1発明の耐摩耗性銅基合金に相当する«をもつ耐摩耗性銅基合金で製造された粉料で形成された末層に、レーザビームを照 J†して开した肉盛層の蹰数鏡 β (倍率： 1 0倍）に基づく図である。

図 7は、第 1発明の耐摩耗性銅基合金に相当する «をもっ耐摩耗性銅基合金て'製造された粉雄料で形成された粉末層に、レーザビームを照ォして形成した肉盛層の、驟敬鏡纖（倍率： 1 0 0倍）に基づく図である。

図 8は、第 2発明の耐摩耗性銅基合金に相当する ¾)¾をもつ耐摩耗性銅基合金で製造された粉鎌料で形成された粉末層に、レーザビームを照射して形成した肉盛層の顕微鏡組織（倍率： 1 0倍）に基づく図である。

図 9は、第 2発明の耐摩耗性銅基合金に相当する糸賊をもつ耐摩耗性銅基合金で製造された粉 *#料で形成された末層に、レーザビ^-ムを,職すして形成した肉盛層の »文鏡 « (倍率： 1 0 0倍）に基づく図である。

図 1 0は、シリンダヘッド 1台当たりのバルブシートのヮレ率と耐摩耗性銅基合金におけるニオブ炭化物の量との関係を示すグラフである。

図 1 1は、本発明品本発明品 2等の摩 ¾Siを示すグラフである。

図 1 2は、本発明品 1、本発明品 2等について、シリンダヘッド 1台当たりのノルブシ一トのヮレ¾ ^率を示すグラフである。

図 1 3は、本発明品し本発明品 2等について、 ¾Γ削刃具 1個当たりのシリンダへッド加工台数を示すグラフである。

図 1 4は、適用例に係り、内燃機関のポートに耐摩耗性銅基合金を肉盛してバルブシ一トを形成する過程を模式的に示«略図である。

図 1 5は、適用例に係り、内燃機関のポートに耐摩耗性銅基合金を肉盛してバルブシ一トを形成する過程を模式的に示す要部の斜視図である。発明を実方^るための最良の形態

第 1発明、第 2発明に係る耐«悔||基合金によれば、的には、硬質相を有する硬質粒子がマトリックスに分散している誦が得られる。硬質粒子の平均 ¾Κはマトリックスの平均 ¾ Κよりも高い。硬質粒子はシリサイド（珪化物）を含む开態を採用できる。マトリックスもシリサイド（珪化物）を含む形態を採用できる。ここで、硬質粒子は、モリブデン、タングステン及びパ'ナジゥムの 1種または 2種以上を主要成分とするシリサイド（珪化物）を含むことが好ましい。硬質粒子としては、例えば、 F e— M oを主要成分とするシリサイドを含む硬質粒子、 F e— Wを主要成分とするシリサイドを含む硬質粒子、 F e— Vを主要成分とするシリサイドを含む硬質粒子のうちの少なくとも 1種を採用できる。耐摩耗性銅基合金のマトリックスとしては、 C u— N i系の固溶体と、ニッケルを主要成分とするシリサイドとを主要素として形成されている形態を採用できる。第 1発明、第 2発明に係る耐雜 ' 11¾ ^金によれば、 ~«的には、マトリツクスの硬度（マイクロビッカース）は H v 1 3 C！〜 2 5 0¾Κ、殊に H v 1 5 0 〜2 0 0にて"き、硬質粒子の «はマトリックスよりも硬く、 Η ν 2 5 0〜7 0 0程度、殊に H v 3 0 0〜5 0 0にできる。硬質、粒子の体 «匕は適択されるが、耐摩耗' ftllli^金を 1 0 0 %としたとき 1 0 0 %のうち、腿比で例えば 1 0〜60% . 12〜55%¾JKとすることができる。硬質； ^子の粒径は耐摩耗性銅基合金のま賊ゃ耐摩耗性銅基合金の凝固 «等にも^ されるが、一般的には 20〜3000 m、 40〜600 ιη、 50〜500 ηι、 50— 200 mとすることができるが、これに限定されるものではな。

本発明に係る耐摩耗性銅基合金に係る組成の限定理由ついて説明を加える。

•ニッケル： 5. 0〜20. 0%

二ッケルは^ ¾が銅に固溶して銅基のマトリックスの靱性を高め、他の"^は二ッケルを主要成分とする硬質なシリサイド（珪化物）を形成して分散強ィ匕により耐摩耗性を高める。またニッケルはコバルト、鉄、モリブデン等と共に硬質粒子の硬翻を形成する。上記した含有量の下限値未満では、銅-ニッケル系合金の有する特性、特に良好なる耐食性、び耐摩耗性が皿しにくくなり、更に、硬質粒子が減少し、上記した効果が十分に得られない。更にコバルト、鉄、モリブデンを添加できる量が少なくなる。上記した含有量の上限値を越えると、硬質立子がとなり、靱性が低くなり、肉盛層としたときヮレが »し易くなり、更に肉盛する場合には、対象物に対する肉が低下する。上記した事情を考慮し 5. 0-20. 0%としている。好ましくは、ニッケルは 5. 3-18%. 殊に 5. 5-17. 0%とすることができる。なお、本発明に係る耐摩耗性銅基合金に要請される諸性質の ffi見の程度に応じて、二ッケルの上記含有量範囲の下限値としては 6. 0%. 7. 0%を例示でき、その下限値に対応する上限値としては例えば 19. 0%、 18. 0%を例示できるが、これらに限定されるものではない。

•シリコン： 0. 5〜5. 0%

シリコンはシリサイド (珪化物) を形成する元素であり、ニッケルを主要成分とするシリサイド、または、モリブデン（タングステン、ノナジゥム）を主要成分とするシリサイドを形成し、更に銅基のマトリックスの強化に寄与する。殊に、モリブデン（またはタングステン、ノナジゥム）を主要成分とするシリサイドは、本発明に係る耐«性銅基合金の高温潤滑性をする働きがある。上記した含有量の下限縣満では、上記した効果が十分に得られない。上記した含有量の上 P良値を越えると、耐摩耗性銅基合金の ¾性が低下し、肉盛層としたときヮレが発生し易くなり、対象物に対する肉盛性が低下する。上記した事情を考慮し、シリコンは 0. 5〜5. 0%としている。好ましくは、シリコンは 1. 0〜4. 0%、殊に 1. 5〜3. 0%とすることができる。本発明に係る耐摩耗性銅基合金に要請される諸性質の重視のに応じて、シリコンの上記含有量範囲の下限値としては 0. 6%、 0. 7%を例示でき、その下限値に対応する上限値としては 4. 5%、 3. 8%を例示できるが、これらに限定されるものではない。

•コバルト： 0. 01〜2. 00%

コバルトは銅中にはほとんど固溶せず、モリブデンと共にシリサイドを生成し、シリサイドを安定ィ匕させる働きをする。またコノルトは 2. 00%までは1^1、 Fe、 Cr等と固溶体を形成し、靱性を向上させる。またコバルトは融液状態における液相分離傾向を高める。マトリックスとなる夜相部分から分離された液相が主として硬質 ί¾子を «すると考えられる。上記した含有量の下限 it*満では、上記した効果が十分に得られない。またはコバルトが 0%である場合には、ヮレ , 性が高いためである。

上記した含有量の上限値を越えると、硬質相の粗ィ匕が激しくなり、相手攻撃性が高まり、耐«性銅基合金の靱性が低くなり、更に対象物に肉盛する場合にはヮレが発生し易くなる。上記した事情を考慮してコパレトは 0. 01〜2. 0 0%としており、好ましくは、コバルトは 0. 01〜1. 97%、殊に0. 50 〜1. 70%とすることができる。本発明に係る耐«性銅基合金に要請される諸性質の重視の程度に応じて、コバルトの上記含有量範囲の上限値としては 1. 80%、 1. 60%、 1. 50%を例示でき、その上限値に対応する下限値としては 0. 02%、 0. 03%を例示できるが、これらに限定されるものではない。

•鉄： 3. 0— 20. 0%

鉄はコノく/レ卜と同様な働きをし、コスト高なコパ' /レ卜と置き換えることができる。鉄は銅基のマトリックスにはほとんど固溶せず、主に、 Fe— Mo系、 Fe-W 系または Fe— V系のシリサイドとして硬質粒子中に存在する。 Fe— Mo系、 Fe—W系またはFe—V系のシリサィドは、 Co— Mo系のシリサイドよりも硬さが低く且つ^靱性も高い。上記した Fe— Mo系等のシリサイドを多く生成させるために、鉄を 3. 0-20. 0%としている。上記した含有量の下限値未満では、硬質粒子が、して耐摩耗性が低下し、上記した効果が十分に得られない。上記した含有量を越えると、硬質粒子における硬質相の狱化が激しくなり、耐摩耗權！！齢金の耐ヮレ性が低下し、更に相手攻撃性が高まる。上記した事情を考慮して fl己したように鉄を 3. 0-20. 0%としている。好ましくは、鉄は 3. 1〜； 19. 0%、殊に 3. 5〜18. 0%とすることができる。本発明に係る耐摩耗性銅基合金に要請される諸性質の爵見の ¾Kに応じて、鉄の上記含有量範囲の上限値としては 18. 0%、 16. 0%を例示でき、その上限値に対応する鉄の下限値としては 3. 3%、 3. 6%を例示できるが、これらに限定されるものではない。

•クロム： 1. 0〜15. 0%

クロムは鉄ゃコバル卜と同様な働きをし、銅基のマ卜リックスにはほとんど固溶せず、ニッケルの一部及びコバルトの一部と合金化して、耐酸化性を高める。更にクロムは、硬にし、更に融液扰態における液相分離傾向を高める。上記した含有量の下限値未満では、上記した効果が十分に得られない。上記した含有量の上限値を越えると、硬質相の «化が激しくなり、相手攻撃性が高まる。上記した事情を考慮してクロムは 1. 0〜15. 0%としており、好ましくは、クロムは 1. 1〜10. 0%、殊に 1. 2〜8. 0%とすることができる。本発明に係る耐) 基合金に要請される諸性質の重視の ¾Κに応じて、クロムの上記含有量範囲の下限値としては例えば 1, 1%、 1. 2%を例示でき、その下 Ρ良値に対応する上限値としては例えば 7. 0%、 6. 0%、 4. 0%を例示できるが、これらに限定されるものではない。

'モリブデン、タングステン及びバナジウムのうちの 1種または 2種以 ii: 3. 0— 20. 0%

モリブデンはシリコンと結合してシリサイド（的には、靱性を有する Fe— Mo系のシリサイド）を硬質粒子内に生成し、高温における耐籠性と潤滑性とを高める。このシリサイドは Co— Mo系のシリサイドよりも硬さが低く、靱性がい。硬質粒子内に «し、高温における耐«性と潤滑性とを高める。モリブデンを主要成分とするシリサイドは、 500〜700°C の比較的低い温度令頁域においても、しかも酸素分圧が低い^!においても、モリブデンを主要成分とする固体潤滑性に富む酸化物を生成し易い。この酸化物は、使用時に銅基のマトリックスの表面を覆、相手材とマトリックスとの直接 ¾ を避けるのに有利となる。これにより自己潤滑性が保される。タングステン及びバナジウムについても基本的にはモリブデンと同様の働きをし、夕ングステンは F e一 W系のシリサイドを硬質立子内に生成し、バナジウムは Fe— V系のシリサイドを硬質粒子内に生成する。

モリブデン、タングステン及びバナジウムのうちの 1種または 2種以上が上言己した含有量の下限値未満では、硬質粒子の割合が減少し、耐摩耗性が低下し、改善効果が十分に発揮されない。また上限値を越えると、硬質粒子が画となり、靱性が損なわれ、耐ヮレ性が低下し、ヮレが発生し易くなる。上記した事情を考慮して 3. 0-20. 0%としている。好ましくは、モリブデン、タングステン及びバナジウムのうちの 1種または 2種以上は、 3. 0—19. 0%、殊に 3. 0〜18. 0%とすることができる。本発明に係る耐摩耗' ^金に要請される諸性質の重視の程度に応じて、モリブデン、タングステン及び'バナジウムのうちの 1種または 2種以上の上記含有量範囲の下限値としては 3. 2%、 4. 0% を例示でき、その下限値に対応する上限値としては 18. 0%、 17. 0%、 1 6. 0%を例示できるが、これらに限定されるものではない。なお、モリブデン及びタングステンのうちの 1種または 2種以上としても良い。

'本発明の耐籠 ttffl基合金において、（鉄 +モリブデン）の合計量は重量比で例えば 10〜35%に設定されている形態を採用できる。この場合、 Co— M o系のシリサイドよりも靱性を有する Fe— Mo系のシリサイドを確保するのに有利となる。また、本発明の耐»¾ '醒金において、（ニッケル +鉄）の合計量は比で例えば 10〜35%に設定されている形態を採用できる。それ未満では耐摩耗性が不足し、それを越えるとヮレ胜率が急激に働るためである。 'ニオブ炭化物（NbC) ： 0. 01-5. 0%

ニオブ炭化物は、硬質粒子の «成作用をなし、硬質粒子の騰 ffl化を図り、耐ヮレ tt¾び耐摩耗性を両立させるのに貢献できる。ニオブ炭化物が上記含有量の下限«満では、ニオブ炭化による硬質粒子の微細化改»カ果は必ずしも充分ではない。上記含有量の上限値を越えると、耐ヮレ性を阻害する傾向が認められる。上記した事情を考慮して 0. 01〜5. 0%としている。好ましく 0. 01- . 5%、 0. 05〜4. 0%とすることができる。本発明に係る耐« ！！齡金に要請される諸性質の重視のに応じて、ニオブ炭化物の上記含有量範囲の上限値としては 4. 8%、 3. 0%、 2. 0%を例示でき、その下限値に対応する下限値としては 0. 02%、 0. 04%、 0. 1%を例示できるが、これらに限定されるものではない。なおニオブ炭化物は必要に応じて添加されるものであり、ニオブ炭化物を含まない場合でも良い。

本発明に係る耐摩耗性銅 ¾ ^金は、次の少なくとも一つの実方»態を採用することができる。

•本発明に係る耐 )*¾性銅基合金は、対象物に肉盛される肉 ^^金として用いることができる。肉盛方法としては、レーザビーム、電子ビーム、アーク等の高密度エネルギ熱源を用いて溶着して肉盛する方法が挙げられる。肉盛の：^には、本発明に係る耐«性銅基合金を粉末化して肉翻素材とし、その粉末を被肉盛部に集合させた犹態で、上記したレーザビーム、電子ビーム、アーク等の高密度エネルギ熱源を用いて溶着して肉盛することができる。また上記した耐«性銅

«r金は、粉末化に限らず、ワイヤ化、観犬化した肉盛用素材としても良い。レ一ザビームとしては炭酸ガスレーザビーム、 Y AGレーザビーム等の高工ネルギ密度をもつものが例示される。肉盛される対象物の材質としてはアルミニウム、アルミニウム系合金、鉄または合金、銅または銅系合金等が例示される。対象物を構成するアルミニウム合金の »誠としては銕造用のアルミニウム合金、例えば、 A 1— Si系、 1ー〇11系、八1ー]½ 系、 A1— Zn系等のい^ かを例示できる。対象物としては内燃機関等の機関が例示される。内燃機関の場合には動弁系材料が例示される。この場合には、排気ポートを構成するバルブシ一卜にしても良いし、吸気ポートを構成するノルブシ一トに適用しても良い。この場合には、本発明に係る耐摩耗'！ ¾1¾ ^金でバルブシート自体を構成しても良いし、本発明に係る耐摩耗性銅基合金をノレブシー卜に肉盛することにしても良い。但し、本発明に係る耐摩耗性銅基合金は、内燃機鬨などの機鬨の動弁系材料に限定されるものではなぐ耐義性が要請される他の系統の摺酣料、摺動部材、焼結品にも使用できるものである。本発明に係る耐 ^金は、亜鉛やスズを積極的元素として含まないため、肉盛する場合であっても、ヒュームなどの発生を抑えることができる。

•本発明に係る耐纏性銅基合金としては、肉盛に用いられる場合には、肉盛後の肉盛層を構成しても良いし、肉盛前の肉盛用合金でも良い。

•本発明に係る耐)«性銅基合金は、例えば銅基の摺動部材及び摺動部位に適用することができ、具体的には、内燃機関に搭載される銅基の動弁系材料にも適用することができる。本発明に係る耐摩耗性銅 ¾ ^金は、肉盛用、鎳造用、 _1;吉用として用いることができる。

上記した記載から次の技術的思想も把握することができる。

(付記項 1 )各請求項に係る耐¾¾'國¾^金で形成された肉盛層。

(付記項 2 )各請求項に係る耐金で开成された肉 ¾動部材。

(付記項 3 )付記項 1または付記項 2において、レーザビーム、電子ビーム、ァークから選択される高密度エネルギ熱源により形成された肉盛層または肉動部材。

(付記項 4 )各請求項に係る耐) 金で形成された肉^!を有する内燃機鬨用の動弁系部材（例えばバルブシート）。

(付記項 5 )各請求項に係る耐 '！ ¾同¾ ^金を用い、耐龍 ^金を基体に被覆することを特徴とする摺動部材の方法。

(付記項 6 )各請求項に係る耐«'醒11¾ ^金の粉料を用い、粉 ¾ί料を基体に被覆して粉末層を形成し、粉末層を融液化した後に凝固させることにより耐 «性に優れた肉盛層を形成することを«とする摺動部材の製造方法。

(付記項 7 )付記項 6において、肉は急熱、急冷により形成されることを特徴とする摺動部材の M5 法。

(付記項 8)付記項 6において、粉末層の融液化は、レーザビーム、電子ビーム、アークから選択される高密度エネルギ熱源により行われることを特徴とする摺動部材の製造方法。

(付記項 9 )付記項 5または付記項 6において、基体はアルミニウムまたはアルミニゥム合金で形成されていることを特徴とする擢動部材の製造方法。

(付記項 10)付記項 5または付記項 6において、難は内燃機関用の動系部品または動弁系部位（例えばバルブシート）であることを糧とする摺動部材の紘

(付記項 11 )各請求項に係る耐 «14111*^金で形成されたノくルブシート合金。 (付雷己項 12)マトリックスに硬質粒子が分散しており、硬質粒子は、 Fe— M o、 Fe-W. Fe— Vのうちの 1種または 2種以上を主要成分とするシリサイドと、 Ni—Fe— Cr系の固溶体とを主要素としており、マトリックスは、 C u-Ni系の固溶体と、二ッケルを主要成分とするシリサイドとを主要素とすることを糧とする各請求項に記載の耐«性銅 ¾ ^金。

(付記項 13 )各請求項に係る耐摩耗性銅基合金で形成された粉末材料。

(付記項 14 )各請求項に係る耐«御金で形成された肉翻の粉料。 (付記項 15 )各請求項に記載の耐 J«ttil!基合金て"形成された肉^!が基体に積層されていることを特徴とする摺動部材。

(付記項 16)アルミニウムまたはアルミニウム合金を基材とする難に、各請求項に記載の耐»¾性銅基合金で形成された肉が層されていることを特徴とする摺動部材。

(付記項 17 )各請求項において、（ F e +Mo )の量は麓比で 10〜35% に設定されていることを特徴とする耐摩耗性銅金。

(付記項 18)各請求項において、（Fe+Mo)の量は比で 10〜35% に設定されており、（N i +F e )の量は比で 10〜35%に設定されていることをとする耐摩耗金。

(実施例）以下、本発明の実施例を比較例と共に具体的に説明する。

本実施例で用 L ^た耐摩耗性銅基合金に係る試料 a〜試料 iの組成 (配合組成 ) を表 1に示す。配合組成は»的には分ネ職の目標繊とする。試料 a、試料 c、試料 e、試料 gは、 i青求項 1の組 ^ΙΪ囲から夕トれており、 J «を示す。試料 a〜試料 iは、表 1に示す組成となるように配合して高真空中で溶解した合金溶湯をガスアトマイズ処理して ¾した粉末である。末の粒度は 5〃 m〜 3 0 である。ガスアトマイズ麵は、高温の溶湯をノズルから非酸化性雰囲気（アルゴンガスまたは窒素ガスの雰囲気）において噴出させることにより行つた。上記した粉末はガスアトマイズ処理で形成されているため、成分 ί勻ー性が高い。

そして図 1に示すように、肉盛の対象物であるアルミニウム合金（材質： AC 2 C )で形成された基体 5 0を用い、実施例に係る上記した試料 bを基体 5 0の被肉 β 5 1に載せて粉末層 5 3を形成した状態で、炭酸ガスレーザのレーザビーム 5 5をビームオシレータ 5 7により揺動させると共に、レーザビーム 5 5と 0とを相対的に移動させ、これによりレーザビーム 5 5を粉末層 5 3に照射卿里し、以て粉末層 5 3を溶融凝固させて肉 ®Μ 6 0 (肉^ み： 2 . 0 mm. 肉盛幅： 6 . 0 mm ) を基体 5 0の被肉 β 5 1に形成した。このときガス供給管 6 5からシールドガス（アルゴンガス）を肉盛箇所に吹き付けつつ行った。上記した照射では、ビームオシレ一タ 5 7によりレーザビーム 5 5を粉末層 5 3の幅方向（矢 ¾1W方向）に振った。上記した照 J寸麵では、炭酸ガスレーザのレーザ出力を 4 . 5 k W、レーザビーム 5 5の粉末層 5 3でのスホ。ット径を 2 . 0 mm. レーザビーム 5 5と難 5 0との相対走行藤を 1 5 . O mm/ s e c . シールドガス流量を 1 0リツトル/ m i nとした。他の試料についても同様に肉をそれぞれ形成した。

各試料で形成した肉盛層について調べたところ、硬質相を有する硬質粒子がマトリックスに分散していた。耐金に占める硬質粒子の體比は、耐性銅基合金を 1 0 0 %としたとき 1 0 0 %のうち.5〜6 0 %¾Κ内に収まつていた。隱 a〜試料 iを用て形成した肉麵につ Vゝて肉盛時のヮレ胜率を調べた。更に雜試験を行い、試料 a〜試料 iを用いて形成した肉麵に関する纏重量も調べた。職試験は、図 2に示すように肉盛層 1 0 1をもつ薩片 1 0 0を第 1ホルダ 1 0 2に保持すると共に、誘導コイル 1 0 4が外周囲に卷回された円筒开尤の相手材 1 0 6を第 2ホルダ 1 0 8に保持した ¾態で、相手材 1 0 6を誘導コイル 1 0 4で高周波言秀導 ¾職しつつ、相手材 1 0 6を回転させ、相手材 1 0 6 の軸端面を試験片 1 0 0の肉盛層 1 0 1に押しつけることにより試験を行った。試験条件としては、荷重を 2 . O M P a、摺動 «を 0 . 3 m/ s e c、試験時間を 1 . 2 k s e c、試験片 1 0 0の表面温度を3 2 3〜5 2 3 1^とした。相手材 1 0 6としては、 J I S— S UH 3 5相当材の表面に耐«合金ステライトを被覆したものを用いた。更に切削試験を行い、試料 a〜試料 iを用いて形成した肉盛層の被削性についても調べた。 ¾Γ削隱は、肉麵を形成したシリンダへヅドを ¾Γ削刃具 1個で切削加工できる加工台数で評価した。表 1は、試料 a〜試料 iの飄を示す他に、試料 a〜試料 iの繊を用いて形成した肉盛層における肉盛り時のヮレ発生率（％) 、摩耗試験における肉盛層の摩縫量（m g ) 、切削験における肉^ fの被削性 (台）の試験結果を示す。

表 1に示すように、ヮレ ¾率についてみると、比較例に係る試料 a、試料 c で形成した肉盛層については、ヮレ ¾率が高かった。これに対して実施例に係る試料 b、試料 d、試料試料 h、試料 iで形成した肉麵については、ヮレ «率は低かった。摩量についてみると、比較例に係る試料 c、試料 e、試料 gで形成した肉盛層については、は多く、 1 0 m _gを越えており、耐 «性が充分ではなかった。これに対して実施例に係る試料 b、試料 d、試料: f、試料 h、試料 iで形成した肉盛層については、摩耗重量は 1 0 m _g以下であり、低かった。殊に、試料 b、試料 dで形成した肉翻については «m¾は低かつた。被削性については、比讓に係る試料 aで形成した肉翻については、加工台数が少なく、充分ではなかった。従って、表 1に示す試.驗吉果から理解できるように、実 ½例に係る b、試料 d、試料、試料 h、試料 iの耐 I»注 ||基合金の粉末で形成した肉盛層は、耐ヮレ性、耐籠性、被削性がバランス良く得られることがわかった。

図 3は、ノルブシートを構成する肉盛層のヮレ発生率（％) と Co量との閧係を示す。図 3に示す肉盛層のヮレ発生率は、シリンダヘッド 1台当たりのバルブシートにおけるヮレ発生率（％) を示す。特性線 A1は、 Fe+Mo = 35%、 Ni+Fe = 35%の場合を示しており、試料 bの基本組成を前提としている。特性線 A 2は、 Fe+Mo=l 0%、 Ni+Fe = l 0%の場合を示しており、試料 fの基本組成を前提としている。図 3の特 ¾A1、 A 2に示すように、 C o量が 2%以下であれば、ヮレ率は極めて低くなつた。殊に Co量が 1. 6 %以下であれば、ヮレ％ ^率はほとんど 0となった。しかし Co量が 2%を越えると、ヮレ胜率が急激に ί ¾する。硬くて脆い性質をもつ Co— Mo系のシリサイドが画となるためと ¾ ^される。従って Co量を 2. 00%以下とすることは、肉の肉盛時におけるヮレの低減に力である。

図 4は、本発明者らが行った試験結果に基づいて、耐摩耗性銅基合金において Fe量と N i量とが耐摩耗性銅基合金に与える影響を示す。図 4に示す a、 b、 c…は表 1の試料に相当する。図 4に示す四角形状のハツチング領域は本発明範囲である。 Fe量が 3%未満であれば、硬質粒子の割合が減少し、耐«性の低下が生じる。 Fe量 3%、 Ni量 5%あたりから、 Fe通び Ni量が共に減少すると、破質粒子の、 Iffffiの低下、耐 «性の低下が生じる傾向がある。 N i量 5%未満においては薩性の低下が生じる傾向がある。 N i量 5%未満において F e量が 20 %よりも増力ると、硬質粒子の粗大化、硬質粒子の数の減少が生じる傾向がある。 F e量が 3 %未満において N i量が 20%を越えると、硬質粒子の ¾¾¾な微細化、硬質粒子の数の、が生じる傾向がある。 Fe量が 2 0%、 Ni量が 20%あたりから、 Fei¾ ^Ni量が共に ίϋΓΤると、硬質粒子のヮレ ¾ ^が '生じる傾向がある。

図 5は、本発明者らが行った試験結果に基づいて、耐摩耗性銅基合金における Fe量と Mo量とが耐«性銅基合金に与える影響を示す。図 5に示す a、 b、 c…は表 1の試料に相当する。図 5に示す四角形状のハツチング領域は本発明範囲である。 Fe量 3%、 Mo量 3%あたりから、 F e M¾ 'N i量が共に減少すると、硬質粒子の減少、耐摩耗性の低下が生じる傾向がある。 M o量 3 %未満において F e量が 2 0 %よりも ¾Πすると、硬質粒子の過剰な ί編 ffl化、耐摩耗性の低下が生じる傾向がある。 F e量が 3 %未満において硬質粒子が妙する傾向がある。 F e量が 3 %未満において M o量が 2 0 %を越えると、硬質粒子の粗大ィ匕が生じる傾向がある。 F e量が 2 0 %、 M o量が 2 0 %あたりから、 F e量及び M o量が共に igjtlすると、硬質粒子の職 α、ヮレ¾が生じる傾向がある。上記した試料 iのをもつ銅基合金で製造された粉料で形成された粉末層にレーザビームを照身ることによって形成した肉盛層の顕 Μϋ«を図 6及び図 7に示す。図 6は倍率 1 0倍、図 7は倍率 1 0 0倍を示す。図 6び図 7に示すように、硬翻を有する多数の硬質粒子がマトリックスの全体に分散していた。硬質粒子の粒径は 1 0〜； I 0 0 m¾Kであつた。

本発明者等が E P M A D1¾置を用 ^て JB$Mを調べたところ、硬質粒子は、 F e— M oを主要成分とするシリサイドと、 N i—F e— C r系の固溶体とを主要素として形成されていた。肉を構成するマトリックスは、 C u— N i系の固溶体と、ニッケルを主要成分とする網目状のシリサイドとを主要素として形成されていた。また銅基合金のマ卜リックスの硬度（マイクロビッカース）は H v 1 5 0〜2 0 0¾Κであり、硬質粒子のはマトリックスよりも硬く、 Η ν 3 0 0〜5 0 0程度であった。

なお、賴施例に係る耐 «'SifS^金は、融液扰態において液相分離傾向が高く、互いに混じり合いにくい複数の液相が生成し易く、分離した液相がそれぞれの比重差、伝熱状況等により上下に分離し易い性質をもっと考えられる。この:^、立状となった夜相が急 ί令凝固すると、粒状の液相が粒状の硬質粒子を ^^するものと考えられる。

また、表 3に示すように、モリブデンをタングステンに^ ¾した牵 Μを有する耐摩耗隱金の粉末の試料 m、試料 n、試料。、試料 P、試料 qをガスアトマイズ処理により形成した。そして前述同様に、図 1に示すごとく、試料 mで形成した粉末層 5 3にレーザビームを lすすることにより、粉末層 5 3を溶融凝固させて肉盛層 6 0を基体 5 0の被肉 ¾ 5 1に形成した。同様に、試料 w〜試料 Zの各試料で形成した粉末についてもレーザビームを照射することにより肉盛層

6 0を形成した。

各肉盛層について調べたところ、硬質相を有する硬質粒子がマトリックスに分散していた。硬質粒子の体積比は、耐摩耗性銅 ¾ ^金を 1 0 0 %としたとき 1 0 0 %のうち 5〜6 0 %¾K内に収まっていた。各試料 m〜試料 qを用いて形成した肉盛層のヮレ発生状況、肉盛層の摩耗重量、肉盛層の被削性についても調べ、その謹結果を表 3に示す。被削性は 1個の切削刃具あたりのシリンダへッドの加工台数（台）て' fp価した。表 3に示すように、ヮレ発生率についてみると、実施例に係る試料 m、試料 n、試料。、試料 p、試料 qの耐籠' H¾ ^金の粉末で形成した肉盛層は、耐ヮレ性、耐籠性、被削性がバランス良く得られることカ力つた。

更にまた、別の実施例として、表 4に示すように、ニオブ炭ィ匕物を含む耐摩耗性銅基合金に係る試料 v、試料 w、試料 x、試料 y、試料 zの組成（配合組成）を有する耐«¾«111基合金の粉末をガスアトマイズ搬里により形成した。そして前述同様に、図 1に示すごとく、試料 Vで形成した粉末層 5 3にレーザビームを照 Jすすることにより、粉末層 5 3を溶融凝固させて肉盛層 6 0を形成した。同様に、試料 w〜試料 zの各試料で形成した粉末層 5 3にレーザビームを照身 tることにより肉 6 0を形成した。各肉盛層について調べたところ、硬質相を有する硬質粒子がマトリックスに分散していた。硬質粒子の体積比は、耐摩耗性銅基合金を 1 0 0 %としたとき 1 0 0 %のうち 5〜6 0 %程度内に収まっていた。試料 V〜試料 zを用いて形成した肉盛層のヮレ発生状況、肉鋼の摩縫量、肉盛層の被削性についても調べた。表 4は、肉盛層におけるヮレ発生率（％) 、肉盛層の摩耗重量（m g )、肉盛層の被'削性（台）の試験結果をも示す。被削性は 1 個の ¾Γ削刃具あたりのシリンダへッドの加工台数（台）て'評価した。

表 4に示すように、ヮレ率についてみると、実施例に係る試料 ν、試料 w、試料 x、試料 y、試料 zの耐摩耗性銅基合金の粉末で形成した肉麵は、耐ヮレ性、耐摩耗性、被削性がバランス良く得られることがわかった。

上記した炭化ニオブ（ N b C )を含む試料 zの組成をもつ銅金てされた粉 »ί料で形成された肉の顕 ll邏を図 8及び図 9に示す。図 8は倍率 10倍、図 9は倍率 100倍を示す。図 8び図 9に示すように、硬籠を有する多数の硬質粒子がマトリックスの全体に分散していた。硬質粒子の粒径は 10〜 10

本発明者等が EPM A分析装置を用いて上記組織を調ベたところ、前述同様に、硬質粒子は、 Fe— Moを主要成分とするシリサイドと、 Ni— Fe—Cr系の固溶体とを主要素として形成されていた。

硬質粒子を構成する Fe— Moを主要成分とするシリサイドは、ラーべス相であることが本発明者等により X線回折分職置を用いて確認されている。肉盛層を構成するマトリックスは、 Cu— Ni系の固溶体と、ニッケルを主要成分とする網目状のシリサイドとを主要素として形成されていた。また銅基合金のマトリックスの硬度（マイクロビッカース）は Hv 150〜200程度であった。硬質粒子の硬度は、銅基合金のマトリックスよりも硬く、 Η V 300〜500程度であった。

図 10は、ニオブ炭化物を含む上記した耐摩耗性銅基合金で形成された粉末の粉末層にレーザビームを照身ることによって、バルブシートとなる肉をシリンダブロックに形成した場合において、肉盛層のヮレ発生率とニオブ炭化物 (NbC) との関係を示す。肉のヮレ発生率は、シリンダヘッド 1台当たりのバルブシートにおけるヮレ発生率 (%) として求めた。図 10に示す特注線 B 1は、 Fe+Mo = 35%、 N i +Fe = 35 %の^を示しており、試料 vの基本組成を前提としている。図 10に示す特性線 B2は、 Fe+Mo= l 0%, Ni+Fe = l 0%の場合を示しており、試料 Xの基本組成を前提としている。図 10の特瞧 B 1、 B 2に示すように、ニオブ炭化物の量が 5 %以下であれば、ヮレ率は極めて低いが、ニオブ炭化物の量が 5%を越えると、肉盛層のヮレ率が急激にする。従ってニオブ炭化物の量を 5%以下とすることは、肉盛層の肉盛時におけるヮレ低減に «である。

図 1 1は、肉盛層である自己（バルブシート）の摩耗重量、相手材（バルブ）の摩 ¾S4についての試験結果を示す。図 11に示す本発明品 1は、試料 iの組成を有する耐 ]«性銅金の粉末をレーザビームで肉盛して形成した肉^ ϋに基づく。本発明品 2は、 NbCを 1. 2%配合した翻威をもつ試料 zで形成した耐摩耗性銅金の粉末をレーザビームで肉盛して形成した肉に基づく。本明細書では前述したように特にことわらない限り、％は重量％を示す。従来材 (型式： CuLS50) としては、 Niを 15%、 Siを 2. 9%、〇₀を7%、 Moを 6. 3%、 Feを 4. 5%、。を1. 5%、残部を実質的に C uとした合金（Coが多め）でレーザビームにより肉盛層を形成し、同様に摩耗試験を行つた。別の比較例として、縣の焼条§ 料（組成： Fe： ¾li、 C： 0. 25〜 0. 55%、 Ni : 5. C！〜 6, 5%、 Mo : 5. C！〜 8. 0%. C r： 5. 0 〜6. 5%)で験片を开成し、同様にを行った。図 11に示すように、本発明品本発明品 2の場合には、自己である耐性銅基合金（パレブシート）の摩耗量が少なく、相手材（バルブ）の摩 «も少なかった。これに対して赚材の場合及び比較例である縣の焼料の場合には、自己の（バルブシ一ト）の摩 «が多く、相手材（バルブ）の «量も多かった。

上言己した従来材（型式： C _U L S 50 )について ]»)»¾分配合及び低耐摩耗成分配合となるように組成を纖した粉末を用い、この粉末で形成した粉末層にレーザビームを照射することにより、バルブシートとなる肉を個別に形成し、肉盛層におけるヮレ発生率を試験した。ここで、高耐«成分配合と〖ま肉盛時に生成される硬質相比率の ίΜ5Πをねらつた配合誠を意味する。低耐摩耗成分配合とは、肉盛時に^ ¾される硬比率の、»をねらつた配合Κを意味する。

同様に、本発明品 1について ««成分配合及び低耐«成分配合となるように賊をそれぞれ調整した粉末を用い、各粉末で形成した粉末層にレーザビームを照 J†することにより個別に肉盛層を形成し、各肉盛層におけるヮレ率を調べる試験を行った。同様に、本発明品 2について ]»摩«分配合及び低耐摩繊分配合となるように組成を醒した粉末を用い、各粉末で形成した粉末層にレーザビームを照 J†することにより肉盛層を個別に开さ成し、各肉盛層におけるヮレ発生率を調べる試験を行った。従来材について高耐摩耗成分配合となるようにした誠は、 Cu：残部、 Ni ： 20. 0%、 Si ： 2. 90%、 Mo： 9. 3 0%、 Fe : 5. 00%、 Cr : l. 50%. Co : 6. 30%である。従来材について低耐摩耗成分配合となるようにした組成は、 Cu：残部、 Ni ： 16. 0%, S i ： 2. 95%, Mo： 6. 00%. Fe： 5. 00%、 Cr : l. 5 0%、 Co： 7. 50%である。本発明品 1について高耐«成分配合となるようにした組成は、試料 13を¾ ^としており、 Cu : 、 Ni ： 17. 5%、 S i ： 2. 3%、 Mo： 17. 5%、 Fe： 17. 5%、 Cr： 1. 5%、 Co： 1. 0%である。本発明品 1について低耐) 分配合となるようにした組成は、試料 fを基礎としており、 Cu：、 Ni ： 5. 5%、 Si ： 2. 3%、 Mo ： 5. 5%. Fe： 4. 5%、 Cr : l. 5%、 Co : l. 0%である。

本発明品 2について高耐籠成分配合となるようにした飄は、試料 Vを基礎とし、 N i ： 17. 5%、 S i ： 2. 3%、 Mo： 17. 5%、 Fe： 17. 5 %、 Cr： 1. 5%、 Co： 1. 0%、 NbC： 1. 2%である。本発明品 2について低耐纖成分配合となるようにした組成は、試料 Xを基礎としており、 N i ： 5. 5%. S i ： 2. 3%、 Mo : 5. 5%, Fe ： 4. 5%、 Cr : l. 5%、 Co : 1. 0%、 NbC : l. 2%である。

ヮレ発生率の隱結果を図 12に示す。図 12に示すように、従来材に係る高耐摩繊分配合をした隱片については、ヮレ胜率は極めて高かった。これに対して、本発明品 1に係る β«成分配合をした試験片、本発明品 1に係る低耐摩繊分配合をした隱片については、ヮレ¾率は 0 %であり、極めて低かつた。また本発明品 2に係る高耐摩繊分配合をした試験片、本発明品 2に係る低耐 «成分配合をした試めについても、ヮレ率は 0%であり、極めて低力つた。

更にまた、上記した従来材、本発明品本発明品 2について、それぞれ高耐 «成分配合及び低耐«成分配合となるように組成を調整した粉末を用い、各粉末で形成した粉末層にレーザビームを照 Jすすることにより、ノルブシートとなる肉^!を個別にシリンダヘッドに形成した後に、肉盛層を切削刃具（謹バイト）で切削加工し、切削刃具 1個当たりの切削可能なシリンダヘッド加工台数を調べた。その試,嚇果を図 13に示す。図 1 3に示すように、従来材に係る高耐摩耗成分配合をした試験片、 »材に係る低耐摩耗成分配合をした試については、切削刃具 1個当たりのシリンダヘッドの加工台数は少なく、被削性は低かった。これに対して、本発明品 1に係る高耐1«成分配合をした謹片、本発明品 1に係る低耐«成分配合をした試

Wr、本発明品 2に係る高耐摩耗成分配合をした試 ¾i÷、本発明品 2に係る低耐離成分配合をした試 mmこついては、側 Ϊ刃具 1個当たりのシリンダへッドの加工台数はかなり多ぐ被 W削性は良好であった。上記した鉄系の熾吉材料の試めについても、同様に被削性を試験したところ、髓 IJ刃具 1個当たりのシリンダへッドの方 [！ェ台数は 1 8 0台であり少なく、被削性は必ずしも良好ではなかった。

上記した試験結果を総合的に評価^ Xば、本発明に係る耐摩耗性銅基合金の肉鍾で内燃機関の動弁系部品であるバルブシート自体を形成したり、本発明に係る耐«性銅基合金の肉盛層をバルブシ一トに積層したりば、ノレブシートの耐籠性を改善でき、更に相手攻撃 [Ϊも抑えることができ、相手材であるバルブの量も抑えることができることがわかる。更に耐ヮレ性及び被削性を高めるのに有利であり、殊に肉盛して肉^!を形成するに有利である。

本発明者は更に試験を行った。表 1は、試料 a〜試料 iにそれぞれ対応する試料 a l〜試料 i 1の組 J«び試,驗き果を示す。表 1に示されているから理解できるように、試料 a 1〜試料 i 1はそれぞれ、試料 a〜試料 iと»的には同様な脈を有するものの、（：0量を1 . 0 %でなく、 0 . 5 %に配合したものである。表 2は、試料 a〜試料 iにそれぞれ対応する試料 a 2〜試料 i 2の組成及び試 ¾吉果を示す。表 2のま城から ί励?できるように、試料 a 2〜試料 i 2はそれぞれ、試料 a〜試料 iと同様な秀滅を有するものの、 C o量を 1 . 0 %でなく、 1 . 8 %に配合したものである。 '

表 1に示 «W課から ί磨できるように、実施例に係る試料 b 1、 »fd 1、試料: f 1、試料 h 1、試料 i 1の耐摩耗性銅基合金の粉末で形成した肉盛層は、比較例に比べて、耐ヮレ性、耐龍性、被削性がバランス良く得られることがわかった。表 2に示 ¾聽吉果から ί廳できるように、実施例に係る試料 b 2、試料 d 2、試料: f 2、試料 h 2、試料 i 2の耐«性銅基合金の粉末で形成した肉盛層は、比較例に比べて、耐ヮレ性、耐«性、被削性がバランス良く得られることがわかった。

表 3は、試料 m〜試料 qにそれぞれ対応する試料 m 1〜試料 q 1の組び試吉果を示す。表 1に示されている «から ϊ里解できるように、試料 m l〜試料 i 1はそれぞれ、試料 m〜試料 qと同様な組成を有するものの、（ 0量を1 . 0 %でなく、 0 . 5 %に配合したものである。

表 3は、試料 m〜試料 qにそれぞれ対応する試料 m 2〜試料 q 2の組 β¾¾び試果を示す。表 3のま城からできるように、試料 m 2〜試料 q 2はそれぞれ、試料 m〜試料 qと同様な «を有するものの、 C o量を 1 . 0 %でなく、 1 .

8%に酉 5合したものである。

表 3に示 ¾觀吉果から ί磨できるように、実施例に係る試料 m 1、圏 n 1、試料 o 1、試料 P 1、試料 q 1の耐摩耗4銅基合金の粉末で形成した肉盛層は、比較例に比べて、耐ヮレ性、耐 «性、被削性がバランス良く得られることがわかった。

更に、表 3に示す M吉果から理解できるように、実施例に係る試料 m 2、試料 n 2、試料。 2、試料 P 2、試料 q 2の耐摩耗性銅基合金の粉末で形成した肉翻は、比籠に比べて、耐ヮレ性、耐藤性、被削性がバランス良く得られることがわかった。

表 4は、試料 V〜試料 zにそれぞれ対応する試料 V 1〜試料 z 1の組び試 ,猶吉果を示す。表 4に示されている糸賊から理解できるように、試料 v l〜試料 z 1はそれぞれ、試料 V〜試料 zと同様な組成を有するものの、 C o量を 1 . 0 %でなく、 0 . 5 %に配合したものである。

表 4は、試料 V〜試料 zにそれぞれ対応する試料 V 2〜試料 z 2の組 J¾び試 «果を示す。表 3の«から ί励?できるように、試料 V 2〜試料 ζ 2はそれそ' れ、試料 V〜試料 ζとそれぞれ同様な組成を有するものの、 C ο量を 1 . 0 %でなく、 1 . 8%に配合したものである。表 4に示醫果から ϊ廳できるように、実施例に係る Wfv 1、試料 w 1、試料 X 1、試料 y 1、試料 z 1の耐摩耗性銅基合金の粉末で形成した肉盛層は、比較例に比べて、耐ヮレ性、耐«性、被削性がバランス良く得られることがわかった。

更に、表 4に示す試験結果から理解できるように、実施例に係る試料 V 2、試料 w 2、試料 X 2、試料 y 2、試料 z 2の耐摩耗性銅基合金の粉末で形成した肉は、比麵に比べて、耐ヮレ性、耐纖性、被削性がバランス良く得られることがわかった。

なお上記した施例に係る各試料で开さ成された肉盛層において、マトリックスの ¾Kは Hv 130〜250¾S、殊に Hv 15 C！〜 200で'あり、硬質粒子の硬度はマトリックスよりも硬く、 Ην250〜700程度、殊に Hv300〜 500であった。硬質粒子のサイズは 20〜300 であった。また本実施例に係る各試料で形成された肉廳において、耐摩耗性銅 ¾ ^金に占める硬質粒子の比は、耐摩耗 'ΚΙΙΙΪ^金を 100%としたとき 100%のうち 5〜60 %程度内に収まっていた。

表 5は、試料 d及び試料 hを用いて実際に肉盛した肉盛層の組成の分析結果 (EDX) を示す。この場合、耐摩耗性銅基合金に分散している硬質粒子自体を 100重量％としたとき、硬質粒子の組成を調べた。更に耐摩耗性銅基合金のマ卜リックス自体（硬質粒子を含まず）を 100 %としたとき、マ卜リックスの組成を調べた。試料 d及び試料 hは、図 4及び図 5に示すように範囲の境界付近の組成を有するものである。表 5に示すように、試料 dによれば、硬質粒子は Mo， Fe， Niを多く含み、マトリックスは C u、 Niを多く含む。試料 hによれば、硬質粒子は Cu， Mo, Fe， N iを多く含み、マトリックスは C u、 Niを多く含む。なお肉盛層のマトリックスにおいて 1. 0%含まれている A 1は、肉盛が施された母材（アルミニウム系合金）から肉盛の際の溶融により肉盛層に拡散したものとむ «される。 A 1は¾*的には硬質粒子には含まれていなかった。 [表 1 ]

ヮノレレ ' m牟新■¾¾

ttXv 耐摩耗性銅基合金の組成半. 毕. 肖【i 重量％率ノノ、ノ ίレフ" 1ェ

•；ノ一 K

Cu Ni Si Mo Fe Cr Co ム

7 III 5 口

XL攀父 \n a 22.5 2.3 22.5 12.5 1.5 1.0 丄 1， 0 Z〜 j 1 R n

^ +A- m

夹例 D 17.5 2.3 17.5 17.5 1.5 1.0 Π U j〜 4 Z 9 cDU n 比較例 C 12.5 2.3 12.5 22.5 1.5 1.0 0.20 10〜 12 280 実施例 d 20.0 2.3 20.0 20.0 1.5 1.0 0.10 ト 2 200 比較例 e 7.5 2.3 7.5 2.5 1.5 1.0 0 12〜 15 300 実施例 f 5.5 2.3 5.5 4.5 1.5 1.0 0 δ〜 10 350

2.3 2.5 7.5 1.5 1.0 0 1ト 16 370 t 比較例 g 2.5

実施例 h 5.0 2.3 3.0 3.0 1.5 1.0 0 8〜 10 350 実施例 i 18.0 2.3 8.0 10.0 1.5- 1.0 0 4〜5 330 比較例 al 22.5 2.3 22.5 12.5 1.5 0.5 1.0 3〜4 200 実施例 bl 17.5 2.3 17.5 17.5 1.5 0,5 0.04 4〜5 270 比較例 cl 12.5 2.3 12.5 22.5 1.5 0.5 0.10 12〜 14 300 実施例 dl 20.0 2.3 20.0 20.0 1.5 0.5 0.05 2〜4 220 比較例 el 7.5 2.3 7.5 2.5 1.5 0.5 0 1ト 15 300 実施例 f 1 5.5 2.3 5.5 4.5 1^;.5 0.5 0. δ〜 10 350 比較例 gl 2.5 2.3 2.5 7.5 1.5 . 0.5 0 12〜 16 370 実施例 hi 5.0 2.3 3.0 3.0 1.5 0.5 0 8〜 10 350 実施例 il 18.0 2.3 8.0 10.0 1.5 0.5 0 4〜5 330

t

[表 3 ]

V 摩 ¾

レ里 m.

δ式料耐摩耗性銅基合金の組成発

重量％生バルブ

率シート

Cu Ni Si W Fe Cr Co NbC 0

0 m g

実施例 m 1 σ o7.5 2.3 17.5 .17.5 1.5 1.0 0 0.09 3〜4 250 実施例 n 2.3 20.0 20.0 1.5 1.0 0 0.10 1〜： 2 200

O

実施例 o 5.5 2.3 5.5 4.5 1.5 1.0 0 0 8〜 10 350

2.3 3.0 3.0 1.5 1.0 0 0 8〜 10 350

C 実施例 P 5.0

実施例 q 18.0 2.3 8.0 10.0 1.5 1.0 0 0 4〜5 330 実施例 m 1 17.5 2.3 17.5 17.5 1.5 0.5 0 0 4〜5 270 実施例 n 1 2.3 o 1.5 0.5 0 0 2〜3 220 実施例 o 1 5.5 2.3 5.5 4.5 1.5 0.5 0 0 10〜 12 370 実施例 P 2 5.0 2.3 3.0 3.0 1.5 0.5 0 0 10〜 12 370 実施例 q 1 18.0 2.3 8.0 1 o0.0 1.5 0.5 0 . 0 6-^8 350 実施例 m 2 17.5 2.3 17..5 17.5 .1.5 1.8. 0 0.：2 2〜3 230 実施例 n 2 20.0 2.3 20. a; . 20.0 1.5 1.8 0 0.2 0.5〜 1 180 実施例 o 2 5.5 2.3 5.5： 4.5 1.5 . 1.8 0 0 6〜8 370 実施例 P 2 5.0 2.3 3.0； 3.0 1.5 1.8 0 0 6〜8 370 実施例 q 2 18.0 2.3 8.0 10.0 1.5 1.8 0 0 3〜4 310

[表 4 ]

：

組成重量％

Cu Ni Si Mo Fe Cr Co その他試料 dにおける 2.3 1.5 1.0

全組成（配合組成）

試料 dにおける. 残（3.7) 21.0 9.0 44.3 18.2 2.9 0.9

硬質粒子の分析組成

試料 dにおける残 (70.4) 18.2 1.6 0 8.5 0.1 0.2 Al=

N

00 マトリックスの分析組成 1.0 試料 hにおける 5.0 2.3 3.0 3.0 1.5 1.0

全組成（配合組成）

試料 hにおける残 (45.1). 7，3 6.6 23.7 12.5 3.9 0.9

硬質粒子の分析組成

試料 hにおける残 (76.4) 12.9 1.2 0 7.3 i.o 0.2 Al= マトリックスの分析組成 1.0 o

o

(適用例）

図 1 4及び図 1 5は、車両用の内燃機関 1 1の燃焼室に連通するポート 1 3に耐摩耗性銅金を肉盛してバルブシートを形成する過程を模式的に示す。このには、アルミニウム合金で形成された内燃機関 1 1の燃凝室に βする複数のポート 1 3の内縁部には、リング开娥をなす周縁面 1 0が設けられている。散布器 1 0 0を周縁面 1 0に接近させた状態で、本発明に係る耐«悔|¾ ^金からなる粉末 1 0 0 aを周縁面 1 0に堆積させて粉末層を形成すると共に、レーザ発振器 4 0から発振したレーザビーム 4 1をビームオシレータ 5 8により揺動さつ粉末層に照 J†することにより肉盛層 1 5を周緣面 1 0に形成する。この肉 ^ϋ ΐ 5はバルブシートとなる。肉盛の際にはガス供給装置 1 0 2からシールドガス（的にはアルゴンガス）を肉盛 «に ί共給し、肉盛 «をシ一/レドする。

(その他）

上記した実施例ではガスアトマイズ処理により耐«性銅基合金の粉末を形成しているが、これに限らず、溶湯を回転体に衝突させて粉末化するメカニカルァトマイズ処理などの粉末化 «、あるいは、粉碎装置を用いた機械的粉碎処理により肉盛用の耐摩耗憎 II基合金の粉末を形成しても良い。

上記した実施例は、内燃機関の動弁系を構成するバルブシートに適用した場合であるが、これに限られるものではない。場合によっては、ノルブシートの相手材であるバルブを構成する材料、あるいは、ノルブに肉盛される材料に適用することができる。内燃機関はガソリンエンジンでも、ディーゼルエンジンでも良い。上記した実施例は肉盛するに適用しているが、これに限らず、によっては^ S品、焼結品などにも適用できる。

その他、本発明は上記し且つ βに示した実施例のみに限定されるものではなく、要旨を逸脱しない範囲内でして実施できるものである。実施の形態、実施例に記載されている語句の形容は、であっても各請求項に言 amできるものである。

なお、表 1、表 3、表 4に記載されている組) «分の含有量の数字は、請求項または付記項に記載の繊成分の上限値または下限値として規定す »ことができるものである。 β上の利用分野

以上のように、本発明に係る耐摩耗性銅基合金は、例えば、内燃機関のバルブシートゃノ S'ルブなどの動弁系部材に代表される摺動部材の摺動部分を構成する銅金に適用することができる。

Claims

1. SM%で、、ニッケメレ： 5. 0— 20. 0%、シリコン： 0. 5〜5. 0%、鉄： 3. 0— 20. 0%、クロム： 1. 0〜15. 0%、コバルト： 0. 01〜 2. 00%、並びに、モリブデン、タングステン及び'パ'ナジゥムのうちの 1種または 2種以上： 3. 0-20. 0%、不可避不純物を含むと共に、聽が銅の組成からなることを特徴とする耐金。

2. %で、、ニッケスレ： 5. 0— 20. 0%、シリコン： 0. 5〜5. 0%、鉄： 3. 0— 20. 0%、クロム： 1. 0〜15. 0%、コバルト： 0. 01〜 2. 00%、並びに、モリブデン、タングステン及び'パ'ナジゥムのうちの 1種または 2種以上： 3. 0-20. 0%、ニオブ炭化物： 0. 01〜5. 0%、不可純物を含むと共に、残部が銅の糸賊からなることを特徴とする耐摩耗性銅基合金。

3. 請求項 1または請求項 2において、シリサイドが分散していることを特徴とする耐)«性銅基合金。

4. 請求項 1〜請求項 3のいカー項において、 Fe—Mo、 F e -W F e— Vのうちの 1種または 2種 miを主要成分とするシリサイドが分散していることを特徴とする耐«性銅基合金。

5. 請求項 1〜請求項 4のい f l ?一項において、マトリックスとマトリックスに分散した硬質粒子とを備えており、

前記硬質粒子は、 Fe— Mo、 Fe— W、 F e— Vのうちの 1種または 2種以上を主要成分とするシリサイドと、 N i— F e— C r系の固溶体とを主要素としており、且つ、

前記マトリックスは、 Cu— Ni系の固溶体と、ニッケルを主要成分とするシリサイドとを主要素としていることを特徴とする耐 J«'l¾lf*^金。

6. 請求項 1〜請求項 4のい ¾X力項において、マトリックスとマトリックスに、散した硬質粒子とを備えており、

前記硬質粒子は、 Fe— Moを主要成分とするシリサイドと、 Ni—Co— F e-C r系の固溶体とを主要素としていることを特徴とする耐金。

7. 請求項 1〜請求項 6のいずれか一項において、コパ'ノレ卜： 0. 01〜； L . 94 %であることを ¾とする耐摩耗性銅基合金。

8. 請求項 1〜請求項 7の、カー項にお V、て、 (Fe+Mo)の量は重量比で 10〜35%に設定されていることを特徴とする耐 ^ [基合金。

9. 請求項 1〜請求項 8のカ項において、（ F e + M o〉の畺は重量比で 1 C！〜 35%に設定されており、（Ni+Fe)の量は Mffi で 10〜35 %に設定されていることを纖とする耐«¾111基合金。

10. 言 β項 5〜請求項 9の、ずれか一項にお、マトリツクスの平均硬度は Ην 130〜250て"あり、硬質 f立子の平均硬度はマトリックスよりも硬く、 Hv 250〜700¾¾であることを特徴とする耐籠 ' 金。

1 1. 請求項 5〜請求項 10のいカー項において、硬質粒子は、耐摩耗性銅基合金を 100%としたとき 100%のうち、体積比で 10〜60%であることを ί«とする耐摩耗 ^金。

12.請求項 5〜請求項 11のいカー項において、硬質粒子の平均粒径は

20〜3000 /mであることを特徴とする耐摩耗' 金。

13. 請求項 1〜請求項 12のい ¾X力項において、肉盛用合金として用いられることを特徴とする耐 i«' II¾ ^金。

14. 請求項 1〜請求項 13のいずれカー項において、高密度エネルギビームて容融された後、冷却される肉^ ffl合金として用いられることを特徴とする耐摩耗性銅基合金。

15. 請求項 1〜請求項 14のいずれ力¹^項において > 肉盛層を構成していることを特徴とする耐注 «基合金。

16. 請求項 1〜請求項 15のいカー項において、摺動部材に用いられることを特徴とする耐 «'Ιΐϋ基合金。

17. 請求項 1〜請求項 16のいカー項において、内燃機関用の動弁系部材に用いられることを特徵とする耐) «' ϋ¾ ^金。