WO2020110986A1 - 耐摩耗性及び耐熱性に優れる導電材料 - Google Patents

耐摩耗性及び耐熱性に優れる導電材料 Download PDF

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輝政 ▲鶴▼田
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田中貴金属工業株式会社
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    • H02K13/00—Structural associations of current collectors with motors or generators, e.g. brush mounting plates or connections to windings; Disposition of current collectors in motors or generators; Arrangements for improving commutation

Definitions

  • the present invention transmits a current from a stationary component to a movable component in a motor such as a DC motor or a micro DC motor, a variable resistor such as a slide switch or a potentiometer, and an electrical contact portion such as a connector such as a slip ring.
  • a motor such as a DC motor or a micro DC motor
  • a variable resistor such as a slide switch or a potentiometer
  • an electrical contact portion such as a connector such as a slip ring.
  • a conductive material made of a metal alloy.
  • AgPd alloy As the conductive material used in the above fields, AgPd alloy (Ag 30 to 70% by mass, particularly Ag-50% by mass Pd alloy) has been widely used.
  • the AgPd alloy has not only excellent corrosion resistance but also low contact resistance, which is suitable for conductive materials. Further, the AgPd alloy is a solid solution type alloy having a face-centered cubic structure and is relatively easily plastically deformed and has good workability.
  • the conductive material in sliding contact is subjected to plastic deformation due to sliding stress on the outermost surface thereof, and an altered layer in which the metal structure is finely stirred is formed.
  • an altered layer in which the metal structure is finely stirred is formed.
  • the effects of frictional heat due to rotation and heat due to arc discharge Will also receive.
  • the influence of these heats also causes the deterioration of the metal structure.
  • FIG. 10 is a result of observing the appearance of an altered layer formed on the outermost surface of a sliding member made of an AgPd alloy after actual use. As shown in FIG. 10, the existence of an altered layer due to plastic deformation or thermal influence can be confirmed within a range of about 10 ⁇ m from the outermost surface of the conductive material.
  • the consumption of the sliding member made of a conductive material is caused by the above-mentioned deteriorated layer portion of the material surface being unable to withstand external forces such as sliding stress and arc energy, and becoming a consumable powder and falling off. Due to such a mechanism of wear, it is required for the conductive material forming the sliding member to have improved wear resistance and heat resistance.
  • Patent Document 1 As a method of refining the crystal grains of an AgPd alloy with a trace amount of additional elements, a method of adding 3% by mass or less of Ni, Fe, and Co is disclosed (Patent Document 1). When a trace amount of these elements are added to the AgPd alloy, fine particles of PdFe, PdNi, and PdCo grow at the crystal grain boundaries of the AgPd matrix, and the crystal grains of the matrix become fine. This can be expected to improve the strength characteristics of the material and prevent softening of the material surface during sliding.
  • Patent Document 2 a method of adding 1 to 5 mass% of an additive element such as Al, Mn, Ga, In, Sn, Zn, Pb is disclosed (Patent Document 2). ⁇ 4).
  • Pd and an intermetallic compound are generated at the grain boundaries of the AgPd matrix.
  • This intermetallic compound has a crystal structure different from the face-centered cubic AgPd matrix, has high strength, is difficult to deform, and exhibits the effect of improving the rigidity of the alloy.
  • the grain refinement and precipitation strengthening by the above-mentioned trace addition elements are recognized to have certain effects in improving the wear resistance and heat resistance of the AgPd alloy. However, it cannot be said to be sufficient, assuming a more severe usage environment for the sliding member.
  • precipitation strengthening using an intermetallic compound has the effect of strengthening the material rather than the above-mentioned grain refinement.
  • the intermetallic compound precipitated by the elements exemplified above is generated according to the alloy composition (mixing ratio of the additional element).
  • the compounding ratio of the additional elements By increasing the compounding ratio of the additional elements, the amount of precipitation of the intermetallic compound increases and the effect of precipitation strengthening increases, but the workability deteriorates and manufacturing of the sliding member becomes difficult.
  • the compounding ratio is such that workability does not occur, the effect of improving the material properties becomes insufficient, and it is not possible to extend the life of the conductive material. That is, with this conventional technique, it is difficult to easily adjust the amount of precipitation.
  • the intermetallic compound expressed here is deposited by a mechanism different from aging precipitation due to spinodal decomposition or the like, it is difficult to control the particle size. Therefore, there is a limit in improving wear resistance and heat resistance while ensuring workability.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and the conductive material based on AgPd alloy has improved rigidity and recrystallization characteristics as compared with the prior art while ensuring processability. Disclose materials. And it aims at providing the electrically conductive material which is excellent in abrasion resistance and heat resistance also in the electrical contact part with a large mechanical and electrical load.
  • MEANS TO SOLVE THE PROBLEM This invention which solves said subject WHEREIN: 10 mass% or more and 70 mass% or less Ag, Pd 30 mass% or more and 90 mass% or less, Ni more than 5 mass% and 45 mass% or less, and electroconductivity which consists of an unavoidable impurity.
  • An AgPd alloy phase and a PdNi alloy phase, and the volume ratio of the PdNi alloy phase is 18% by volume or more and 80% by volume or less.
  • the addition amount of Ni is limited to a trace amount range (3% by mass or less).
  • the reason for limiting the amount of the added element is to make the crystal grains finer while considering the difference in solid solubility between the metals Ag, Pd, and Ni. That is, Pd can form a solid solution with respect to Ag to form an alloy (AgPd).
  • Ni hardly forms a solid solution in Ag but can form a solid solution in Pd to form an alloy (PdNi).
  • the grain refinement of the AgPd alloy by the addition of Ni proceeds from the separation phase (PdNi) in the matrix as a starting point to disperse the minute separation phase. If the amount of Ni that is hard to form a solid solution with Ag forming the matrix is large, a coarse separation phase is excessively generated, which hinders the refinement of crystal grains. Therefore, in the above-mentioned conventional technique, the minute addition phase is limited to a very small amount to disperse the fine separated phase in the homogeneous AgPd alloy matrix to make the crystal grain fine.
  • Ni is intentionally added to the AgPd alloy in a high concentration range.
  • Ni is an element that does not form a solid solution in Ag, but can form a solid solution in Pd.
  • the entire alloy can be strengthened by appropriately controlling the amount of the PdNi alloy phase, which is a separated phase generated by the addition of Ni, with respect to the matrix (AgPd alloy).
  • the material strengthening by the PdNi alloy phase is effective in increasing the rigidity as well as improving the maximum stress and proof stress. Furthermore, it has been confirmed that an appropriate amount of the PdNi alloy phase improves the recrystallization temperature and is effective in improving the heat resistance of the alloy.
  • the AgPd alloy containing the appropriate amount of Ni according to the present invention has a secure workability. This effect is based on the fact that the PdNi alloy phase focused on in the present invention has a high deformability with respect to the intermetallic compound in the above precipitation strengthening (Patent Documents 2 to 4).
  • the PdNi alloy phase has a face-centered cubic structure similar to the matrix AgPd alloy and tends to deform with the matrix when the entire alloy undergoes plastic deformation. By setting the amount of PdNi alloy phase in the alloy within an appropriate range, workability can be ensured.
  • the present invention is characterized in that Ni is added to the AgPd alloy at a relatively high concentration to form a multiphase alloy in which the AgPd alloy phase and the PdNi alloy phase are compounded. .. That is, the conductive material according to the present invention has characteristics based on the alloy composition in the Ni content and the like and characteristics based on the metal structure related to the multiphase alloy. The composition and metallic structure of the conductive material according to the present invention will be described in detail below.
  • the conductive material according to the present invention is made of AgPdNi alloy containing three elements of Ag, Pd and Ni as essential constituent elements.
  • the composition range of this AgPdNi alloy is such that Ag is 10% by mass or more and 70% by mass or less, Pd is 30% by mass or more and 90% by mass or less, and Ni is more than 5% by mass and 45% by mass or less.
  • the present invention limits the compounding ratio of Ni and Ag to the AgPdNi alloy having the above composition range. Specifically, the ratio of the Ni content (mass %) to the Ag content (mass %) (Ni (mass %)/Ag (mass %)) is within the range of 0.1 or more and 5.0 or less.
  • composition ratio of the AgPdNi alloy applied in the present invention was set within the above range, and the compounding ratio of Ni and Ag was further set so that the AgPd alloy phase and the PdNi alloy phase were dispersed evenly, This is to obtain an AgPdNi alloy having a metal structure.
  • the AgPd alloy phase and the PdNi alloy phase are essentially immiscible alloy phases. If a large disparity occurs between the liquid phase density and the solidus temperature between the two alloy phases, the tendency of separation increases during casting, making it difficult to manufacture a homogeneous and uniform metal ingot.
  • the liquidus density ratio (liquidus density of PdNi alloy phase/liquidus density of AgPd alloy phase) is in the range of 0.95 to 1.00, and the solidus temperature is By generating the AgPd alloy phase and the PdNi alloy phase such that the difference between the two is less than 100° C., a uniform metal mass can be obtained. Then, in order to generate each alloy phase satisfying this condition for the AgPdNi alloy, the alloy composition is set in the above range and the compounding ratio for the Ni content and the Ag content is specified.
  • the composition of the AgPd alloy phase produced according to the alloy composition and the compounding ratio specified in the present invention is such that Ag is 30% by mass or more and 80% by mass or less, Ni is 0% by mass or more and 1% by mass or less, and the balance is Pd and unavoidable. It is an impurity.
  • PdNi alloy phase Pd is 40% by mass or more and 90% by mass or less, Ag is 0% by mass or more and 5% by mass or less, and the balance is Ni and inevitable impurities.
  • the unavoidable impurities contained in each alloy phase include the unavoidable impurities of the conductive material according to the present invention described below, and the content thereof is also within the range described below.
  • the composition of the AgPd alloy phase and the PdNi alloy phase is measured by elemental analysis by a spectral analysis method such as wavelength dispersive X-ray spectroscopy (WDS) when observing the metal structure of the AgPdNi alloy with an electron microscope (SEM) or the like. be able to.
  • a spectral analysis method such as wavelength dispersive X-ray spectroscopy (WDS) when observing the metal structure of the AgPdNi alloy with an electron microscope (SEM) or the like.
  • the above-mentioned suitable AgPd alloy phase is obtained.
  • the PdNi alloy phase is not generated in a suitable volume ratio, which makes it difficult to manufacture a homogeneous and uniform material. Further, it becomes difficult to secure abrasion resistance as the conductive material, which is the subject of the present invention.
  • the alloy composition of the AgPdNi alloy applied in the present invention is preferably Ag of 14 mass% or more and 55 mass% or less, Pd of 38 mass% or more and 60 mass% or less, and Ni of more than 5 mass% and 30 mass% or less. To do.
  • the ratio between the Ni content (mass %) and the Ag content (mass %) is also preferably 0.1 or more and 2.5 or less. More preferably, Ag is 30% by mass or more and 43% by mass or less, Pd is 45% by mass or more and 50% by mass or less, and Ni is more than 12% by mass and 20% by mass or less. Further, the ratio of the Ni content and the Ag content (mass %) is more preferably 0.3 or more and 0.7 or less.
  • the conductive material according to the present invention contains Ag, Pd, and Ni as essential constituent elements.
  • This alloy may contain Fe, Co, Cr, Mn, Mg, Al, Zn, Cu, Si, S, As, Sn, In, etc. as unavoidable impurities.
  • the unavoidable impurities may be contained in a total amount of 0.5% by mass or less. These unavoidable impurities can be dissolved in either or both of the AgPd alloy phase and the PdNi alloy phase. Further, these unavoidable impurities may form a compound with any one of Ag, Pd, and Ni and may be precipitated in the alloy without affecting.
  • the conductive material according to the present invention may contain 0 ppm or more and 100 ppm or less of C (carbon), O (oxygen), and N (nitrogen) in total of 0 ppm or more and 200 ppm or less in addition to the above unavoidable impurities.
  • the AgPdNi alloy constituting the conductive material according to the present invention has the above-mentioned alloy composition and also has a metallic structure in which an AgPd alloy phase and a PdNi alloy phase are compounded. This is to impart wear resistance and heat resistance to the conventional AgPd alloy.
  • the volume ratio of the PdNi alloy phase is in the range of 18% by volume or more and 80% by volume or less. If the volume ratio of the PdNi alloy phase is less than 18% by volume, the abrasion resistance and the like required as a conductive material will be insufficient. On the other hand, when the PdNi alloy phase exceeds 80% by volume, workability deteriorates and it becomes difficult to process a member having a desired shape.
  • the volume ratio of the PdNi alloy phase is the volume ratio of the PdNi alloy phase in the conductive material (AgPdNi alloy). As described later, the volume ratio of the PdNi alloy phase is approximated by the area ratio of the PdNi alloy phase in the observation region when observing an arbitrary cross section.
  • the composition of the AgPd alloy phase and the PdNi alloy phase observed in this metal structure is as described above.
  • the AgPdNi alloy of the present invention in which the volume ratio of the PdNi alloy is within the above range can be produced by casting the composition of the entire alloy and the Ni content and the Ag content and the ratio within the above ranges. Then, the alloy material after casting is subjected to plastic working to obtain an AgPdNi alloy having a metal structure in which a layered AgPd alloy phase and/or a PdNi alloy phase is distributed in an arbitrary cross section. With such a metal structure, the characteristics of each alloy phase can be synergistically exhibited, and high wear resistance and heat resistance can be exhibited.
  • the arbitrary cross section is one or more arbitrarily selected processing direction cross sections.
  • the processing direction cross section is a cross section parallel to the processing direction.
  • the direction in which the AgPd alloy phase and/or the PdNi alloy phase is stretched is estimated to be the processing direction.
  • the metal structure is observed in all of the arbitrarily selected cross sections in the processing direction.
  • the layered PdNi alloy phase (AgPd alloy phase) is formed by a plurality of PdNi alloy phases (AgPd alloy phase) extending in the processing direction being distributed in a row in the metallographic structure of an arbitrary cross section.
  • the PdNi alloy phase (AgPd alloy phase) has a layered appearance.
  • the layered shape is not limited to the state in which the PdNi alloy phase (AgPd alloy phase) is entirely connected, and may have a part or a part separated from each other.
  • the metallographic structure of the AgPdNi alloy constituting the conductive material according to the present invention shows an appearance according to the volume ratio of the PdNi alloy phase.
  • the volume ratio of the PdNi alloy phase is relatively low, specifically, in an AgPdNi alloy having a volume ratio of 18% by volume or more and less than 50% by volume, the AgPd alloy phase and the PdNi alloy phase having a smaller thickness than the AgPd alloy phase are A distributed metallographic structure can be seen.
  • the thickness of the PdNi alloy phase is in the range of 0.01 ⁇ m to 20 ⁇ m.
  • the volume ratio of the PdNi alloy phase is relatively high, specifically, in the AgPdNi alloy in which the volume ratio of the PdNi alloy phase is 50% by volume or more and 80% by volume or less, the PdNi alloy phase and the PdNi alloy phase are thicker than the PdNi alloy phase. A metallic structure in which a thin AgPd alloy phase is distributed is observed. At this time, the thickness of the AgPd alloy phase is in the range of 0.01 ⁇ m to 20 ⁇ m.
  • the AgPdNi alloy phase in an alloy having a PdNi alloy phase volume ratio of 35% by volume or more and 65% by volume or less, a metal structure in which continuous layered AgPd alloy phases and/or PdNi alloy phases are laminated is observed.
  • the AgPd alloy phase or the PdNi alloy phase having a thickness of 0.01 ⁇ m to 20 ⁇ m is distributed depending on the volume ratio of the PdNi alloy phase.
  • the thickness of the PdNi alloy phase (AgPd alloy phase) described above is the width of the alloy phase in the direction intersecting the processing direction. Further, in the present invention, it is necessary that the thickness of all PdNi alloy phases (AgPd alloy phases) observed in an arbitrary cross section be within the above range.
  • the cross section to be observed is the cross section in the processing direction.
  • the processing direction cross section is a cross section parallel to the processing direction, and is a cross section in which the crystal extends in the horizontal axis direction. Then, in the measurement of the volume ratio of the PdNi alloy phase and the thickness of each alloy phase, it is measured and calculated based on the observed metallographic structure in the cross section in the processing direction.
  • the metal structure can be observed with an optical microscope or an electron microscope (SEM, etc.), and etching may be appropriately performed as a pretreatment during observation.
  • SEM electron microscope
  • etching may be appropriately performed as a pretreatment during observation.
  • the measurement of the volume ratio of the PdNi alloy phase can be approximated by the area ratio to the observation region calculated by image processing.
  • This image processing can use software appropriately.
  • the area ratio (volume ratio) of the PdNi alloy phase is calculated and the thickness of the alloy phase is measured by appropriately setting a threshold value for the metallographic image taken by the above observation method and binarizing the image data. You can Such image analysis is preferably performed in a plurality of visual fields (three or more visual fields) and the average value of the obtained results is preferably used.
  • the conductive material composed of the AgPdNi alloy according to the present invention described above has rigidity and thermal properties higher than those of the prior art in order to secure wear resistance and heat resistance. Has been improved. Specifically, the rigidity is 50 to 100 GPa.
  • the prior art AgPd alloy (for example, AgPd50) is about 45 GPa, and high strength characteristics in the present invention have been confirmed. This improvement in strength characteristics makes it difficult for the metal structure of the sliding contact portion to be deformed even when subjected to shear stress due to sliding, and suppresses the formation of a surface-altered layer. Therefore, it is considered that the improvement of strength characteristics contributes to the improvement of wear resistance.
  • the recrystallization temperature of the conductive material made of the AgPdNi alloy according to the present invention is in a higher temperature range than that of the conventional technique.
  • the conventional conductive material is recrystallized by heat treatment at 700° C. (heating for 30 minutes), which leads to coarsening of the metal structure and reduction in hardness.
  • the hardness of the AgPdNi alloy of the present invention is not completely reduced by the same heat treatment at 700°C. Recrystallization does not occur unless heat energy of 900° C. or higher is applied. Therefore, the conductive material of the present invention is a material that is less likely to be affected by frictional heat during sliding or thermal discharge due to arc discharge, and is superior in heat resistance to the prior art.
  • the conductive material made of the AgPdNi alloy according to the present invention can be basically manufactured by the same manufacturing process as that of the conventional AgPd alloy. That is, the AgPdNi alloy can be alloyed by the melting method, and a cast ingot which is an alloy material can be obtained by the casting method. The cast ingot is manufactured by applying an inclined casting method, a continuous casting method, a semi-continuous casting method, or the like.
  • the cast ingot by plastically working the cast ingot, it is possible to manufacture a conductive material having a metal structure composed of the AgPd alloy phase and the PdNi alloy phase described above.
  • For the plastic working forging, swaging, wire drawing, rolling, extrusion, drawing, etc. are applied. Then, it is preferable to perform the plastic working at a total working rate of 80% or more by performing these working methods individually or in combination on the cast ingot.
  • the cross section in the working direction of the electrically conductive material subjected to the plastic working is based on the working direction (drawing direction, rolling direction, extrusion/pulling direction) of each working method.
  • the conductive material comprising the AgPdNi alloy according to the present invention described above is processed into an appropriate shape for use.
  • the shape/dimension is not particularly limited because it conforms to the application.
  • the conductive material according to the present invention may be used in the form of a clad composite material by clad with an appropriate base material (base material).
  • base material As the base material of this clad composite material, Cu or Cu alloy having excellent conductivity can be applied.
  • Cu alloys include Corson copper alloys (Cu-1 to 4 mass% Ni-1 mass% or less Si-other 1 mass% Zn, Mn, Sn, Mg, etc.) and beryllium copper alloys (Cu-2 mass%).
  • the conductive material according to the present invention may be clad in a base material in any of an inlay, an overlay, an edge lay and a top lay.
  • the conductive material according to the present invention is used for a sliding contact member, it is expected to improve the durability of the member.
  • Specific applications of the sliding contact member include use as a brush material for a DC motor and a slip ring.
  • the present invention is effective for a DC motor having a stall current of 1 A or more and a slip ring having a high rotation speed.
  • the brush material may be worn and sparks may be damaged by arc discharge. Since the present invention is superior in durability to these as compared with the prior art, the durability life of the sliding contact can be improved.
  • FIG. 1 is a diagram (front and side views) schematically showing an example of the structure of a DC motor, which is a specific application of the conductive material according to the present invention.
  • the DC motor includes a rotating shaft, a commutator provided around the rotating shaft, and a brush that contacts the commutator to supply an electric current, and these are essential components.
  • the current from the power source flows through the brush to the commutator to energize the winding.
  • the magnetized rotor repels and attracts each pole of the permanent magnet to rotate the rotating shaft.
  • FIG. 2A As a motor control method, there are a resistance control method (FIG. 2A) and a pulse control method (FIG.
  • a voltage control means such as a power transistor and a variable resistor is inserted between the motor and the power supply, and the electric power supplied to the motor is adjusted to control the rotation speed of the motor.
  • a switching element such as a control transistor is used to control the rotation speed of the motor while turning on/off the power supply of the motor.
  • the contact surface of the brush with the commutator is made of the first contact material.
  • the conductive material according to the present invention is applied as the first contact material.
  • the composition and metallographic structure of this conductive material are as described above.
  • the contact surface with the brush of the commutator which is the other member of the brush, is made of the second contact material.
  • the second contact material of the commutator is Ag-Ni alloy, Ag-Cu-Ni alloy, Ag-Cu-Ni-.
  • a material having a high conductivity (IACS: 55% or more) such as a Zn alloy is suitable.
  • first contact material of the brush and the second contact material of the commutator may at least form their contact surfaces.
  • each member may be made of a composite material in which the first and second contact materials are clad on the respective contact surface sides.
  • the entire member may be made of the first and second contact materials.
  • a micro DC motor is similarly applied to the structure and control method of the motor described above.
  • the present invention is useful as various electrode materials and contact materials.
  • Variable resistors such as slide switches, connectors, and potentiometers can be used as applications.
  • the conductive material made of the AgPdNi alloy according to the present invention is added to the AgPd alloy with an amount of Ni that has not been assumed in the prior art, and the composite material is made of the AgPd alloy phase and the PdNi alloy phase. It has a metallic structure. Due to such an idea different from the conventional technique, the conductive material according to the present invention has excellent wear resistance and heat resistance.
  • FIG. 1 Schematic diagram illustrating an example of the structure of a DC motor
  • 3 is an SEM photograph showing a metal structure of a conductive material (AgPdNi alloy) having various compositions produced in the present embodiment (Examples 1 to 7, Comparative Examples 1, 2, 5 and Conventional Examples 1 to 4).
  • the figure which shows the relationship of the volume ratio of a PdNi alloy phase and a rigidity modulus about the AgPdNi alloy manufactured by this embodiment Examples 1-7, comparative examples 1-5).
  • the figure which shows the hardness change at the time of heat-processing in the range of 400 to 1000 degreeC about the AgPdNi alloy manufactured by this embodiment (Example 1 to Example 7).
  • the figure which shows the hardness change at the time of heat-processing in the range of 400 to 1000 degreeC about the AgPdNi alloy and AgPd alloy manufactured by this embodiment (Comparative Examples 1, 2, 5, and Conventional Examples 1 to 4).
  • the SEM photograph which shows the cross-sectional form of the consumable part after the endurance test which was done about the example manufactured by this embodiment and the conventional example. 5 is an SEM photograph showing a cross-sectional morphology of a consumable portion of a conventional conductive material AgPd alloy.
  • test material of the AgPdNi alloy was produced by forming a plate-shaped alloy ingot by the high frequency melting method and the casting method, and applying a rolling process at a total working rate of 80% or more (test material size: length 200 mm, width 10 mm, Thickness 0.3 mm).
  • test materials of AgPd alloy and AgPd-based alloy which are conventional techniques, were manufactured in the same process.
  • the metal structures of the manufactured AgPdNi alloy and conventional test materials of the alloy were observed.
  • a cross section parallel to the processing direction was observed by SEM.
  • a backscattered electron image was taken with JSM-7200F manufactured by JEOL Ltd. at an acceleration voltage of 7 kv and a magnification of 5000 times.
  • the composition of the AgPd alloy phase and the PdNi alloy phase was analyzed by WDS for the AgPdNi alloy test material. From this analysis, in all the AgPdNi alloy test materials, the composition of the AgPd alloy phase was 65 ⁇ 3 mass% Ag-35 ⁇ 3 mass% Pd-0.1 mass% or less Ni, and the composition of the PdNi alloy phase was 62 ⁇ 3 mass% Pd-37 ⁇ 3 mass% Ni-1 mass% or less It was confirmed to be Ag.
  • the SEM photograph taken for the AgPdNi alloy test material was performed, and the volume ratio of the PdNi alloy phase in the metal structure of each alloy was measured.
  • the obtained SEM image was processed with image processing software (VK-H1G9 manufactured by Keyence Corporation).
  • the SEM image was converted into a grayscale image and binarized.
  • the density level value 80 is used as a threshold value (density level value of all pixels is 0 to 255) on the grayscale image, less than 80 is black (PdNi alloy phase), and 80 or more is white (AgPd alloy phase). It analyzed and calculated the area ratio of each alloy phase.
  • the vertical Feret diameters of the PdNi alloy phase and the AgPd alloy phase were measured, and the average value and the maximum thickness were obtained.
  • the observation of the metallographic structure and the image processing were carried out by setting a total of 6 observation visual fields, and the average value of the respective measured values obtained from them was adopted for the evaluation.
  • the area ratio is close to the volume ratio. As described above, by measuring the area ratio of the PdNi alloy phase in all the observation visual fields set at six locations, it is possible to consider the depth in consideration.
  • the compositions of the AgPdNi alloy and conventional alloys (AgPd alloy, etc.) manufactured in this embodiment are shown in Table 1 below.
  • Table 1 shows the volume ratio of the PdNi alloy phase, the average thickness and the maximum thickness of the PdNi alloy phase or the AgPd alloy phase alloy phase in various AgPdNi alloys.
  • the alloy phase thickness shown in Table 1 is the thickness of the PdNi alloy phase for AgPdNi alloys having PdNi alloy phases of less than 50% by volume (Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 4). Yes, for AgPdNi alloys (Examples 4 to 7 and Comparative Example 5) in which the PdNi alloy phase is 50% by volume or more, it is the thickness of the AgPd alloy phase.
  • FIG. 4 shows the observation results (SEM photographs) of the metal structures of the AgPdNi alloys (Examples 1 to 7, Comparative Examples 1, 2, and 5) produced in this embodiment and the conventional alloy.
  • the white or gray contrast phase is the AgPd alloy phase.
  • the dark gray or black contrast phase is the PdNi alloy phase. From FIG. 4, it is clear that in Example 1, which is an AgPdNi alloy in which the Ni content clearly exceeds 5%, the proportion of the PdNi alloy phase occupied increases. This PdNi alloy phase exhibits a layered appearance as the Ni content increases.
  • the AgPdNi alloys of Examples 3 to 7 exhibit a metal structure having a layered structure of a layered AgPd alloy phase and a PdNi alloy phase. In comparison with these examples, the AgPdNi alloys of Comparative Examples 1 and 2 having a low Ni content (5% by mass or less) also show the formation of the PdNi alloy phase, but the amount (volume ratio) is low. ..
  • tensile tests and hardness measurements were performed on various conductive materials manufactured in the present embodiment in order to evaluate strength characteristics.
  • a plate-like sample obtained by performing full annealing (annealing condition conventional alloy: 700° C. held for 1 hour, comparative example and example alloy: 900° C. held for 1 hour) and then 50% rolling (Width 10 mm x length 20 mm x thickness 0.3 mm) was used.
  • a tensile tester (5966 manufactured by INSTRON Co., Ltd.) was used to perform a tensile test at a tensile speed of 10 mm/min, and the maximum stress, 0.2% proof stress, longitudinal elastic modulus, and transverse elastic coefficient were measured with a microscopic spreader. Then, the rigidity was calculated from the values of the longitudinal elastic modulus and the transverse elastic coefficient. The hardness was measured by a Vickers hardness tester (HMV-G manufactured by SHIMADZU), and a test force of 2.942N was maintained for 15 seconds for measurement. Table 2 shows the measurement results of the strength characteristics. Further, FIG. 5 shows the relationship between the volume ratio and the rigidity of the PdNi alloy phase in the AgPdNi alloys of Examples 1 to 7 and Comparative Examples 1 to 5 obtained from the test results.
  • the maximum stress and proof stress of the alloy No. 2 are higher than those of Conventional Example 1.
  • the strength characteristics of the AgPd alloy have been improved to some extent by the addition of a small amount of Ni (fine grain refinement) and the addition of In (precipitation strengthening).
  • the rigidity is 50 GPa or less in all cases. That is, it can be said that the conventional method does not sufficiently improve the rigidity.
  • the AgPdNi alloys (Examples 1 to 7), which are examples of the present invention, show high values of not only stress characteristics but also rigidity.
  • the AgPdNi alloys of these examples contain more than 5% by mass of Ni and the volume ratio of the PdNi alloy phase is 18% by volume or more.
  • the AgPdNi alloys of these examples have a rigidity of 50 GPa or more, and the strength characteristics are improved as compared with the conventional example. It is considered that the AgPdNi alloys of the examples having improved rigidity are less susceptible to the shear stress due to sliding and contribute to the improvement of wear resistance.
  • the AgPdNi alloy of Comparative Example 5 in which the Ag content is less than 10% by mass and the volume ratio of the PdNi alloy phase exceeds 80% by volume cannot be plastically deformed during processing (at a processing rate of 50%). The material cracked.
  • the alloy of Comparative Example 5 was inferior in workability and resulted in satisfying the gist of the present invention.
  • the hardness does not reach equilibrium until the heat treatment at 900° C. to 1000° C. That is, it was confirmed that the recrystallization temperature was higher than those of the conventional example and the comparative example.
  • the high recrystallization temperature is considered to contribute to the improvement of wear resistance and heat resistance because the metallographic structure is less likely to coarsen and soften even when subjected to frictional heat due to sliding and heat associated with discharge.
  • FIG. 8 shows the configuration of the sliding tester used in this embodiment. This sliding tester simulates the relationship between the brush of the motor and the commutator.
  • the reason for conducting the durability test using a test machine simulating a motor is that, among the applications targeted by the present invention, the conductive material used in the motor has a larger electric load than other applications. This is because it is assumed.
  • the work 1 is a virtual commutator and is rotated while applying electricity to this part. Then, the virtual brush (workpiece 2) in the form of a leaf spring is pressed against the rotating workpiece 1 to perform a test.
  • the virtual brush (workpiece 2) in the form of a leaf spring is pressed against the rotating workpiece 1 to perform a test.
  • an AgNi alloy is used for the virtual commutator (work 1), and the conductive material manufactured in this embodiment is used for the virtual brush (work 2).
  • the test conditions are as follows, and both mechanical wear and wear due to arc discharge occur.
  • the removed test piece was etched with Ag corrosive liquid to remove the transfer layer from the commutator material. Then, the surface of the test piece is observed with a laser microscope, and the depth of the worn portion is measured by the depth of focus method. The depth of the deepest worn portion (maximum wear depth) and the worn cross-sectional area (wear amount) was measured.
  • Table 3 shows the test results of the durability test performed in this embodiment.
  • FIG. 9 shows SEM photographs comparing the cross-sectional morphologies of the worn parts of the alloys of Conventional Example 1 and Example 4 after the durability test.
  • the amount of Ni added is more than 5 mass% while the content of Ag and Pd is appropriate, and the volume ratio of the PdNi alloy phase is 18 vol% or more. It was also confirmed that a conductive material having a low wear depth can be used. The wear depth and the wear amount tend to decrease as the volume ratio of the PdNi alloy phase increases. Regarding the evaluation of the wear resistance, the wear amount and the wear depth should be comprehensively examined. However, alloys having a good balance between them and having particularly good wear resistance were used in Example 3 and Example 4. Is. From this result, it can be inferred that it is particularly preferable to set the volume ratio of the PdNi alloy phase to about 35% or more and 55% or less with respect to the wear resistance.
  • Example 9 in the cross section of Conventional Example 1 (AgPd alloy), in the mechanically worn portion, there is an altered layer affected by sliding stress within a range of about 10 ⁇ m from the surface layer.
  • the AgPdNi alloy of Example 6 it can be confirmed that the thickness of the altered phase is suppressed within the range of about 3 ⁇ m from the surface layer. From this comparison result, it can be seen that the AgPdNi alloys of the examples are less likely to undergo plastic deformation even when subjected to actual shear stress due to sliding.
  • the conventional example 1 (AgPd alloy) is violently melted and the surface structure is affected by heat even at the arc discharge generation site, while the AgPdNi alloy of Example 6 has a molten range. It is conjectured that it has a narrow resistance to arc discharge.
  • the conductive material according to the present invention has high durability against conventional AgPd alloys and alloys containing trace elements added to AgPd alloys.
  • INDUSTRIAL APPLICABILITY The present invention is useful as a brush such as a DC motor and a slip ring, as well as an electrode and a contact material used in a slide switch and a variable resistor.
  • the present invention when the conductive material according to the present invention is applied to a brush of a micro DC motor, the present invention is effective for a motor having a stall current of 1.0 A or more. This is because when the stall current is 1.0 A or more, arc discharge is generated between the contacts, and thus the AgPd alloy described above as the prior art is heavily consumed and short-lived, causing the brush to run out. Since the conductive material according to the present invention has high resistance to arc discharge as well as mechanical wear, it can be expected that the motor has a longer life than the conventional AgPd alloy. Therefore, a long life can be expected as a constituent material of the brush of the motor in the region where the stall current is 1.0 A or more.

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Abstract

本発明は、１０質量％以上７０質量％以下のＡｇと、３０質量％以上９０質量％以下のＰｄと、５質量％超４５質量％以下のＮｉと、不可避不純物からなる導電材料であって、Ｎｉ含有量（質量％）とＡｇ含有量（質量％）の比率（Ｎｉ（質量％）／Ａｇ（質量％））が０．１以上５．０以下であり、金属組織において、ＡｇＰｄ合金相とＰｄＮｉ合金相とからなり、前記ＰｄＮｉ合金相の体積率が１８体積％以上８０体積％以下である導電材料である。本発明は、ＡｇＰｄ合金に敢えて高濃度のＮｉを添加しつつ、分離相として生成するＰｄＮｉ合金相の量を制御することで、合金全体の強化を図っている。この合金は、加工性も良好であり、更に、従来合金よりも剛性率と再結晶特性が改善されている。

Description

耐摩耗性及び耐熱性に優れる導電材料
　本発明は、ＤＣモータやマイクロＤＣモータ等のモータ、スライドスイッチやポテンショメータ等の可変抵抗器、更に、スリップリング等のコネクタ等の電気的接触部において、静止部品から可動部品へ電流を伝送するための、金属合金からなる導電材料に関する。
　上記分野で使用される導電材料としては、従来からＡｇＰｄ合金（Ａｇ３０～７０質量％、特に、Ａｇ－５０質量％Ｐｄ合金）が広く用いられてきた。ＡｇＰｄ合金は、耐食性に優れていることに加え、低接触抵抗という導電材料にとって好適な特性を有する。また、ＡｇＰｄ合金は、全率固溶型の合金であって面心立方構造を有しており、比較的塑性変形し易く加工性も良好である。
　上記した各種可変抵抗器、モータ、コネクタ等に適用される導電材料には、摺動時において長期的に安定した電気的接触を確保するために、耐摩耗性及び耐熱性を兼ね備えた材料が求められる。ＡｇＰｄ合金は、これまではそれら要求に応え得る材料とされてきた。しかし、近年、導電材料の使用態様において、摺動速度や投入電力、接触荷重といった負荷が増大しており、導電材料への耐久性向上の要求が厳しくなっている。そして、ＡｇＰｄ合金は、この増大する負荷に対する耐久性の問題が指摘されつつある。
　摺動接触している導電材料は、その最表面において、摺動応力による塑性変形を受け、金属組織が微細に攪拌された変質層が形成される。また、モータやスリップリング等における数百～数万ｒｐｍの高速回転条件や、通電電力が１０Ｗ以上でアーク放電が生じる条件で使用される導電材料では、回転による摩擦熱やアーク放電による熱の影響も受けることとなる。導電材料の最表面では、これらの熱の影響によっても金属組織の変質が生じる。図１０は、実使用後のＡｇＰｄ合金からなる摺動部材であって、最表面に変質層が形成された様子を観察した結果である。図１０に示すとおり、導電材料の最表面から約１０μｍの範囲で、塑性変形や熱影響による変質層の存在が確認できる。
　導電材料からなる摺動部材の消耗は、上記した材料表面の変質層の部分が摺動応力やアークエネルギーといった外力に耐えられなくなり、消耗粉となって脱落していくことで起こる。このような消耗のメカニズムから、摺動部材を構成する導電材料には耐摩耗性と耐熱性の双方について向上を図ることが求められている。
　導電材料の耐摩耗性及び耐熱性の向上のためには、摺動によるせん断応力を受けても変形し難い剛性率の高い材料であって、熱エネルギーを受けても再結晶し難い材料とすべきである。導電材料においてこれらの特性を改良することは、摺動部材の長寿命化を図る上で、極めて重要な課題といえる。ここで、ＡｇＰｄ合金からなる従来の導電材料の耐摩耗性及び耐熱性の向上のための方策として、合金に微量の添加元素を加えることで、結晶粒の微細化や析出強化を図る手法が知られている。
　微量添加元素によってＡｇＰｄ合金の結晶粒微細化を図る方法としては、３質量％以下のＮｉ、Ｆｅ、Ｃｏを添加する手法が開示されている（特許文献１）。ＡｇＰｄ合金中にこれらの元素を微量添加すると、ＡｇＰｄマトリクスの結晶粒界に、ＰｄＦｅ、ＰｄＮｉ、ＰｄＣｏの微小粒子が成長し、マトリクスの結晶粒が微細化する。これによって、材料の強度特性の向上及び摺動時における材料表面の軟化防止が期待できる。
　また、析出強化によるＡｇＰｄ合金の特性改善の方法としては、Ａｌ、Ｍｎ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐｂ等の添加元素を１～５質量％添加する方法が開示されている（特許文献２～４）。これらの添加元素を添加すると、Ｐｄと金属間化合物がＡｇＰｄマトリクスの粒界に生成する。この金属間化合物は、面心立方構造のＡｇＰｄマトリクスと異なる結晶構造を有し高強度で変形し難く、合金の剛性率を向上させる効果を示す。
国際公開ＷＯ２０１７／１３０７８１号 特公平３－０５１２６２号公報 特公昭６２－０６０４５８号公報 特公昭６２－０６０４５７号公報
　上記した微量添加元素による結晶粒微細化や析出強化は、ＡｇＰｄ合金の耐摩耗性及び耐熱性の向上において一定の効果は認められる。しかしながら、摺動部材に対するより苛酷な使用環境を想定すると、十分とは言い難い。
　即ち、微量添加元素による結晶粒微細化では、最大応力や耐力の値が上昇するものの、剛性率及び再結晶温度の改善についてはさほど変化を生じさせることができない。この方法は、材料の改質として不十分である。
　また、金属間化合物を利用した析出強化は、上記の結晶粒微細化より材料強化の効果がある。但し、上記で例示した元素によって析出する金属間化合物は、合金組成（添加元素の配合比）に応じて生成するものである。添加元素の配合比を高くすることで、金属間化合物の析出量も増大し析出強化の効果は大きくなるが、加工性の低下を招き摺動部材の製造を困難とする。一方、加工性に難が生じない程度の配合比では、材料特性の向上効果が不十分となり、導電材料としての長寿命化を図ることができない。つまり、この従来技術では、析出量を容易に調整することは難しい。また、ここで発現する金属間化合物は、スピノーダル分解等による時効析出とは異なる機構で析出するため、粒径の制御も困難である。よって、加工性を確保しつつ、耐磨耗性と耐熱性を向上させるには限界があった。
　本発明は、以上のような事情を鑑みてなされたものであって、ＡｇＰｄ合金を基本とする導電材料について、加工性を担保しつつ、従来技術よりも剛性率と再結晶特性が向上された材料を開示する。そして、機械的・電気的負荷の大きい電気的接触部においても、耐摩耗性及び耐熱性の優れる導電材料を提供することを目的とする。
　上記課題を解決する本発明は、１０質量％以上７０質量％以下のＡｇと、３０質量％以上９０質量％以下のＰｄと、５質量％超４５質量％以下のＮｉと、不可避不純物からなる導電材料であって、Ｎｉ含有量（質量％）とＡｇ含有量（質量％）の比率（Ｎｉ（質量％）／Ａｇ（質量％））が０．１以上５．０以下であり、金属組織において、ＡｇＰｄ合金相とＰｄＮｉ合金相とからなり、前記ＰｄＮｉ合金相の体積率が１８体積％以上８０体積％以下である導電材料である。
　上述した従来技術において、ＡｇＰｄマトリクスの結晶粒微細化によって材料強化を図る方法（特許文献１）では、Ｎｉの添加量を微量範囲（３質量％以下）に制限している。添加元素量を制限するのは、Ａｇ、Ｐｄ、Ｎｉの各金属間の固溶度の差異を考慮しつつ、結晶粒微細化を図るためである。つまり、ＰｄはＡｇに対して全率固溶して合金（ＡｇＰｄ）を生成できる。一方、Ｎｉは、Ａｇに殆ど固溶しないがＰｄには全率固溶して合金（ＰｄＮｉ）を生成することができる。Ｎｉ添加によるＡｇＰｄ合金の結晶粒微細化は、マトリクス中の分離相（ＰｄＮｉ）を起点として進行し、微小の分離相を分散させることが好ましいとされている。そして、マトリクスを構成するＡｇに固溶し難いＮｉの添加量が大きいと、粗大な分離相が過剰に生成し結晶粒微細化の妨げになる。そのため、上記従来技術では、Ｎｉ添加量を微量に制限することで、均質なＡｇＰｄ合金マトリクスに微細な分離相を分散させて結晶粒微細化を図っている。
　上記のような従来技術に対して、本発明に係る導電材料では、ＡｇＰｄ合金に対し、敢えて高い濃度範囲のＮｉを添加する。上記のとおり、ＮｉはＡｇには固溶し難いが、Ｐｄには全率固溶できる元素である。本発明者等の検討によれば、Ｎｉ添加によって生成する分離相であるＰｄＮｉ合金相は、マトリクス（ＡｇＰｄ合金）に対する量を適切に制御することで、合金全体を強化することができる。
　本発明者等によれば、ＰｄＮｉ合金相による材料強化は、最大応力や耐力の向上に加えて剛性率の上昇にも効果がある。更に、ＰｄＮｉ合金相の量を適切にすることで、再結晶温度の向上がみられ、合金の耐熱性の向上にも効果があることが確認されている。
　そして、本発明の適量のＮｉを含むＡｇＰｄ合金は、加工性も確保されている。この効果は、本発明で着目したＰｄＮｉ合金相が、上記の析出強化（特許文献２～４）における金属間化合物に対して高い変形能を有することに基づく。ＰｄＮｉ合金相は、マトリクスであるＡｇＰｄ合金と同様に面心立方構造を有し、合金全体が塑性変形を受けるときマトリクスと共に変形する傾向を有する。合金中のＰｄＮｉ合金相量を適切な範囲とすることで、加工性を確保することができる。
　以上の説明のとおり、本発明は、ＡｇＰｄ合金に添加元素としてＮｉを比較的高濃度で添加することで、ＡｇＰｄ合金相とＰｄＮｉ合金相とが複合化した多相合金とすることを特徴とする。つまり、本発明に係る導電材料は、Ｎｉ含有量等における合金組成に基づく特徴と、多相合金に関連する金属組織に基づく特徴を有する。以下、本発明に係る導電材料の構成に関し、成分組成及び金属組織について詳細に説明する。
Ａ．本発明に係る導電材料の合金組成
　本発明に係る導電材料は、Ａｇ、Ｐｄ、Ｎｉの３元素を必須の構成元素とするＡｇＰｄＮｉ合金からなる。このＡｇＰｄＮｉ合金の組成範囲は、Ａｇが１０質量％以上７０質量％以下、Ｐｄが３０質量％以上９０質量％以下、Ｎｉが５質量％超４５質量％以下とする。
　そして、本発明は、上記組成範囲のＡｇＰｄＮｉ合金に対し、Ｎｉ及びＡｇの配合比についての制限を加える。具体的には、Ｎｉ含有量（質量％）とＡｇ含有量（質量％）の比率（Ｎｉ（質量％）／Ａｇ（質量％））が０．１以上５.０以下の範囲内とする。
　本発明で適用するＡｇＰｄＮｉ合金の組成を上記範囲としつつ、更にＮｉとＡｇとの配合比を設定したのは、ＡｇＰｄ合金相とＰｄＮｉ合金相を偏りなく分散させ、本発明で要求される好適な金属組織のＡｇＰｄＮｉ合金を得るためである。ＡｇＰｄ合金相とＰｄＮｉ合金相は、本質的に混じり合わない合金相である。そして、両合金相間において、液相状態の密度及び固相線温度に大きな乖離が生じると、鋳造時に分離傾向が強くなり、均質で一様な金属塊を製造することが困難となる。
　本発明者等の検討によれば、液相密度比（ＰｄＮｉ合金相の液相密度／ＡｇＰｄ合金相の液相密度）が０．９５～１．００の範囲内にあって、固相線温度の乖離が１００℃未満となるようなＡｇＰｄ合金相及びＰｄＮｉ合金相を生成させることで、一様な金属塊を得ることができる。そして、ＡｇＰｄＮｉ合金について、この条件を満たす各合金相を生成させるため、上記範囲の合金組成とすると共に、Ｎｉ含有量とＡｇ含有量についての配合比を規定している。
　そして、本発明で規定される合金組成及び配合比によって生成するＡｇＰｄ合金相の組成は、Ａｇが３０質量％以上８０質量％以下、Ｎｉが０質量％以上１質量％以下、残部がＰｄ及び不可避不純物である。一方、ＰｄＮｉ合金相の組成は、Ｐｄが４０質量％以上９０質量％以下、Ａｇが０質量％以上５質量％以下、残部がＮｉ及び不可避不純物である。各合金相に含まれる不可避不純物は、後述の本発明に係る導電材料の不可避不純物を含み、その含有量も後述の範囲内となる。ＡｇＰｄ合金相とＰｄＮｉ合金相の組成は、ＡｇＰｄＮｉ合金の金属組織を電子顕微鏡（ＳＥＭ）等で観察するときに、波長分散型Ｘ線分光法（ＷＤＳ）等の分光分析法による元素分析で測定することができる。
　以上説明した合金組成について、Ａｇ、Ｐｄ、Ｎｉの含有量が上記範囲を逸脱する場合や、Ｎｉ含有量とＡｇ含有量との配合比が上記範囲を逸脱する場合、上記した好適なＡｇＰｄ合金相とＰｄＮｉ合金相が好適な体積率で生成されず、均質で一様な材料を製造することが困難となる。また、本発明の課題である導電材料としての耐磨耗性を確保することも困難となる。
　尚、本発明で適用するＡｇＰｄＮｉ合金の合金組成は、好ましくは、Ａｇが１４質量％以上５５質量％以下、Ｐｄが３８質量％以上６０質量％以下、Ｎｉが５質量％超３０質量％以下とする。そして、Ｎｉ含有量（質量％）とＡｇ含有量（質量％）の比率についても０．１以上２．５以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ａｇが質量３０％以上４３質量％以下、Ｐｄが４５質量％以上５０質量％以下、Ｎｉが１２質量％超２０質量％以下とする。また、Ｎｉ含有量とＡｇ含有量（質量％）の比率についても０．３以上０．７以下とすることがより好ましい。
　これまで述べたとおり、本発明に係る導電材料は、Ａｇ、Ｐｄ、Ｎｉを必須の構成元素とする。この合金は、不可避不純物としてＦｅ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｓ、Ａｓ、Ｓｎ、Ｉｎ等を含むことがある。不可避不純物は、合計で０．５質量％以下含むことができる。これらの不可避不純物は、ＡｇＰｄ合金相とＰｄＮｉ合金相のいずれか又は双方に固溶し得る。また、これらの不可避不純物は、Ａｇ、Ｐｄ、Ｎｉのいずれかと化合物を形成し合金中で影響のない状態で析出することがある。更に、本発明に係る導電材料は、上記の不可避不純物の他、０ｐｐｍ以上１００ｐｐｍ以下のＣ（炭素）と、Ｏ（酸素）とＮ（窒素）を合計で０ｐｐｍ以上２００ｐｐｍ以下含むことがある。
Ｂ．本発明に係る導電材料の金属組織
　本発明に係る導電材料を構成するＡｇＰｄＮｉ合金は、上記合金組成を有するともに、ＡｇＰｄ合金相とＰｄＮｉ合金相とが複合した金属組織を有する。従来のＡｇＰｄ合金に対して耐磨耗性及び耐熱性を付与するためである。本発明のＡｇＰｄＮｉ合金は、ＰｄＮｉ合金相の体積率が１８体積％以上８０体積％以下の範囲にある。ＰｄＮｉ合金相の体積率が１８体積％未満の場合、導電材料として要求される耐磨耗性等が不足することになる。一方、ＰｄＮｉ合金相が８０体積％を超えるとき、加工性が悪化して所望形状の部材加工が困難となる。
　ＰｄＮｉ合金相の体積率とは、導電材料（ＡｇＰｄＮｉ合金）中のＰｄＮｉ合金相の体積率である。後述のとおり、ＰｄＮｉ合金相の体積率は、任意断面を観察したときの観察領域おけるＰｄＮｉ合金相の面積比で近似される。尚、この金属組織で観察されるＡｇＰｄ合金相及びＰｄＮｉ合金相の組成に関しては、上記のとおりである。
　ＰｄＮｉ合金の体積率が上記範囲となる本発明のＡｇＰｄＮｉ合金は、合金全体の組成及びＮｉ含有量とＡｇ含有量と比率を上記した範囲として鋳造することで製造できる。そして、鋳造後の合金素材を塑性加工することで、任意断面において、層状のＡｇＰｄ合金相及び／又はＰｄＮｉ合金相が分布した金属組織を有するＡｇＰｄＮｉ合金とすることができる。このような金属組織とすることで、それぞれの合金相の特性を相乗的に発揮させることができ、高い耐摩耗性と耐熱性を発揮することができる。
　尚、本発明において、任意断面とは、任意に選択された１以上の加工方向断面である。加工方向断面とは、加工方向に平行な断面である。通常、ＡｇＰｄ合金相及び／又はＰｄＮｉ合金相が伸張した方向が加工方向と推定される。本発明では、任意選択された加工方向断面の全てにおいて上記金属組織が観察される。また、本発明において、層状のＰｄＮｉ合金相（ＡｇＰｄ合金相）とは、任意断面の金属組織において、加工方向に伸張した複数のＰｄＮｉ合金相（ＡｇＰｄ合金相）が連なって分布することで形成され、外観上層状となっているＰｄＮｉ合金相（ＡｇＰｄ合金相）である。但し、層状とは、ＰｄＮｉ合金相（ＡｇＰｄ合金相）が全体的に繋がっている状態のみに限定されず、一部又は複数箇所に離隔した部分があっても良い。
　本発明に係る導電材料を構成するＡｇＰｄＮｉ合金の金属組織は、ＰｄＮｉ合金相の体積率に応じた外観を示す。ＰｄＮｉ合金相の体積率が比較的低いとき、具体的には体積率が１８体積％以上５０体積％未満のＡｇＰｄＮｉ合金においては、ＡｇＰｄ合金相と、ＡｇＰｄ合金相より厚さの薄いＰｄＮｉ合金相が分布した金属組織がみられる。このときのＰｄＮｉ合金相の厚さは、０．０１μｍ～２０μｍの範囲内となっている。一方、ＰｄＮｉ合金相の体積率が比較的高いとき、具体的には、ＰｄＮｉ合金相の体積率が５０体積％以上８０体積％以下のＡｇＰｄＮｉ合金においては、ＰｄＮｉ合金相と、ＰｄＮｉ合金相より厚さの薄いＡｇＰｄ合金相が分布した金属組織がみられる。このときのＡｇＰｄ合金相の厚さは、０．０１μｍ～２０μｍの範囲内となっている。
　特に、ＰｄＮｉ合金相の体積率が３５体積％以上６５体積％以下の合金では、連続性のある層状のＡｇＰｄ合金相及び／又はＰｄＮｉ合金相が積層した金属組織が観察される。この積層組織を示すＡｇＰｄＮｉ合金においては、ＰｄＮｉ合金相の体積率に応じて、厚さ０．０１μｍ～２０μｍの範囲内にあるＡｇＰｄ合金相又はＰｄＮｉ合金相が分布している。尚、以上説明したＰｄＮｉ合金相（ＡｇＰｄ合金相）の厚さとは、加工方向と交差する方向における合金相の幅である。また、本発明では、任意断面で観察されたＰｄＮｉ合金相（ＡｇＰｄ合金相）の全てにおいて、厚さが上記範囲内であることを要する。
　本発明のＡｇＰｄＮｉ合金の金属組織の観察は、一般的な金属観察方法が適用できる。但し、観察する断面は、加工方向断面について行われる。加工方向断面とは、上記のとおり、加工方向に平行な断面であり、結晶が横軸方向に伸張している断面である。そして、ＰｄＮｉ合金相の体積率、各合金相の厚さの測定においては、観察した加工方向断面の金属組織に基づいて測定・算出される。
　金属組織は、光学顕微鏡や電子顕微鏡（ＳＥＭ等）により観察可能であり、観察に際し前処理として適宜にエッチングを行う場合がある。金属組織を観察することで、積層構造組織の有無を確認し、ＰｄＮｉ合金相の体積率及び各相の厚さを測定することができる。ここで、ＰｄＮｉ合金相の体積率の測定は、画像処理によって算出される観察領域に対する面積比で近似することができる。この画像処理は、適宜にソフトウェアを使用することができる。例えば、上記観察方法で撮影した金属組織画像について適切に閾値を設定して画像データを２値化することで、ＰｄＮｉ合金相の面積率（体積率）の算出及び合金相の厚み測定を行うことができる。このような画像解析は、複数視野（３視野以上）で行い、得られた結果の平均値を採用することが好ましい。
Ｃ．本発明に係る導電材料の強度と熱的特性
　以上説明した本発明に係るＡｇＰｄＮｉ合金からなる導電材料は、耐摩耗性及び耐熱性の確保のため、従来技術に対して、剛性率及び熱的特性が改善されている。具体的には、剛性率は５０～１００ＧＰａとなる。従来技術であるＡｇＰｄ合金（例えば、ＡｇＰｄ５０）が４５ＧＰａ程度であり、本発明における高い強度特性が確認されている。この強度特性の改善により、摺動接触部の金属組織は、摺動によるせん断応力を受けても変形し難くなり、表面変質層の生成が抑制される。よって、強度特性の改善は、耐摩耗性の向上に寄与するものと考えられる。
　また、本発明に係るＡｇＰｄＮｉ合金からなる導電材料は、再結晶温度が従来技術よりも高温域にある。従来の導電材料は、７００℃（３０分間加熱）の熱処理で再結晶化し、金属組織の粗大化及び硬度低下に至る。これに対し、本発明のＡｇＰｄＮｉ合金は、同じ７００℃の熱処理では硬度が完全に低下することはない。９００℃以上の熱エネルギーを与えないと再結晶化しない。よって、本発明の導電材料は、摺動時の摩擦熱やアーク放電に伴う熱影響を受け難い材料であって、従来技術よりも耐熱性に優れるものである。
Ｄ．本発明に係る導電材料の製造方法
　本発明に係るＡｇＰｄＮｉ合金からなる導電材料は、基本的には従来技術であるＡｇＰｄ合金と同様の製造工程で製造できる。即ち、ＡｇＰｄＮｉ合金は、熔解法によって合金化することができ、鋳造法で合金素材となる鋳造塊を得ることができる。鋳造塊の鋳造は、傾斜鋳造法、連続鋳造法、半連続鋳造法等の適用により製造される。
　そして、鋳造塊を塑性加工することで、上記したＡｇＰｄ合金相とＰｄＮｉ合金相とからなる金属組織を有する導電材料を製造することができる。塑性加工は、鍛造加工、スエージング加工、伸線加工、圧延加工、押出し加工、引抜き加工等が適用される。そして、鋳造塊に対して、これらの加工方法を単独又は組み合わせて行い、総加工率８０％以上の塑性加工を行うことが好ましい。尚、これらの塑性加工を行った導電材料についての加工方向断面は、各加工方法の加工方向（伸線方向、圧延方向、押出・引抜き方向）が基準となる。
Ｅ．本発明に係る導電材料の使用態様
　以上説明した、本発明に係るＡｇＰｄＮｉ合金からなる導電材料は、適宜の形状に加工して使用される。その形状・寸法は、その用途に準じることから特に限定はされない。
　また、本発明に係る導電材料は、適宜の基材（ベース材）にクラッドして、クラッド複合材の形態で使用されることもある。このクラッド複合材のベース材としては、導電性に優れるＣｕ又はＣｕ合金を適用することができる。尚、Ｃｕ合金としては、コルソン系銅合金（Ｃｕ－１～４質量％Ｎｉ－１質量％以下Ｓｉ－その他１質量％Ｚｎ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｍｇ等）、ベリリウム銅合金（Ｃｕ－２質量％以下Ｂｅ－１質量％以下Ｎｉ、Ｃｏ、Ｆｅ－その他０．５質量％以下Ｚｎ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｍｇ等）、リン青銅合金（Ｃｕ－１～１０質量％Ｓｎ－１質量％以下Ｐ－その他０．５質量％以下Ｚｎ、Ｍｎ、Ｍｇ等）等が適用される。また、本発明に係る導電材料をベース材にクラッドするときの形態は、インレイやオーバーレイ、エッジレイ及びトップレイのいずれでも良い。
　本発明に係る導電材料を摺動接点部材に用いた場合、当該部材の耐久性向上を図ること期待される。摺動接点部材の具体的用途は、ＤＣモータ及びスリップリングのブラシ材としての活用が挙げられる。特に、停動電流が１Ａ以上のＤＣモータや、高回転数化されたスリップリングにおいて、本発明は有効である。これらの高出力化・高回転数化された電気機器においては、ブラシ材の摩耗とアーク放電による火花損傷が懸念される。本発明は、従来技術よりもこれらに対する耐久性が優れることから、摺動接点の耐久寿命向上が図れる。
　図１は、本発明に係る導電材料の具体的用途である、ＤＣモータの構造の一例を概略示す図（正面、側面）である。ＤＣモータは、回転軸と、回転軸の周囲に設けられたコミテータと、コミテータに接触して電流を供給するブラシとを備え、これらを必須の構成部材とする。図１のＤＣモータにおいて、電源からの電流がブラシを経由してコミテータに流れ巻線を通電する。巻線に電流が供給され磁場を発生することで、磁化されたローターが永久磁石の各極と反発・吸引して回転軸を回転させる。そして、モータの制御方法としては、図２で例示されるような、抵抗制御法(図２（ａ）)やパルス制御法（図２（ｂ））等がある。前者では、モータと電源との間にパワートランジスタ・可変抵抗器等の電圧制御手段を入れ、モータに供給する電力を調整してモータの回転数を制御する。また、後者では、制御トランジスタのようなスイッチング素子を利用して、モータの電源をオン・オフしながらモータの回転数を制御する。
　上記のようなＤＣモータにおいて、ブラシは少なくともコミテータとの接触面が第１の接点材料で構成される。ここで、第１の接点材料として、本発明に係る導電材料が適用される。この導電材料の組成及び金属組織は上記したとおりである。
　また、ＤＣモータにおいて、ブラシの相手側部材であるコミテータは少なくともブラシとの接触面が第２の接点材料で構成される。本発明に係る導電材料をＤＣモータのブラシの第１の接点材料に適用する場合、コミテータの第２の接点材料には、Ａｇ－Ｎｉ合金やＡｇ－Ｃｕ－Ｎｉ合金、Ａｇ－Ｃｕ－Ｎｉ－Ｚｎ合金といった高導電率（ＩＡＣＳ：５５％以上）の材料が好適である。接触抵抗を低く抑えることで、安定的な電気的接触を担保することができるからである。
　尚、ブラシの第１の接点材料及びコミテータの第２接点材料は、少なくともそれらの接触面を構成していれば良い。例えば、図３のように、それぞれの接触面側に第１、第２の接点材料がクラッドされた複合材で各部材を構成しても良い。また、部材全体を第１、第２の接点材料で構成しても良い。以上説明したモータの構造や制御方法等については、マイクロＤＣモータも同様に適用される。
　また、上記のような用途の他、本発明は各種の電極材や接点材として有用である。スライドスイッチやコネクタ、ポテンショメータ等の可変抵抗器が用途として挙げられる。
　以上説明したように、本発明に係るＡｇＰｄＮｉ合金からなる導電材料は、ＡｇＰｄ合金に対して、従来技術では想定されていない量のＮｉを添加すると共に、ＡｇＰｄ合金相とＰｄＮｉ合金相とからなる複合的な金属組織としている。このような従来技術とは異なる着想により、本発明に係る導電材料は、優れた耐摩耗性と耐熱性を有する
ＤＣモータの構造の一例を説明する概略図 ＤＣモータの制御方法の一例を説明する図。 ＤＣモータにおけるブラシとコミテータとの接触状態及びそれぞれの部材の構成を説明する図。 本実施形態（実施例１～実施例７、比較例１、２、５、従来例１～４）で製造した各種組成の導電材料（ＡｇＰｄＮｉ合金）の金属組織を示すＳＥＭ写真。 本実施形態（実施例１～実施例７、比較例１～５）で製造したＡｇＰｄＮｉ合金について、ＰｄＮｉ合金相の体積率と剛性率の関係を示す図。 本実施形態（実施例１～実施例７）で製造したＡｇＰｄＮｉ合金について、４００℃～１０００℃の範囲で熱処理したときの硬度変化を示す図。 本実施形態（比較例１、２、５、従来例１～４）で製造したＡｇＰｄＮｉ合金、ＡｇＰｄ合金について、４００℃～１０００℃の範囲で熱処理したときの硬度変化を示す図。 本実施形態で実施した耐久試験のための摺動試験機の概略図。 本実施形態で製造した実施例及び従来例について行った、耐久試験後の消耗部位の断面形態を示すＳＥＭ写真。 従来の導電材料であるＡｇＰｄ合金の消耗部位の断面形態を示すＳＥＭ写真。
　以下、本発明の実施形態について説明する。本実施形態では、各種組成のＡｇＰｄＮｉ合金を製造してその金属組織の観察を行うと共に、材料特性の評価を実施した。
　ＡｇＰｄＮｉ合金の試験材は、高周波熔解法及び鋳造法により板状の合金インゴットを作成し、総加工率８０％以上、圧延加工を加えることで製造した（試験材寸法：長さ２００ｍｍ、幅１０ｍｍ、厚さ０．３ｍｍ）。また、従来技術であるＡｇＰｄ合金、ＡｇＰｄ系合金の試験材も、同様の工程で製造した。
　製造したＡｇＰｄＮｉ合金及び従来合金の試験材について、金属組織の観察を行った。組織観察は、加工方向に平行な断面をＳＥＭ観察した。ＳＥＭ観察は、日本電子株式会社製ＪＳＭ－７２００Ｆにより加速電圧７ｋｖ、倍率５０００倍で反射電子像を撮像した。
　また、このＳＥＭ観察と同時にＡｇＰｄＮｉ合金試験材について、ＡｇＰｄ合金相及びＰｄＮｉ合金相の組成をＷＤＳで分析した。この分析から、全てのＡｇＰｄＮｉ合金試験材において、ＡｇＰｄ合金相の組成は６５±３質量％Ａｇ－３５±３質量％Ｐｄ－０．１質量％以下Ｎｉであり、ＰｄＮｉ合金相の組成は、６２±３質量％Ｐｄ－３７±３質量％Ｎｉ－１質量％以下Ａｇであることが確認された。 
　そして、ＡｇＰｄＮｉ合金試験材について撮影したＳＥＭ写真の画像処理を行い、各合金の金属組織におけるＰｄＮｉ合金相の体積率を測定した。画像処理は、得られたＳＥＭ画像を画像処理ソフトウェア（株式会社キーエンス製　ＶＫ-Ｈ1Ｇ９）にて処理した。画像処理では、ＳＥＭ画像を濃淡画像に変換し二値化を行った。二値化の作業は、濃淡画像上で濃度レベル値８０を閾値とし（全画素の濃度レベル値０～２５５）、８０未満を黒（ＰｄＮｉ合金相）、８０以上を白（ＡｇＰｄ合金相）として解析し、各合金相の面積率を算出した。同時に、ＰｄＮｉ合金相及びＡｇＰｄ合金相の垂直フェレ径（ＳＥＭ画像における垂直方向のフェレ径）を測定し、平均値と最大厚さを取得した。尚、この金属組織観察と画像処理は、観察視野を計６箇所設定して行い、それらから得られた各測定値についての平均値を評価に採用した。本発明では、面積率を体積率に近似している。このように、６箇所設定された観察視野の全てにおいてＰｄＮｉ合金相の面積率等を測定することで、奥行きも考慮した検討が可能となる。
　本実施形態で製造したＡｇＰｄＮｉ合金及び従来合金（ＡｇＰｄ合金等）の組成を下記の表１に示す。表１には、各種ＡｇＰｄＮｉ合金におけるＰｄＮｉ合金相の体積率、ＰｄＮｉ合金相又はＡｇＰｄ合金相合金相の平均厚み及び最大厚さを表示した。尚、表１に表示した合金相厚さは、ＰｄＮｉ合金相が５０体積％未満のＡｇＰｄＮｉ合金（実施例１～実施例３、比較例１～４）に対してはＰｄＮｉ合金相の厚さであり、ＰｄＮｉ合金相が５０体積％以上のＡｇＰｄＮｉ合金（実施例４～実施例７、比較例５）に対してはＡｇＰｄ合金相の厚さである。
　但し、比較例６のＮｉ量が過多のＡｇＰｄＮｉ合金に関しては、試験材への加工時の損傷が大きく加工不可として合金相の体積率等の検討ができなかった。また、比較例７のＰｄ量が過多のＡｇＰｄＮｉ合金は、ＰｄＮｉ合金相とＡｇＰｄ合金相の存在が認められなかったため、合金相の体積率等の検討ができなかった。
　本実施形態で製造したＡｇＰｄＮｉ合金（実施例１～実施例７、比較例１、２、５）及び従来合金の金属組織の観察結果（ＳＥＭ写真）を図４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　図４のＳＥＭ写真において、白色又は灰色のコントラストの相がＡｇＰｄ合金相である。一方、濃灰色又は黒色のコントラストの相がＰｄＮｉ合金相である。図４から、Ｎｉ含有量が５％を明確に超えるＡｇＰｄＮｉ合金である実施例１において、ＰｄＮｉ合金相の占める割合の増加が明瞭になっている。このＰｄＮｉ合金相はＮｉ含有量の増大と共に層状の外観を示すようになる。実施例３～実施例７のＡｇＰｄＮｉ合金においては層状のＡｇＰｄ合金相及びＰｄＮｉ合金相による積層構造の金属組織を呈する。これら実施例に対して、比較例１、２のＮｉ含有量が低い（５質量％以下）ＡｇＰｄＮｉ合金にも、ＰｄＮｉ合金相の生成が認められるが、その量（体積率）は低くなっている。
　また、従来合金に関しては、従来例１のＡｇＰｄ合金では、当然にＡｇＰｄ合金相のみが観察される。従来例２のＮｉ微量添加したＡｇＰｄ系合金では微小なＰｄＮｉ合金相の析出が認められる。更に、従来例３、４では、微量Ｎｉ及びＩｎを添加したＡｇＰｄ系合金には、これら添加元素による析出物が観察される。
　次に、本実施形態で製造した各種導電材料について、強度特性の評価を行うため、引張試験と硬度測定を行った。これら強度特性の評価試験では、フルアニール（アニール条件従来例合金：７００℃１時間保持、比較例及び実施例合金：９００℃１時間保持）をした後、５０％圧延加工を加えた板状サンプル（幅１０ｍｍ×長さ２０ｍｍ×厚さ０．３ｍｍ）を用いた。引張試験では、引張試験機（ＩＮＳＴＲＯＮ社製 ５９６６）にて引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行い、微小のび計により最大応力、０．２％耐力、縦弾性係数及び横弾性係数を測定した。そして、縦弾性係数と横弾性係数の値より剛性率を算出した。また、硬度測定はビッカース硬度試験機（ＳＨＩＭＡＤＺＵ社製　ＨＭＶ－Ｇ）により行い、試験力２．９４２Ｎで１５秒間保持して測定した。この強度特性の測定結果を表２に示す。また、この試験結果から得られた、実施例１～７、比較例１～５のＡｇＰｄＮｉ合金における、ＰｄＮｉ合金相の体積率と剛性率との関係を図５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　各合金の強度特性について、従来例の結果からみると、ＡｇＰｄ合金（従来例１）にＮｉを少量添加した従来例２の合金、更にＩｎを少量添加し析出強化を図った従来例３、４の合金は、最大応力や耐力の値が従来例１よりも高くなっている。つまり、Ｎｉの微量添加（結晶粒微細化）や、Ｉｎ等の添加（析出強化）によって、ＡｇＰｄ合金の強度特性はある程度改善されたといえる。但し、剛性率については、ＡｇＰｄ合金（従来例１）と、微量添加元素を含むＡｇＰｄ系合金（従来例２～４）とを対比すると、差はさほどなくいずれも５０ＧＰa以下である。つまり、従来技術の方法では剛性率の改善は不十分であるといえる。
　これに対し、本発明の実施例であるＡｇＰｄＮｉ合金（実施例１～実施例７）は、応力特性のみならず剛性率も高い値を示す。これら実施例のＡｇＰｄＮｉ合金は、Ｎｉを５質量％超含みＰｄＮｉ合金相の体積率が１８体積％以上となっている。図５からも分かるように、これら実施例のＡｇＰｄＮｉ合金は、剛性率は５０ＧＰａ以上であり、従来例よりも強度特性が向上している。これらの剛性率が向上した実施例のＡｇＰｄＮｉ合金は、摺動によるせん断応力の影響を受け難く、耐摩耗性の向上に寄与するものと考えられる。
　もっとも、表２及び図５から、ＡｇＰｄＮｉ合金のＮｉ含有量及びＰｄＮｉ合金相の体積率には一定の制限を付与すべきことがわかる。即ち、Ｎｉ添加量の低い（５質量％以下）のＡｇＰｄＮｉ合金（比較例１～３）は、ＰｄＮｉ合金相の体積率が低く剛性率向上の効果がない。また、Ｎｉ添加量を５％以上としても、Ａｇ量及びＰｄ量が規定範囲外の合金（比較例４）は、ＰｄＮｉ合金相の体積率が低く剛性率向上の効果がない。一方、Ａｇ含有量が１０質量％未満であり、ＰｄＮｉ合金相の体積率が８０体積％を超えた比較例５のＡｇＰｄＮｉ合金は、加工途中（加工率５０％の段階）で塑性変形できなくなり、材料に割れが発生した。この比較例５の合金は、加工性に劣り、本発明の趣旨に悖る結果となった。
　続いて、本実施形態（実施例１～実施例７、比較例１、２、５、従来例１～４）で製造した各種導電材料について、耐熱性評価のための熱処理試験を行った。この熱処理試験では、引張試験で使用したサンプルと同じものについて、４００℃、５００℃、６００℃、７００℃、８００℃、９００℃、１０００℃の各温度に３０分保持し、各温度で保持後の表面硬度を測定した。この熱処理試験の結果を図６及び図７に示す。これらの図には、各合金において、硬度変化の傾きが０．１程度となり平衡に達した温度を表示している。
　図７から、従来例１～３のＡｇＰｄ合金やＡｇＰｄ系合金では、６００℃～７００℃の熱処理で硬度が平衡に達し再結晶化していることが確認できる。また、Ｎｉ含有量の少ないＡｇＰｄＮｉ合金である比較例１、２は、従来例と変わらず、６００℃～７００℃処理によって硬度は平衡に達し再結晶化している。
　一方、図６を参照すると、ＰｄＮｉ合金相の体積率が１８体積％以上の実施例１～７では、９００℃～１０００℃の熱処理まで硬度が平衡に達することがない。つまり、従来例、比較例よりも高い再結晶温度を示すことが確認された。再結晶温度が高いということは、摺動による摩擦熱や放電に伴う熱を受けても金属組織が粗大化・軟化し難く、耐摩耗性及び耐熱性の向上に寄与するものと考えられる。
　そして、本実施形態で製造した各種導電材料の試験材について、摺動試験機を用いた耐久試験を行った。図８は、本実施形態で使用した摺動試験機の構成を示す。この摺動試験機は、モータのブラシとコミテータとの関係を模擬的に再現したものである。モータを模擬した試験機を用いて耐久試験を行った理由は、本発明の対象たる用途のうち、モータで用いられる導電材料が他の用途よりも電気的負荷の大きい状況で使用されることが想定されるためである。
　図８の試験機の機構は、ワーク１が仮想コミテータであって、この部分に通電を取りながら回転させる。そして、回転するワーク１に板バネ状の仮想ブラシ（ワーク２）を押し当てて試験する構造となっている。耐久試験においては、仮想コミテータ（ワーク１）にＡｇＮｉ合金を用い、仮想ブラシ（ワーク２）に本実施形態で製造した導電材料を用いている。尚試験条件は以下の通りで、機械的摩耗とアーク放電による消耗が両立して発生する。
・負荷電流・電圧：２．０Ａ－７．５Ｖ
・回転数：１５００ｒｐｍ
・加重：５ｇｆ
・試験時間：３時間
・仮想コミテータ材質：ＡｇＮｉ合金（Ｎｉ：１０質量％）
　耐久試験後、取外した試験片についてＡｇ腐食液でエッチングしてコミテータ材からの移着層を除去した。そして、試験片表面をレーザー顕微鏡で観察し、焦点深度法で摩耗した部分の深さを測定し、最も深い摩耗部の深さ（最大摩耗深さ）及び摩耗している断面積（摩耗量）を測定した。
　本実施形態で行った耐久試験の試験結果を表３に示す。また、耐久試験後の従来例１と実施例４の合金について、消耗部位の断面形態を比較したＳＥＭ写真を図９に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３より、ＡｇＰｄＮｉ合金について、Ａｇ及びＰｄの含有量を適切にしつつＮｉ添加量を５質量％超とし、ＰｄＮｉ合金相の体積率を１８体積％以上とすることで、従来技術よりも摩耗量及び摩耗深さが低い導電材料とすることができることが確認された。ＰｄＮｉ合金相の体積率の増加に伴い、摩耗深さ及び摩耗量が低減する傾向にある。耐磨耗性の評価に関しては、摩耗量と摩耗深さとを総合的に検討すべきであるが、両者のバランスに優れ耐磨耗性が特に良好である合金は、実施例３、実施例４である。この結果から、耐磨耗性に関しては、ＰｄＮｉ合金相の体積率を３５％以上５５％以下程度にすることが特に好ましいと推察される。
　尚、ＰｄＮｉ合金相の比率が８０体積％を超える比較例５においては、摩耗量は従来例よりも低いものの、相手側（ＡｇＮｉ合金：コミテータ）を削り取るアブレッシブ摩耗の傾向が強くなっていた。そのため、ＰｄＮｉ合金相の比率が過度に高いと、接点全体の消耗のバランスを欠くこととなると考えられる。
　また、図９より、従来例１（ＡｇＰｄ合金）の断面では、機械的摩耗部において、表層から約１０μmの範囲で摺動応力の影響を受けた変質層が存在する。これに対し、実施例６のＡｇＰｄＮｉ合金では、変質相の厚さが表層から３μm程度の範囲に抑えられていることが確認できる。この対比結果より、実施例のＡｇＰｄＮｉ合金は、摺動による実際のせん断応力を受けても塑性変形し難くなっていることがわかる。　更に、アーク放電発生箇所においても、従来例１（ＡｇＰｄ合金）は激しく溶融し表面組織が熱影響を受けていることが確認できる一方で、実施例６のＡｇＰｄＮｉ合金は、溶融している範囲が狭くアーク放電に対しても耐性を有することが推察される。
　以上説明したように、本発明に係る導電材料は、従来のＡｇＰｄ合金やＡｇＰｄ合金に微量元素を添加した合金に対して、高い耐久性を有する。本発明は、ＤＣモータやスリップリング等のブラシの他、スライドスイッチや可変抵抗器に使用される電極や接点材料として有用である。
　特に、マイクロＤＣモータのブラシに本発明に係る導電材料を適用する場合、停動電流が１．０Ａ以上の領域のモータに対して本発明は有効である。停動電流１．０Ａ以上では、接点間にアーク放電が発生するため、先行技術として前述したＡｇＰｄ合金では、消耗が激しく短寿命でブラシ切れとなるからである。本発明に係る導電材料は、機械摩耗のみならずアーク放電に対する耐性も強いことから、従来のＡｇＰｄ合金よりもモータの長寿命化が期待できる。よって、停動電流が１．０Ａ以上の領域のモータのブラシの構成材料として長寿命化が期待できる。

Claims (11)

  1. 　１０質量％以上７０質量％以下のＡｇと、３０質量％以上９０質量％以下のＰｄと、５質量％超４５質量％以下のＮｉと、不可避不純物とからなる導電材料であって、
    　Ｎｉ含有量（質量％）とＡｇ含有量（質量％）の比率（Ｎｉ（質量％）／Ａｇ（質量％））が０．１以上５．０以下であり、
    　金属組織において、ＡｇＰｄ合金相とＰｄＮｉ合金相とからなり、前記ＰｄＮｉ合金相の体積率が１８体積％以上８０体積％以下である導電材料。
  2. 　ＡｇＰｄ合金相は、３０質量％以上８０質量％以下のＡｇと０質量％以上１質量％以下のＮｉと残部Ｐｄ及び不可避不純物とからなり、
    　ＰｄＮｉ合金相は、４０質量％以上９０質量％以下のＰｄと０質量％以上５質量％以下のＡｇと残部Ｎｉ及び不可避不純物とからなる請求項1記載の導電材料。
  3. 　ＰｄＮｉ合金相の体積率が１８体積％以上５０％未満であり、
    　ＰｄＮｉ合金相の厚さが０．０１μｍ以上２０μｍ以下の範囲にある請求項１又は請求項２記載の導電材料。
  4. 　ＰｄＮｉ合金相の体積率が５０体積％以上８０体積％以下であり、
    　ＡｇＰｄ合金相の厚さが０．０１μｍ以上２０μｍ以下の範囲にある請求項１又は請求項２記載の導電材料。
  5. 　Ｃｕ又はＣｕ合金からなるベース材に、請求項１～請求項４のいずれかに記載の導電材料をクラッドしてなるクラッド複合材。
  6. 　請求項１～請求項５記載の導電材料の製造方法であって、
    　１０質量％以上７０質量％以下のＡｇと、３０質量％以上９０質量％以下のＰｄと、５質量％超４５質量％以下のＮｉと、不可避不純物からなる合金素材を製造した後、塑性加工する工程を含み。
    　前記塑性加工する工程の総加工率８０％以上とする導電材料の製造方法。
  7. 　回転軸と、
    　前記回転軸の周囲に設けられたコミテータと、
      前記コミテータに接触して電流を供給するブラシと、を備えるＤＣモータにおいて、
    　前記ブラシは、少なくとも前記コミテータとの接触面が第１の接点材料からなり、
    　前記第１の接点材料は、１０質量％以上７０質量％以下のＡｇと、３０質量％以上９０質量％以下のＰｄと、５質量％超４５質量％以下のＮｉと、不可避不純物からなる導電材料よりなり、
    　前記導電材料のＮｉ含有量（質量％）とＡｇ含有量（質量％）の比率（Ｎｉ（質量％）／Ａｇ（質量％））が０．１以上５．０以下であり、
    　前記導電材料の金属組織において、ＡｇＰｄ合金相とＰｄＮｉ合金相とからなり、前記ＰｄＮｉ合金相の体積率が１８体積％以上８０体積％以下であることを特徴とするＤＣモータ。
  8. 　ＡｇＰｄ合金相は、３０質量％以上８０質量％以下のＡｇと残部Ｐｄ及び０質量％以上１質量％以下のＮｉ及び不可避不純物からなり、
    　ＰｄＮｉ合金相は、４０質量％以上９０質量％以下のＰｄと残部Ｎｉ及び０質量％以上５質量％以下のＡｇ及び不可避不純物からなる請求項７記載のＤＣモータ。
  9. 　ＰｄＮｉ合金相の体積率が１８体積％以上５０％未満であり、
    　ＰｄＮｉ合金相の厚さが０．０１μｍ以上２０μｍ以下の範囲にある請求項７又は請求項８に記載のＤＣモータ。
  10. 　ＰｄＮｉ合金相の体積率が５０体積％以上８０体積％以下であり、
    　ＡｇＰｄ合金相の厚さが０．０１μｍ以上２０μｍ以下の範囲にある請求項７又は請求項８に記載のＤＣモータ。
  11. 　コミテータの少なくともブラシとの接触面が第２の接点材料からなり、
    　前記第２の接点材料は、Ａｇ－Ｎｉ合金若しくはＡｇ－Ｃｕ－Ｎｉ合金、Ａｇ－Ｃｕ－Ｎｉ－Ｚｎ合金よりなる請求項７～請求項１０のいずれかに記載のＤＣモータ。
PCT/JP2019/045935 2018-11-30 2019-11-25 耐摩耗性及び耐熱性に優れる導電材料 WO2020110986A1 (ja)

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