[go: up one dir, main page]

WO2016117158A1 - 耐摩耗性銅合金 - Google Patents

耐摩耗性銅合金 Download PDF

Info

Publication number
WO2016117158A1
WO2016117158A1 PCT/JP2015/074702 JP2015074702W WO2016117158A1 WO 2016117158 A1 WO2016117158 A1 WO 2016117158A1 JP 2015074702 W JP2015074702 W JP 2015074702W WO 2016117158 A1 WO2016117158 A1 WO 2016117158A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
phase
wear
mass
test
copper alloy
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2015/074702
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
山本　秀樹
健司 丸山
智樹 伊藤
祐行 森岡
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Joetsu Bronz1 Corp
Original Assignee
Joetsu Bronz1 Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Joetsu Bronz1 Corp filed Critical Joetsu Bronz1 Corp
Publication of WO2016117158A1 publication Critical patent/WO2016117158A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C33/00—Parts of bearings; Special methods for making bearings or parts thereof
    • F16C33/02—Parts of sliding-contact bearings
    • F16C33/04—Brasses; Bushes; Linings
    • F16C33/06—Sliding surface mainly made of metal
    • F16C33/12—Structural composition; Use of special materials or surface treatments, e.g. for rust-proofing
    • F16C33/121—Use of special materials
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/04—Alloys based on copper with zinc as the next major constituent

Definitions

  • the present invention relates to a wear-resistant copper alloy.
  • brass alloys used for high-load applications include CAC301 to CAC304 described in JIS H5120, and manganese silicide-based intermetallic compound crystallized high-strength brass materials (hereinafter referred to as Mn-Si). Etc. Since these materials are used for bushes, construction machine parts, and the like, they are required to have high strength and high hardness, and excellent wear resistance and seizure resistance.
  • CAC301 to CAC304 and Mn—Si system both have an ⁇ phase + ⁇ phase and ⁇ phase structure, and increase or decrease in the apparent zinc equivalent (hereinafter referred to as zinc equivalent) of the additive element. Changes the ratio of ⁇ phase, ⁇ phase, and ⁇ phase.
  • the matrix phase structure is ⁇ single phase and the toughness is high, but the strength, hardness and wear resistance are low, causing deformation of the material and abrasive wear due to the load when used at high loads.
  • zinc equivalent is high, precipitation of ⁇ phase results in ⁇ phase + ⁇ phase and hardness and wear resistance are improved, but strength, toughness and impact value are significantly reduced, so it cannot withstand the impact load acting on the sliding part. .
  • the phase structure in the high strength brass system, it is possible to estimate the phase structure almost consistent with the Cu—Zn binary phase diagram by the zinc equivalent, and when the multi-component high strength brass material is replaced with the Cu—Zn binary phase diagram.
  • the ⁇ phase precipitates in the ⁇ phase at the boundary of about 50% zinc equivalent. Since this ⁇ phase is hard and does not have ductility, the ⁇ phase + ⁇ phase structure has a significant adverse effect on strength, toughness, and impact resistance. Therefore, there is a limitation in adding Si having a zinc equivalent coefficient of 10 and high as long as it does not become ⁇ phase + ⁇ phase, and it has been difficult to improve wear resistance and secure strength, toughness, and impact resistance by adding Si.
  • the present inventors have found that when the entire amount of Si added and other elements added are used for intermetallic compound formation, the intermetallic compound forming element does not dissolve in the matrix and the matrix structure Discovered that the impact on the As a result of further exploration, attention was paid to elements Co, Fe, and Mn having a zinc equivalent coefficient lower than 1 of Zn. These elements form an intermetallic compound at a constant ratio with Si, so that the solid solution of Si in the matrix is remarkably suppressed. However, Co, Fe, Mn, and Si elements are dissolved in the case of a certain ratio or more, but Co, Fe, and Mn are lower than the zinc equivalent coefficient of Si even if they are dissolved in the matrix.
  • the present invention has been completed on the basis of the above-described knowledge, and it does not become a ⁇ phase + ⁇ phase structure with a zinc equivalent of 50% or more by addition of Si, and is in any of ⁇ phase + ⁇ phase, ⁇ phase + ⁇ phase + ⁇ phase, or ⁇ phase.
  • An object of the present invention is to provide a wear-resistant copper alloy having a corresponding phase structure, maintaining strength, toughness and impact resistance and having a high level of wear resistance.
  • the gist of the present invention will be described.
  • the present invention relates to a wear-resistant copper alloy characterized by having a structure in which at least one Al—Fe—Mn—Si—Ni—Co intermetallic compound is dispersed.
  • the mass ratio of Fe, Mn, Co and Si satisfies the following formula (1), and is related to the wear-resistant copper alloy according to claim 1.
  • the left side A X is a value at the time of substituting Cu, Sn, Pb, Zn, the content of one of Al or Ni on the right side of the X, accompanied by substituting the elements of the content to the right of X
  • the letters are represented as A Cu , A Sn , A Pb , A Zn , A Al or A Ni .
  • the left side A X is a value at the time of substituting Cu, Sn, Pb, Zn, the content of one of Al or Ni on the right side of the X, accompanied by substituting the elements of the content to the right of X
  • the letters are represented as A Cu , A Sn , A Pb , A Zn , A Al or A Ni .
  • the addition of Si does not result in a ⁇ phase + ⁇ phase structure despite zinc equivalent of 50% or more, and corresponds to any of ⁇ phase + ⁇ phase, ⁇ phase + ⁇ phase + ⁇ phase, and ⁇ phase. It becomes a wear resistant copper alloy having a phase structure, maintaining strength, toughness and impact resistance and possessing a high level of wear resistance.
  • the present invention does not cause ⁇ phase precipitation due to the addition of Si, but does not cause significant deterioration in strength, toughness, and impact resistance.
  • This is a wear-resistant high-strength brass alloy whose wear resistance is improved by crystallizing and dispersing an Al—Fe—Mn—Si—Ni—Co intermetallic compound.
  • Zn dissolves in the matrix and determines strength, hardness, wear resistance, and matrix structure.
  • the matrix structure is determined as ⁇ phase, ⁇ phase + ⁇ phase + ⁇ phase, ⁇ phase + ⁇ phase, ⁇ phase, ⁇ phase + ⁇ phase, but Zn is less than 10% by mass Insufficient hardness tends to cause abrasive wear, leading to deterioration of wear resistance.
  • Zn exceeds 40% by mass, strengthening of the parent phase by Zn is sufficient, but strengthening by Al solid solution in a range in which the ⁇ phase does not precipitate is insufficient, and zinc evaporation during casting is remarkable, so The amount added was 10 mass% to 40 mass%.
  • Al contributes to the formation of intermetallic compounds and improves wear resistance, and also dissolves in the matrix and determines strength, hardness, wear resistance, and matrix structure.
  • the matrix structure is determined as ⁇ phase, ⁇ phase + ⁇ phase + ⁇ phase, ⁇ phase + ⁇ phase, ⁇ phase, ⁇ phase + ⁇ phase, but when Al is less than 2% by mass Insufficient hardness tends to cause abrasive wear, which tends to deteriorate wear resistance. If the Al content exceeds 9% by mass, the ⁇ phase tends to exhibit eutectoid transformation, and the proportion of ⁇ phase + ⁇ phase + ⁇ phase in the ⁇ phase becomes large and deteriorates toughness. It was.
  • Fe contributes to the formation of intermetallic compounds and improves wear resistance.
  • the addition amount of Fe is set to 0.4 mass% to 3.5 mass%.
  • Ni contributes to the formation of intermetallic compounds and improves wear resistance. Moreover, it dissolves in the matrix and improves the matrix strength. When Ni is less than 0.5% by mass, strengthening of the parent phase by Ni solid solution is insufficient, and when Ni exceeds 4.0% by mass, an effect commensurate with the cost cannot be obtained. It was set to 0.5 mass% to 4.0 mass%.
  • Co contributes to the formation of intermetallic compounds and improves wear resistance. If it is less than 0.3% by mass, ductility is not improved by spheroidization of the intermetallic compound, and it is insufficient for forming a compound with Si. If C0 exceeds 2.0 mass%, an effect commensurate with the cost cannot be obtained, so the amount of Co added is set to 0.3 mass% to 2.0 mass%.
  • Mn contributes to the formation of intermetallic compounds and improves wear resistance.
  • Mn is less than 1.0% by mass, it is insufficient for forming an intermetallic compound, resulting in deterioration of wear resistance.
  • Mn exceeds 5.0 mass%, ductility will deteriorate by the excessive production
  • Si forms an intermetallic compound with the above-mentioned Al, Ni, Fe, Co, Mn and improves wear resistance. If Si is less than 0.3% by mass, it is insufficient for forming an intermetallic compound, resulting in deterioration of wear resistance. When Si exceeds 3.5% by mass, a large amount of Fe, Mn, and Co that suppress solid solution in the parent phase is required, and in addition, a large amount of intermetallic compounds are formed, resulting in reduced ductility. Was added in an amount of 0.3 mass% to 3.5 mass%.
  • the present invention is intended to suppress solid solution of Si in the matrix and to prevent precipitation of ⁇ phase due to high zinc equivalent, and when Si is present in a certain ratio or more. Dissolves in the matrix and promotes ⁇ phase precipitation, leading to deterioration of strength, toughness and impact resistance. Therefore, the above formula (1) needs to be satisfied in order to suppress Si solid solution in the matrix phase.
  • the above formula (1) indicates the mass% of Fe, Mn, and Co that binds to Si of about 1 mass%.
  • the left side is equal to or greater than the right side, no solid solution occurs in the matrix of Si.
  • the above formula (3) is satisfied, and the ⁇ phase is precipitated by maintaining a constant balance with other elements. It can be set as the structure which does not generate
  • the value calculated by the right side of the said Formula (3) is called a mother phase zinc equivalent hereafter.
  • FIGS. No. Nos. 1 to 8 are examples satisfying all the claims of the present application
  • No. 1 to No. 8. 9 to 17 are comparative examples (the unit of each component is% by mass.
  • Those satisfying the formulas (1) and (3) are marked with ⁇ , and those not satisfying are marked with x). These were melted using a high-frequency melting furnace and cast into two JIS ⁇ H 5120 B molds.
  • JIS JIS Z2201-4 tensile test specimens were collected from No. B mold and subjected to a tensile test according to JIS ZZ2241. After the test, the tensile test piece chuck portion is cut at 20 mm, filled with resin, mirror-polished, and then observed with an optical microscope to observe the presence of ⁇ , ⁇ , and ⁇ phases.
  • FIG. 1 JIS JIS Z2201-4 tensile test specimens were collected from No. B mold and subjected to a tensile test according to JIS ZZ2241. After the test, the tensile test piece chuck portion is cut at 20 mm, filled with resin, mirror-polished, and then observed with an optical microscope to observe the presence of ⁇ , ⁇ , and ⁇ phases.
  • Zinc equivalent (%) (Y + ⁇ qt) / (X + Y + ⁇ qt) ⁇ 100 (mass%) (4)
  • X is the actual Cu content (mass%) in the alloy
  • Y is the actual Zn content (mass%) in the alloy
  • q is the content of elements other than Cu and Zn (mass%).
  • T are zinc equivalent coefficients of elements other than Cu and Zn.
  • the zinc equivalent coefficient of Co is not yet clearly defined, it is calculated as 0.5 in this specification.
  • No. 4 in FIGS. JIS Z 2202 V notch specimens (Fig. 8) were sampled from 18-27 component alloys and subjected to Charpy impact test at room temperature in accordance with JIS Z2242.
  • Wear resistance was evaluated by a dry type Ogoshi type wear test.
  • the surface with the large surface area becomes the test surface, and the test piece is fixed and the mating material is rotated at right angles.
  • the load increases continuously and is 67N when the test distance reaches 200 m.
  • the specific wear amount was calculated from the change in weight of the test piece before and after the test, and the larger the specific wear amount, the worse the wear resistance.
  • the seizure resistance was evaluated by a Fabry test during oil immersion.
  • the test material was sandwiched between the mating materials, and the load was continuously increased from the mating material side to rotate the pin. Evaluation was made by measuring the amount of work (kgf ⁇ s) given to the test material up to the stage where seizure occurred, and setting it as the Fabry value. The smaller the Fabry value, the worse the seizure resistance.
  • FIGS. 1, 6, 7, 9, 10, and 11 The metal structure, tensile test, and Charpy test results are shown in FIGS. 1, 6, 7, 9, 10, and 11, and the Ogoshi type wear test and Fabry test results are shown in FIGS.
  • the metal structure of this example has a structure in which an Al—Fe—Mn—Si—Ni—Co intermetallic compound is crystallized and dispersed in the matrix phase ( ⁇ phase + ⁇ phase + ⁇ phase or ⁇ phase). It was confirmed that Even when the parent phase is ⁇ phase + ⁇ phase, the excellent wear resistance characteristics similar to those of the present example are obtained when the Al—Fe—Mn—Si—Ni—Co intermetallic compound is crystallized and dispersed. It has been confirmed that
  • FIG. 17 shows the Fabry test results, and it can be said that the examples (Nos. 18 to 22) also have superior seizure resistance compared to the comparative examples (Nos. 23 to 27).
  • the examples suppress the solid solution of Si in the mother phase, and the parent phase is not composed of a ⁇ phase + ⁇ phase structure even though the zinc equivalent is 50% or more by balancing with other elements. It becomes a wear-resistant high-strength brass alloy having excellent wear-resistance characteristics while retaining a certain amount of strength, toughness and impact resistance. Therefore, it can be said that the alloy of the present invention composed of these materials is suitable for sliding members such as bushes and bearings.

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Sliding-Contact Bearings (AREA)

Abstract

　本発明は、強度、靭性、耐衝撃性を維持し高水準の耐摩耗性を保有した耐摩耗性銅合金を提供するものである。本発明に係る耐摩耗性銅合金は、質量比で、Ｚｎ：１０～４０％、Ａｌ：２～９％、Ｆｅ：０．４～３．５％、Ｎｉ：０．５～４．０％、Ｃｏ：０．３～２．０％、Ｍｎ：１．０～５．０％、Ｓｉ：０．３～３．５％を含有し、残余がＣｕ及び不可避不純物から成り、α相＋β相、α相＋β相＋γ相若しくはβ相の少なくとも１つにＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｎｉ－Ｃｏ系金属間化合物が分散した組織を有することを特徴とする。

Description

耐摩耗性銅合金
　本発明は、耐摩耗性銅合金に関するものである。
　従来、高荷重用途として使用される黄銅合金としては、JIS H 5120に記載されるCAC301～CAC304や、ケイ化マンガン系金属間化合物晶出型高力黄銅材（以下、Ｍｎ－Ｓｉ系という。）等が挙げられる。これらの材料は、ブッシュや建設機械用部品等に使用されることから、高強度・高硬度であり、耐摩耗性・耐焼付性に優れることが求められる。
　ところで、CAC301～CAC304、Ｍｎ－Ｓｉ系（例えば特許文献１等参照）は、ともにα相＋β相、β相組織であり、添加元素の見かけ上の亜鉛当量（以下、亜鉛当量という。）の増減によってα相、β相、γ相比率が変化する。
　合金成分中、亜鉛当量が低い場合、母相組織はα単相となり靭性は高いが強度、硬度、耐摩耗性は低く、高荷重用途時、負荷荷重による材料の変形やアブレシブ摩耗を引き起こす。亜鉛当量が高い場合にはγ相の析出によってβ相＋γ相となり硬度、耐摩耗性は向上するが、強度、靭性、衝撃値が著しく低下するため摺動部に作用する衝撃荷重に耐えられない。
　従って、高荷重摺動用途としてはα相＋β相、α相＋β相＋γ相、β相のように靭性、強度、硬度、耐摩耗性、耐衝撃性のバランスの取れた金属組織を呈する必要があるが、近年の産業機械部品の軽量化、長寿命化に伴い求められる摩耗特性は依然満たされていないのが現状である。
　即ち、高力黄銅系は、亜鉛当量によりＣｕ－Ｚｎ２元状態図とほぼ整合性の取れた相組織を推定することができ、多元系高力黄銅材をＣｕ－Ｚｎ２元状態図に置き換えた場合亜鉛当量５０％付近を境にβ相中にγ相が析出する。このγ相は硬質で延性を持たないためβ相＋γ相組織は強度、靭性、耐衝撃性に著しい悪影響を与える。よって、β相＋γ相とならない範囲で亜鉛当量係数１０と高いＳｉを添加することには制限があり、Ｓｉ添加による耐摩耗性向上及び強度、靭性、耐衝撃性の確保は困難であった。
特公昭５１－４１５６９号公報
　本発明者らは鋭意研究した結果、Ｓｉ添加量分、その他元素添加量分とで金属間化合物形成に全量使用された場合、母相中へ金属間化合物形成元素が固溶せず母相組織への影響が薄いことを発見した。そして、さらに模索した結果、亜鉛当量係数がＺｎの１より低い元素Ｃｏ、Ｆｅ、Ｍｎに着目した。これらの元素は、Ｓｉと一定比率で金属間化合物を形成することでＳｉの母相への固溶が著しく抑制される。しかしながら、一定比率以上の場合にはＣｏ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｓｉ元素が固溶するが、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｍｎは母相中へ固溶したとしてもＳｉの亜鉛当量係数１０に比較し低いことから母相組織への影響が軽微であるという結論に至った。これより、亜鉛当量係数が１０と高いＳｉをＦｅ、Ｍｎ、Ｃｏとの間に一定量添加することでＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｃｏ系金属間化合物を形成、晶出させ、Ｓｉ多量添加による高硬度化、高耐摩耗特性の保有が可能となる。したがって、母相中の固溶元素を抑制、制御することで最大限Ｓｉを添加させることができ、高亜鉛当量ながらもγ相が析出せず強度、靭性、耐衝撃性を維持することが可能であるとの知見を得た。
　即ち、Ｓｉ、その他元素の母相中への固溶を制御することで亜鉛当量５０％以上ながらもγ相析出による強度、靭性、耐衝撃性の劣化が発生せず、Ｓｉ添加による耐摩耗性向上を図ることが可能であることを見出した。
　本発明は上述の知見に基づき完成したもので、Ｓｉ添加により亜鉛当量５０％以上ながらもβ相＋γ相組織とならず、α相＋β相、α相＋β相＋γ相、β相のいずれかに該当した相組織を有し、強度、靭性、耐衝撃性を維持し高水準の耐摩耗性を保有した耐摩耗性銅合金を提供することを目的とする。
　本発明の要旨を説明する。
　質量比で、Ｚｎ：１０～４０％、Ａｌ：２～９％、Ｆｅ：０．４～３．５％、Ｎｉ：０．５～４．０％、Ｃｏ：０．３～２．０％、Ｍｎ：１．０～５．０％、Ｓｉ：０．３～３．５％を含有し、残余がＣｕ及び不可避不純物から成り、α相＋β相、α相＋β相＋γ相若しくはβ相の少なくとも１つにＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｎｉ－Ｃｏ系金属間化合物が分散した組織を有することを特徴とする耐摩耗性銅合金に係るものである。
　また、Ｆｅ、Ｍｎ，Ｃｏ及びＳｉの質量比が下式（１）を満たすことを特徴とする請求項１記載の耐摩耗性銅合金に係るものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000006
　また、各元素の質量比から下式（２）によって得られた値を下式（３）に代入した際、下式（３）を満たすことを特徴とする請求項１記載の耐摩耗性銅合金に係るものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000007
　ここで、左辺ＡＸは、右辺のＸにＣｕ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｚｎ、Ａｌ若しくはＮｉのいずれかの含有量を代入した際の値であり、右辺のＸに含有量を代入した元素を添え字としてＡＣｕ、ＡＳｎ、ＡＰｂ、ＡＺｎ、ＡＡｌ若しくはＡＮｉと表す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000008
　また、各元素の質量比から下式（２）によって得られた値を下式（３）に代入した際、下式（３）を満たすことを特徴とする請求項２記載の耐摩耗性銅合金に係るものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000009
　ここで、左辺ＡＸは、右辺のＸにＣｕ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｚｎ、Ａｌ若しくはＮｉのいずれかの含有量を代入した際の値であり、右辺のＸに含有量を代入した元素を添え字としてＡＣｕ、ＡＳｎ、ＡＰｂ、ＡＺｎ、ＡＡｌ若しくはＡＮｉと表す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000010
　本発明は上述のように構成したから、Ｓｉ添加により亜鉛当量５０％以上ながらもβ相＋γ相組織とならず、α相＋β相、α相＋β相＋γ相、β相のいずれかに該当した相組織を有し、強度、靭性、耐衝撃性を維持し高水準の耐摩耗性を保有した耐摩耗性銅合金となる。
供試材の金属組織の電子顕微鏡写真である。 供試材（実施例）の化学成分組成を示す表である。 供試材（比較例）の化学成分組成を示す表である。 供試材（実施例）の化学成分組成を示す表である。 供試材（比較例）の化学成分組成を示す表である。 供試材（実施例）の各種特性値を示す表である。 供試材（比較例）の各種特性値を示す表である。 シャルピー衝撃試験片の説明図である。 母相亜鉛当量と引張強さの関係を示すグラフである。 母相亜鉛当量と伸びの関係を示すグラフである。 母相亜鉛当量とシャルピー値の関係を示すグラフである。 大越式摩耗試験の相手材の説明図である。 ファビリー試験片の説明図である。 ファビリー試験の相手材の説明図である。 実施例と比較例の摩耗量を比較したグラフである。 実施例と比較例の摩耗量を比較したグラフである。 実施例と比較例のファビリー値を比較したグラフである。
　好適と考える本発明の実施形態を本発明の作用を示して簡単に説明する。
　本発明は、Ｓｉ添加によって高亜鉛当量ながらもγ相析出がしないため強度、靭性、耐衝撃性の著しい劣化が発生せず、α相＋β相、α相＋β相＋γ相若しくはβ相組織中にＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｎｉ－Ｃｏ系金属間化合物を晶出分散させることで耐摩耗性向上を図った耐摩耗性高力黄銅合金である。
　本発明において上記のように成分組成等を設定した理由について以下に説明する。
　Ｚｎは、母相中に固溶し、強度、硬度、耐摩耗性、母相組織を決定する。Ｚｎ量、その他添加元素量によって、母相組織がα相、α相＋β相＋γ相、α相＋β相、β相、β相＋γ相に決定されるが、Ｚｎが１０質量％未満であると硬さが不十分でアブレシブ摩耗が生じやすく耐摩耗性の悪化を招く。Ｚｎが４０質量％を超えるとＺｎによる母相強化は十分であるが、γ相が析出しない範囲でのＡｌ固溶による強化が不十分であり、また、鋳造時の亜鉛蒸発が著しいためＺｎの添加量を１０質量％～４０質量％とした。
　Ａｌは、金属間化合物形成に寄与し耐摩耗性を向上させ、また、母相中に固溶し強度、硬度、耐摩耗性、母相組織を決定する。Ａｌ量、その他添加元素量によって、母相組織がα相、α相＋β相＋γ相、α相＋β相、β相、β相＋γ相に決定されるが、Ａｌが２質量％未満であると硬さが不十分でアブレシブ摩耗が生じ易く耐摩耗性の悪化を招きやすい。Ａｌが９質量％を超えるとβ相が共析変態を示し易くなり、α相＋β相＋γ相中のγ相割合が多量となり靭性を悪化させるためＡｌの添加量を２質量％～９質量％とした。
　Ｆｅは、金属間化合物形成に寄与し耐摩耗性を向上させる。Ｆｅが０．４質量％未満であるとＳｉとの化合物形成に不十分であり、Ｆｅが３．５質量％を超えると固溶限付近であることから溶解時溶け残りが生じハードスポットとなるためＦｅの添加量を０．４質量％～３．５質量％とした。
　Ｎｉは、金属間化合物形成に寄与し耐摩耗性を向上させる。また、母相中に固溶し母相強度を向上させる。Ｎｉが０．５質量％未満であるとＮｉ固溶による母相強化が不十分であり、Ｎｉが４．０質量％を超えるとコストに見合った効果が得られないためＮｉの添加量を０．５質量％～４．０質量％とした。
　Ｃｏは、金属間化合物形成に寄与し耐摩耗性を向上させる。０．３質量％未満であると金属間化合物の球状化による延性向上を果たさず、また、Ｓｉとの化合物形成に不十分である。Ｃ０が２．０質量％を超えるとコストに見合った効果が得られないためＣｏの添加量を０．３質量％～２．０質量％とした。
　Ｍｎは、金属間化合物形成に寄与し耐摩耗性を向上させる。Ｍｎが１．０質量％未満であると金属間化合物形成に不十分であり耐摩耗性の悪化を招く。また、Ｍｎが５．０質量％を超えると針状金属間化合物生成過多により延性が悪化する。よって、Ｍｎの添加量を１．０質量％～５．０質量％とした。
　Ｓｉは、上述のＡｌ、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍｎと金属間化合物を形成し耐摩耗性を向上させる。Ｓｉが０．３質量％未満であると金属間化合物形成に不十分であり耐摩耗性の悪化を招く。Ｓｉが３．５質量％を超えると母相への固溶を抑制するＦｅ、Ｍｎ、Ｃｏが多量に必要となり、合わせて多量の金属間化合物が生成晶出することにより延性が低下するためＳｉの添加量を０．３質量％～３．５質量％とした。
　更に具体的には、本発明は、母相中へのＳｉ固溶を抑制し、高亜鉛当量で有るが故のγ相析出がないことを主旨としており、一定比率以上Ｓｉが存在した場合には母相中に固溶し、γ相析出を助長し強度、靭性、耐衝撃性の悪化を招く。そこで母相へのＳｉ固溶を抑えるため上記式（１）を満たす必要がある。
　上記式（１）は、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｏの１質量％辺りのＳｉと結合する質量％を示しており、左辺≧右辺で有る場合、Ｓｉの母相中の固溶は発生しない。しかしながら、他含有元素とのバランスによってγ相析出が発生するため、上記式（１）に加えて上記式（３）を満たし、他元素とのバランスを一定量に保つことでγ相の析出を発生させない構成とすることができる。また、上記式（３）の右辺で算出される値を以降は母相亜鉛当量と呼称する。
　本発明の具体的な実施例について図面に基づいて説明する。
　本発明合金に係る供試材の化学成分組成を図２，３に示す。Ｎｏ．１～８は本願請求項全てを満たす実施例、Ｎｏ．９～１７は比較例である（各成分の単位は質量％。式（１）及び式（３）を満たすものには〇、満たさないものには×を付した。）。これらは高周波溶解炉を用いて溶解し、それぞれJIS H 5120 B号金型に２個ずつ鋳造した。
　B号金型からJIS Z 2201 4号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に則り引張試験を行った。試験後、引張試験片チャック部を２０ｍｍで切断、樹脂埋め、鏡面研磨後、光学顕微鏡にて金属組織観察を行いα、β、γ相の有無について観察した金属組織を図１に示す。
　なお、亜鉛当量はGuilletの亜鉛当量係数によって下式（４）で求めた。
　　　亜鉛当量（％）＝(Ｙ+Σｑｔ)／(Ｘ＋Ｙ＋Σｑｔ)×１００（質量％）…（４）
　式（４）において、Ｘは合金中の実際のＣｕ含有率（質量％）、Ｙは合金中の実際のＺｎ含有率（質量％）、ｑはＣｕ、Ｚｎ以外の元素含有率（質量％）、ｔはＣｕ、Ｚｎ以外の元素の亜鉛当量係数である。そして、各元素の亜鉛当量係数は、Ｚｎ＝１、Ｓｉ＝１０、Ａｌ＝６、Ｓｎ＝２、Ｐｂ＝１、Ｆｅ＝０．９、Ｍｎ＝０．５、Ｎｉ＝－１．３である。なお、Ｃｏの亜鉛当量係数は未だ明確に規定されていないが、本明細書にあたっては０．５として計算する。
　また、耐衝撃特性を得るため、図４，５のＮｏ．１８～２７成分合金においてJIS Z 2202 Vノッチ試験片（図８）を採取し、JIS Z2242に則り室温にてシャルピー衝撃試験を行った。
　図４，５に示すＮｏ．１８～２２の実施例、Ｎｏ．２３～２６の比較例としてのCAC301～CAC304、Ｎｏ．２７の比較例としてのＭｎ－Ｓｉ系（特許文献１）の供試材について、それぞれ高周波溶解炉を用いJIS H 5120 B号金型を用いて作製した。
　これら供試材より耐摩耗性、耐焼付性を評価した。
　耐摩耗性は乾式にて大越式摩耗試験より評価した。
　　　　・試験片形状　　　１０ｔ×２０ｗ×８０Ｌ
　　　　・相手材　　　　　SCM415　浸炭焼入　HRC56～59（図１２）
　　　　・試験速度　　　　0.055、0.101、0.310、0.512 ｍ／ｓ   各３回
　　　　・荷重　　　　　　初期荷重４．５Ｎ   最終荷重６７Ｎ
　　　　・試験距離　　　　２００ｍ
　表面積の大きい面が試験面となり、試験片を固定し、相手材を直角に当て回転させる。荷重は連続的に増加し試験距離２００ｍ到達時６７Ｎである。評価は試験片の試験前、試験後の重量変化より比摩耗量を算出し、比摩耗量が大きいほど耐摩耗性が悪いと評価した。
　耐焼付性評価は油浸漬中にてファビリー試験より評価した。
　　　　・試験片　　　　　図１３
　　　　・相手材　　　　　SCM415　浸炭焼入　HRC56～59（図１４）
　　　　・試験速度　　　　３００ｒｐｍ
　　　　・試験荷重　　　　３０ｋｇｆ／ｓ
　　　　・油種　　　　　　シェル　ターボオイル　T32
　試験材を相手材で挟み相手材側から連続的に荷重を増加しピンを回転させた。評価は焼付が生じた段階までに供試材に与えた仕事量（ｋｇｆ・ｓ）を測定しファビリー値とした。ファビリー値が小さいほど、耐焼付性が悪いと評価した。
　金属組織、引張試験、シャルピー試験結果を図1、６、７、９、１０、１１に示し、大越式摩耗試験、ファビリー試験結果を図１５、１６、１７に示す。
　図１より、本実施例の金属組織は母相（α相＋β相＋γ相若しくはβ相）にＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｎｉ－Ｃｏ系金属間化合物が晶出、分散した組織を呈していることが確認できた。なお、母相がα相＋β相である場合も、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｎｉ－Ｃｏ系金属間化合物が晶出、分散した組織であると本実施例と同様の優れた耐摩耗特性を具備するものとなることを確認している。
　図２，３のＮｏ．９～１７においては図１のようにβ相＋γ相が確認される。これら比較例は式（１）または式（３）を満たさないため、母相がβ相＋γ相組織となった。式（１）を満たさない合金Ｎｏ．１６、１７においてはβ相＋γ相であるがため引張強さ、伸びがＮｏ．１～８より低い結果である。また、式（３）を満たさないが故にβ相＋γ相で構成される合金Ｎｏ．９～１５は図９、１０、１１に示すように各種特性の低下が見られ、特に図９の引張強さにおいては著しい低下が確認される。これらの結果より、機械的性質を一定量確保するには式（１）及び式（３）を満たす範囲内で合金を作製する必要がある。
　上記結果より、母相がβ相＋γ相組織では機械的性質が悪化するため、式（１）及び（３）を満たすことが必須であり、これらを満たす範囲において作製された供試材の摩耗特性は図１５、１６、１７に記される結果であった。
　図１５、１６は大越式摩耗試験（摩耗速度0.055ｍ／ｓ、0.101ｍ／ｓ）の結果であるが、実施例（Ｎｏ．１８～２２）は比較例（Ｎｏ．２３～２７）に比べ摩耗量が少なく、優れた耐摩耗性を保有していると言える。
　図１７にはファビリー試験結果を示すが、こちらも実施例（Ｎｏ．１８～２２）は比較例（Ｎｏ．２３～２７）に比べ優れた耐焼付性を保有していると言える。
　以上より、実施例はＳｉの母相への固溶を抑制し、かつ、他元素とのバランスをとることで亜鉛当量５０％以上ながらも母相がβ相＋γ相組織で構成されないが故、強度、靭性、耐衝撃性を一定量保有させた上で優れた耐摩耗特性を具備する耐摩耗性高力黄銅合金となる。よって、これらで構成される本発明合金はブッシュ、軸受等の摺動部材に適した材料といえる。

Claims (4)

  1. 　質量比で、Ｚｎ：１０～４０％、Ａｌ：２～９％、Ｆｅ：０．４～３．５％、Ｎｉ：０．５～４．０％、Ｃｏ：０．３～２．０％、Ｍｎ：１．０～５．０％、Ｓｉ：０．３～３．５％を含有し、残余がＣｕ及び不可避不純物から成り、α相＋β相、α相＋β相＋γ相若しくはβ相の少なくとも１つにＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｎｉ－Ｃｏ系金属間化合物が分散した組織を有することを特徴とする耐摩耗性銅合金。
  2. 　Ｆｅ、Ｍｎ，Ｃｏ及びＳｉの質量比が下式（１）を満たすことを特徴とする請求項１記載の耐摩耗性銅合金。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
  3. 　各元素の質量比から下式（２）によって得られた値を下式（３）に代入した際、下式（３）を満たすことを特徴とする請求項１記載の耐摩耗性銅合金。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
     　ここで、左辺ＡＸは、右辺のＸにＣｕ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｚｎ、Ａｌ若しくはＮｉのいずれかの含有量を代入した際の値であり、右辺のＸに含有量を代入した元素を添え字としてＡＣｕ、ＡＳｎ、ＡＰｂ、ＡＺｎ、ＡＡｌ若しくはＡＮｉと表す。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
  4. 　各元素の質量比から下式（２）によって得られた値を下式（３）に代入した際、下式（３）を満たすことを特徴とする請求項２記載の耐摩耗性銅合金。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
     　ここで、左辺ＡＸは、右辺のＸにＣｕ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｚｎ、Ａｌ若しくはＮｉのいずれかの含有量を代入した際の値であり、右辺のＸに含有量を代入した元素を添え字としてＡＣｕ、ＡＳｎ、ＡＰｂ、ＡＺｎ、ＡＡｌ若しくはＡＮｉと表す。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
PCT/JP2015/074702 2015-01-20 2015-08-31 耐摩耗性銅合金 Ceased WO2016117158A1 (ja)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015-008574 2015-01-20
JP2015008574A JP6046177B2 (ja) 2015-01-20 2015-01-20 耐摩耗性銅合金

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2016117158A1 true WO2016117158A1 (ja) 2016-07-28

Family

ID=56416721

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2015/074702 Ceased WO2016117158A1 (ja) 2015-01-20 2015-08-31 耐摩耗性銅合金

Country Status (3)

Country Link
JP (1) JP6046177B2 (ja)
TW (1) TWI662140B (ja)
WO (1) WO2016117158A1 (ja)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109881032B (zh) * 2019-03-11 2021-07-27 中南大学 一种高抗变色金色铜合金及制备方法
CN110863123A (zh) * 2019-11-29 2020-03-06 常熟市常氏瓶钳有限公司 一种制造瓶钳的铜合金配方
CN112522535B (zh) * 2020-12-08 2022-02-18 宁波正元铜合金有限公司 一种高强耐磨黄铜合金及其制备方法
CN114000008B (zh) * 2021-09-29 2022-06-24 宁波兴业盛泰集团有限公司 一种亚稳态难混溶铜铁合金及其制备方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63238258A (ja) * 1987-03-25 1988-10-04 Mitsubishi Metal Corp Ｃｕ系合金製変速機用同期リング
JPH09316570A (ja) * 1996-05-30 1997-12-09 Chuetsu Gokin Chuko Kk ワンウェイクラッチ用エンドベアリング及び その他の摺動部品

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA2813495C (en) * 2010-10-25 2015-09-01 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. Pressure resistant and corrosion resistant copper alloy, brazed structure, and method of manufacturing brazed structure
WO2015004940A1 (ja) * 2013-07-10 2015-01-15 三菱マテリアル株式会社 電子・電気機器用銅合金、電子・電気機器用銅合金薄板、電子・電気機器用導電部品及び端子

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63238258A (ja) * 1987-03-25 1988-10-04 Mitsubishi Metal Corp Ｃｕ系合金製変速機用同期リング
JPH09316570A (ja) * 1996-05-30 1997-12-09 Chuetsu Gokin Chuko Kk ワンウェイクラッチ用エンドベアリング及び その他の摺動部品

Also Published As

Publication number Publication date
JP6046177B2 (ja) 2016-12-14
TWI662140B (zh) 2019-06-11
JP2016132803A (ja) 2016-07-25
TW201627506A (zh) 2016-08-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5342882B2 (ja) 摺動部材用高力黄銅合金および摺動部材
JP5703881B2 (ja) 高強度マグネシウム合金およびその製造方法
JP5868510B2 (ja) 快削性無鉛銅合金及びその製造方法
EP3031569B1 (en) Cu-added ni-cr-fe-based alloy brazing material
KR20170088355A (ko) 구리를 포함하는 금속 합금
WO2016166779A1 (ja) ダイカスト用アルミニウム合金およびこれを用いたアルミニウム合金ダイカスト
KR101756016B1 (ko) 다이캐스팅용 알루미늄 합금 및 이를 이용하여 제조한 알루미늄 합금의 열처리 방법
CN104018024B (zh) 青铜合金及其制造方法、使用青铜合金的滑动构件
JP5305323B2 (ja) ダイカスト用Ｚｎ合金およびダイカスト用Ｚｎ合金を用いたダイカスト部材の製造方法
JP2021511435A (ja) 鉛とビスマスが添加されていない快削性無鉛銅合金
JP6046177B2 (ja) 耐摩耗性銅合金
JP2016079498A (ja) シリンダライナ用ねずみ鋳鉄及びそれを用いたシリンダライナの製造方法
KR102546211B1 (ko) 알루미늄 합금
US20120258809A1 (en) Copper-tin multicomponent bronze containing hard phases, production process and use
US11091821B2 (en) Copper-based alloy
KR102489980B1 (ko) 알루미늄 합금
TW202444931A (zh) 快削性銅合金鑄件、及快削性銅合金鑄件的製造方法
KR20190054825A (ko) 내마모성 동합금 및 이의 제조방법
JP3920656B2 (ja) ホウ素含有高剛性Ａｌ合金
JP5449754B2 (ja) エンジンまたはコンプレッサーのピストンの鍛造方法
WO2020115932A1 (ja) 銅合金
JP6415096B2 (ja) 複合微細組織を有する耐摩耗性合金
KR101830841B1 (ko) 고내마모성을 갖는 싱크로나이저 링용 동합금 및 이의 제조방법
JP6415097B2 (ja) 複合微細組織を有する耐摩耗性合金
WO2013114582A1 (ja) 耐摩耗性、押出性、鍛造加工性に優れたアルミニウム合金

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 15878847

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 15878847

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1