JPH0931571A - 耐摩耗性銅系焼結合金 - Google Patents
耐摩耗性銅系焼結合金Info
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- JPH0931571A JPH0931571A JP7180344A JP18034495A JPH0931571A JP H0931571 A JPH0931571 A JP H0931571A JP 7180344 A JP7180344 A JP 7180344A JP 18034495 A JP18034495 A JP 18034495A JP H0931571 A JPH0931571 A JP H0931571A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 従来の耐摩耗性鉄系焼結合金と同等の耐摩耗
性があり、従来の耐摩耗性鉄系焼結合金に比べて熱伝導
率にかなり優れていて放熱特性が良好である耐摩耗性銅
系焼結合金を提供する。 【構成】 重量比で、全体組成が、Ｎｉ：１．７〜５．
９％、Ｃｏ：１．７〜９．５％、Ｓｉ：０．５〜１．７
％、Ｓｎ：０．１７〜１．００％、Ｃｒ：０．２〜１．
５％、Ｍｏ：０．８〜４．５％、残部実質的にＣｕから
なり、気孔を除く合金の組織が、Ｎｉ：２〜６％、Ｓ
ｉ：０．５〜１．５％、Ｓｎ：０．２〜１．０％、残部
実質的にＣｕからなる組成の基地中に、Ｓｉ：２．２〜
２．７％、Ｃｒ：７．５〜９．５％、Ｍｏ：２７〜３０
％、残部実質的にＣｏからなる組成の硬質相が３〜１５
％分散しており、基地中に粒径が１〜１０ｎｍの微細な
Ｎｉ２Ｓｉ金属間化合物が析出分散している耐摩耗性銅
系焼結合金。
性があり、従来の耐摩耗性鉄系焼結合金に比べて熱伝導
率にかなり優れていて放熱特性が良好である耐摩耗性銅
系焼結合金を提供する。 【構成】 重量比で、全体組成が、Ｎｉ：１．７〜５．
９％、Ｃｏ：１．７〜９．５％、Ｓｉ：０．５〜１．７
％、Ｓｎ：０．１７〜１．００％、Ｃｒ：０．２〜１．
５％、Ｍｏ：０．８〜４．５％、残部実質的にＣｕから
なり、気孔を除く合金の組織が、Ｎｉ：２〜６％、Ｓ
ｉ：０．５〜１．５％、Ｓｎ：０．２〜１．０％、残部
実質的にＣｕからなる組成の基地中に、Ｓｉ：２．２〜
２．７％、Ｃｒ：７．５〜９．５％、Ｍｏ：２７〜３０
％、残部実質的にＣｏからなる組成の硬質相が３〜１５
％分散しており、基地中に粒径が１〜１０ｎｍの微細な
Ｎｉ２Ｓｉ金属間化合物が析出分散している耐摩耗性銅
系焼結合金。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、耐摩耗性および熱伝
導性に優れる銅系焼結合金に関するもので、例えば、内
燃機関の弁座などに利用することができる耐摩耗性銅系
焼結合金に関するものである。
導性に優れる銅系焼結合金に関するもので、例えば、内
燃機関の弁座などに利用することができる耐摩耗性銅系
焼結合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車用エンジンのポート部分に設けら
れる弁座は、弁との衝撃や摺動に対する耐摩耗性、燃焼
ガスに対する耐蝕性に優れていることが要求され、これ
らの特性を低温から高温までの広い温度範囲で発揮する
ことが必要とされている。そのため、従来において弁座
用合金としては、合金鋼組成の基地合金中に金属間化合
物が分散した鉄系焼結合金が用いられている。
れる弁座は、弁との衝撃や摺動に対する耐摩耗性、燃焼
ガスに対する耐蝕性に優れていることが要求され、これ
らの特性を低温から高温までの広い温度範囲で発揮する
ことが必要とされている。そのため、従来において弁座
用合金としては、合金鋼組成の基地合金中に金属間化合
物が分散した鉄系焼結合金が用いられている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】自動車用エンジンは、
燃費および出力向上のため、燃焼効率を高める改良が常
に行われている。そのため、燃焼室内が高温化し、ノッ
キングの発生や燃焼室周りの部品の劣化などの問題が発
生することもありうる。
燃費および出力向上のため、燃焼効率を高める改良が常
に行われている。そのため、燃焼室内が高温化し、ノッ
キングの発生や燃焼室周りの部品の劣化などの問題が発
生することもありうる。
【０００４】そこで、燃焼室内の温度を低くするには、
燃焼時に発生する熱を効率良く燃焼室外へ放熱すること
が必要であるが、従来の鉄系焼結合金は、熱伝導性があ
まり良くないため、燃焼時に発生する熱を効率良く燃焼
室外へ放熱することはできがたいものである。
燃焼時に発生する熱を効率良く燃焼室外へ放熱すること
が必要であるが、従来の鉄系焼結合金は、熱伝導性があ
まり良くないため、燃焼時に発生する熱を効率良く燃焼
室外へ放熱することはできがたいものである。
【０００５】一般的に、熱伝導性の良い材料として知ら
れているのは銅合金であり、その内で耐摩耗性にも優れ
る合金としては、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ合金（例えば、Ｃｕ
−３〜４重量％Ｎｉ−０．８〜１．０重量％ＳｉのＣｏ
ｒｓｏｎ合金）や２重量％前後のＢｅを含有するベリリ
ウム銅合金等のように、析出硬化型の合金を挙げること
ができる。
れているのは銅合金であり、その内で耐摩耗性にも優れ
る合金としては、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ合金（例えば、Ｃｕ
−３〜４重量％Ｎｉ−０．８〜１．０重量％ＳｉのＣｏ
ｒｓｏｎ合金）や２重量％前後のＢｅを含有するベリリ
ウム銅合金等のように、析出硬化型の合金を挙げること
ができる。
【０００６】しかし、発明者が試験を行った結果によれ
ば、これらの銅系合金は、弁座に用いた場合、凝着によ
る摩耗が発生し、特に、高温環境では摩耗が著しいとい
う難点があり、このような難点を解決することが課題で
あった。
ば、これらの銅系合金は、弁座に用いた場合、凝着によ
る摩耗が発生し、特に、高温環境では摩耗が著しいとい
う難点があり、このような難点を解決することが課題で
あった。
【０００７】
【発明の目的】この発明は、このような事情を背景とし
てなされたものであって、銅系合金の良好なる熱伝導性
および粉末冶金法の特徴を活かし、前記した析出硬化型
銅系合金よりもさらに優れた耐摩耗性を有し、従来の耐
摩耗性鉄系焼結合金と同等の優れた耐摩耗性のある銅系
焼結合金を提供することを目的とするものである。
てなされたものであって、銅系合金の良好なる熱伝導性
および粉末冶金法の特徴を活かし、前記した析出硬化型
銅系合金よりもさらに優れた耐摩耗性を有し、従来の耐
摩耗性鉄系焼結合金と同等の優れた耐摩耗性のある銅系
焼結合金を提供することを目的とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】そのため、この発明によ
る銅系焼結合金は、請求項１に記載しているように、重
量比で、全体組成が、Ｎｉ：１．７〜５．９％、Ｃｏ：
１．７〜９．５％、Ｓｉ：０．５〜１．７％、Ｓｎ：
０．１７〜１．００％、Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｍ
ｏ：０．８〜４．５％、残部実質的にＣｕからなり、気
孔を除く合金組織が、Ｎｉ：２〜６％、Ｓｉ：０．５〜
１．５％、Ｓｎ：０．２〜１．０％、残部実質的にＣｕ
からなる組成の基地中に、Ｓｉ：２．２〜２．７％、Ｃ
ｒ：７．５〜９．５％、Ｍｏ：２７〜３０％、残部実質
的にＣｏからなる組成の硬質相が３〜１５％分散してい
るものとしたことを特徴としている。
る銅系焼結合金は、請求項１に記載しているように、重
量比で、全体組成が、Ｎｉ：１．７〜５．９％、Ｃｏ：
１．７〜９．５％、Ｓｉ：０．５〜１．７％、Ｓｎ：
０．１７〜１．００％、Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｍ
ｏ：０．８〜４．５％、残部実質的にＣｕからなり、気
孔を除く合金組織が、Ｎｉ：２〜６％、Ｓｉ：０．５〜
１．５％、Ｓｎ：０．２〜１．０％、残部実質的にＣｕ
からなる組成の基地中に、Ｓｉ：２．２〜２．７％、Ｃ
ｒ：７．５〜９．５％、Ｍｏ：２７〜３０％、残部実質
的にＣｏからなる組成の硬質相が３〜１５％分散してい
るものとしたことを特徴としている。
【０００９】この銅系焼結合金において、基地中の組成
は各元素ごとの金属粉または二元系合金の形で添加され
た混合粉を圧粉、焼結して調製したものとすることがで
き、硬質相は合金粉の形で添加されたものとすることが
できる。
は各元素ごとの金属粉または二元系合金の形で添加され
た混合粉を圧粉、焼結して調製したものとすることがで
き、硬質相は合金粉の形で添加されたものとすることが
できる。
【００１０】また、焼結されたままの合金であっても使
用することができるが、基地合金は析出硬化性のある組
成であり、請求項２に記載しているように、より多くの
Ｎｉ２Ｓｉ金属間化合物が析出したものとなるように、
溶体化および時効処理を行った合金であるものとするこ
とが好ましい。そして、請求項３に記載しているよう
に、基地合金中に析出したＮｉ２Ｓｉ金属間化合物の粒
径は１〜１０ｎｍ程度の範囲内であるものとすることが
望ましい。また、この場合の溶体化処理は、温度：９５
０℃前後の焼結温度から急速冷却するか、焼結体を再加
熱して同様に冷却することによって行われるものとする
ことが望ましい。さらに、時効処理は、温度：４５０〜
５５０℃で時間：１〜１．５ｈ程度で保持することによ
って行われるものとすることが望ましい。
用することができるが、基地合金は析出硬化性のある組
成であり、請求項２に記載しているように、より多くの
Ｎｉ２Ｓｉ金属間化合物が析出したものとなるように、
溶体化および時効処理を行った合金であるものとするこ
とが好ましい。そして、請求項３に記載しているよう
に、基地合金中に析出したＮｉ２Ｓｉ金属間化合物の粒
径は１〜１０ｎｍ程度の範囲内であるものとすることが
望ましい。また、この場合の溶体化処理は、温度：９５
０℃前後の焼結温度から急速冷却するか、焼結体を再加
熱して同様に冷却することによって行われるものとする
ことが望ましい。さらに、時効処理は、温度：４５０〜
５５０℃で時間：１〜１．５ｈ程度で保持することによ
って行われるものとすることが望ましい。
【００１１】また、焼結合金の気孔が少ないと耐摩耗性
が向上するので、請求項４に記載しているように、焼結
体を鍛造等により圧縮して気孔を減少させた合金である
ものとすることも場合によっては好ましい。
が向上するので、請求項４に記載しているように、焼結
体を鍛造等により圧縮して気孔を減少させた合金である
ものとすることも場合によっては好ましい。
【００１２】
【発明の作用】この発明による銅系焼結合金は、請求項
１に記載しているように、重量比で、全体組成が、Ｎ
ｉ：１．７〜５．９％、Ｃｏ：１．７〜９．５％、Ｓ
ｉ：０．５〜１．７％、Ｓｎ：０．１７〜１．００％、
Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．８〜４．５％、残
部実質的にＣｕからなり、気孔を除く合金の組織が、Ｎ
ｉ：２〜６％、Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｓｎ：０．２
〜１．０％、残部実質的にＣｕからなる組成の基地中
に、Ｓｉ：２．２〜２．７％、Ｃｒ：７．５〜９．５
％、Ｍｏ：２７〜３０％、残部実質的にＣｏからなる組
成の硬質相が３〜１５％分散しているものであり、高熱
伝導性が期待できる銅合金材料を基地としたものであ
る。そして、基地は、高熱伝導性を維持して強度および
摺動耐摩耗性を付与するためＮｉおよびＳｉを添加し、
とくに望ましくは請求項２に記載しているように、Ｎｉ
２Ｓｉ金属間化合物を析出させ、Ｓｎを添加して基地強
化を図っている。
１に記載しているように、重量比で、全体組成が、Ｎ
ｉ：１．７〜５．９％、Ｃｏ：１．７〜９．５％、Ｓ
ｉ：０．５〜１．７％、Ｓｎ：０．１７〜１．００％、
Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．８〜４．５％、残
部実質的にＣｕからなり、気孔を除く合金の組織が、Ｎ
ｉ：２〜６％、Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｓｎ：０．２
〜１．０％、残部実質的にＣｕからなる組成の基地中
に、Ｓｉ：２．２〜２．７％、Ｃｒ：７．５〜９．５
％、Ｍｏ：２７〜３０％、残部実質的にＣｏからなる組
成の硬質相が３〜１５％分散しているものであり、高熱
伝導性が期待できる銅合金材料を基地としたものであ
る。そして、基地は、高熱伝導性を維持して強度および
摺動耐摩耗性を付与するためＮｉおよびＳｉを添加し、
とくに望ましくは請求項２に記載しているように、Ｎｉ
２Ｓｉ金属間化合物を析出させ、Ｓｎを添加して基地強
化を図っている。
【００１３】さらに、基地の間にビッカース硬さが６０
０〜１１００程度のＣｏ基合金の硬質粒子を重量比で３
〜１５％分散させることにより、特に高温における凝着
摩耗を防止して、合金全体として高熱伝導性と高耐摩耗
性とを兼ね備えるように合金設計されている。
０〜１１００程度のＣｏ基合金の硬質粒子を重量比で３
〜１５％分散させることにより、特に高温における凝着
摩耗を防止して、合金全体として高熱伝導性と高耐摩耗
性とを兼ね備えるように合金設計されている。
【００１４】各組成の限定理由は下記の通りである。含
有量は重量％である。
有量は重量％である。
【００１５】（１）基地中のＮｉおよびＳｉ ＮｉとＳｉは、Ｎｉ２Ｓｉ金属間化合物となって析出す
ることで、硬さ、材料強度、摺動に対する耐摩耗性の向
上に寄与する。そして、このＮｉ２Ｓｉ金属間化合物は
熱伝導性をあまり低下させない利点がある。しかし、Ｎ
ｉ、Ｓｉが銅のα相中に固溶されたままの場合は、熱伝
導性が低下するので好ましくない。
ることで、硬さ、材料強度、摺動に対する耐摩耗性の向
上に寄与する。そして、このＮｉ２Ｓｉ金属間化合物は
熱伝導性をあまり低下させない利点がある。しかし、Ｎ
ｉ、Ｓｉが銅のα相中に固溶されたままの場合は、熱伝
導性が低下するので好ましくない。
【００１６】Ｎｉは、２％以上で強度および耐摩耗性が
向上するが、６％を超えて添加しても強度および耐摩耗
性は向上することがなく、熱伝導性は低下する傾向を示
すので、２〜６％とする。
向上するが、６％を超えて添加しても強度および耐摩耗
性は向上することがなく、熱伝導性は低下する傾向を示
すので、２〜６％とする。
【００１７】Ｓｉは、０．５％以上で耐摩耗性が向上す
るが、１．５％を超えても耐摩耗性がそれ以上向上しな
いと共にＳｉの多量添加は焼結時の液相発生量が多くな
って寸法精度上の問題が出てくるので、０．５〜１．５
％とする。
るが、１．５％を超えても耐摩耗性がそれ以上向上しな
いと共にＳｉの多量添加は焼結時の液相発生量が多くな
って寸法精度上の問題が出てくるので、０．５〜１．５
％とする。
【００１８】（２）基地中のＳｎ ＳｎはＣｕに固溶して基地を強化し、凝着摩耗を減少す
る効果がある。そして、０．２％以上でその効果が認め
られる。一方、Ｓｎ含有量の増加により、熱伝導率はほ
ぼ一次関数的に低下する。そして、熱伝導率がＳｎを含
有しない場合の５０％以上となるＳｎ含有量は１％以下
である。このことから、Ｓｎ含有量を０．２〜１％とす
る。
る効果がある。そして、０．２％以上でその効果が認め
られる。一方、Ｓｎ含有量の増加により、熱伝導率はほ
ぼ一次関数的に低下する。そして、熱伝導率がＳｎを含
有しない場合の５０％以上となるＳｎ含有量は１％以下
である。このことから、Ｓｎ含有量を０．２〜１％とす
る。
【００１９】（３）Ｃｏ基硬質粒子 前記の基地合金中に硬さの高い合金粒子を所定量分散さ
せると、凝着摩耗が減少する。この場合、３％以上の分
散で効果が認められるが、１５％を超えて分散させても
それ以上の効果はなく、かえって熱伝導率が低下するの
で、硬質粒子の分散量は３〜１５％とする。
せると、凝着摩耗が減少する。この場合、３％以上の分
散で効果が認められるが、１５％を超えて分散させても
それ以上の効果はなく、かえって熱伝導率が低下するの
で、硬質粒子の分散量は３〜１５％とする。
【００２０】その硬質粒子としては、基地合金中に拡散
しないもので、マイクロビッカース硬さが６００〜１１
００程度であり、かつ粒子径が４４μｍ以下（３５０メ
ッシュ篩下）のものが好ましく、Ｃｏ基耐熱合金が最適
である。Ｃｏ基耐熱合金の粉末組成は、Ｃｒ：７．５〜
９．５％、Ｍｏ：２７〜３０％、Ｓｉ：２．２〜２．７
％および残部実質的にＣｏからなり、この組成の粉末を
用いることにより、いずれも同等の作用効果がある。
しないもので、マイクロビッカース硬さが６００〜１１
００程度であり、かつ粒子径が４４μｍ以下（３５０メ
ッシュ篩下）のものが好ましく、Ｃｏ基耐熱合金が最適
である。Ｃｏ基耐熱合金の粉末組成は、Ｃｒ：７．５〜
９．５％、Ｍｏ：２７〜３０％、Ｓｉ：２．２〜２．７
％および残部実質的にＣｏからなり、この組成の粉末を
用いることにより、いずれも同等の作用効果がある。
【００２１】（４）全体組成 前記した基地中のＮｉ、Ｓｉ、Ｓｎの含有量とＣｏ基硬
質粒子の組成および含有量の特定により、全体組成は、
Ｎｉ：１．７〜５．９％、Ｃｏ：１．７〜９．５％、Ｓ
ｉ：０．５〜１．７％、Ｓｎ：０．１７〜１．００％、
Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．８〜４．５％、残
部実質的にＣｕからなるものとなる。
質粒子の組成および含有量の特定により、全体組成は、
Ｎｉ：１．７〜５．９％、Ｃｏ：１．７〜９．５％、Ｓ
ｉ：０．５〜１．７％、Ｓｎ：０．１７〜１．００％、
Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．８〜４．５％、残
部実質的にＣｕからなるものとなる。
【００２２】（５）溶体化および時効処理 温度：９５０℃前後で焼結した後、通常の冷却速度の毎
分約１０℃程度で冷却された焼結体であっても、基地合
金中にＮｉ２Ｓｉ金属間化合物が析出する。
分約１０℃程度で冷却された焼結体であっても、基地合
金中にＮｉ２Ｓｉ金属間化合物が析出する。
【００２３】また、焼結中の温度ないし冷却過程の９０
０℃程度から急冷するか、または焼結体を９５０℃程度
に再加熱して急冷することによる溶体化処理を施した
後、温度：４５０〜５５０℃で時間：１〜１．５ｈｒ加
熱する時効処理を施すと、析出が微細になる。
０℃程度から急冷するか、または焼結体を９５０℃程度
に再加熱して急冷することによる溶体化処理を施した
後、温度：４５０〜５５０℃で時間：１〜１．５ｈｒ加
熱する時効処理を施すと、析出が微細になる。
【００２４】基地合金中に分散するＮｉ２Ｓｉ金属間化
合物の大きさは小さい方がよく、１〜１０ｎｍが好まし
い。そのためには、急冷による溶体化処理を施すことが
好ましい。
合物の大きさは小さい方がよく、１〜１０ｎｍが好まし
い。そのためには、急冷による溶体化処理を施すことが
好ましい。
【００２５】
【実施例】以下、実施例により本発明を詳細に説明す
る。なお、配合割合および組成は重量％である。
る。なお、配合割合および組成は重量％である。
【００２６】実施例１ この実施例１では、下記の粉末を用意した。
【００２７】 （１）電解銅粉 粒度：−２００メッシュ （２）Ｎｉ粉 粒度：１０μｍ以下 （３）Ｓｉ粉 粒度：１０μｍ以下 （４）Ｓｎ粉 粒度：−２５０メッシュ （５）硬質粒子 粒度：−１００メッシュ 組成：２８％Ｍｏ−８％Ｃｒ−２．５％Ｓｉ−残Ｃｏ （６）ステアリン酸亜鉛粉 これらの粉末を表１の試料番号Ｎｏ．１〜１３に示す割
合となるように混合したのち、各混合粉末を圧力：５８
８ＭＰａで圧縮してリング形状の圧粉体を作成し、次い
で、各圧粉体を分解アンモニアガス中で温度：９５０℃
で焼結し、炉中冷却した。
合となるように混合したのち、各混合粉末を圧力：５８
８ＭＰａで圧縮してリング形状の圧粉体を作成し、次い
で、各圧粉体を分解アンモニアガス中で温度：９５０℃
で焼結し、炉中冷却した。
【００２８】次に、各焼結体を再度分解アンモニアガス
中で温度：９５０℃に加熱して時間：１ｈ保持したのち
水中に投入して溶体化処理し、さらに分解アンモニアガ
ス中において、温度：５００℃で時間：１ｈ加熱して時
効処理した。
中で温度：９５０℃に加熱して時間：１ｈ保持したのち
水中に投入して溶体化処理し、さらに分解アンモニアガ
ス中において、温度：５００℃で時間：１ｈ加熱して時
効処理した。
【００２９】また、他の比較試料（Ｎｏ．１４）とし
て、特公平５−５５５９３号公報に記載の鉄系焼結合金
で同じ形状の焼結体試料を作成した。このときの基地組
成は、６．５％Ｃｏ−１．５％Ｎｉ−１．５％Ｍｏ−
０．８％Ｃ−残部Ｆｅであり、この基地中に２８％Ｍｏ
−８％Ｃｒ−２．５％Ｓｉ−残部Ｃｏの硬質粒子が１５
％分散した組織を有するものであり、密度は６．９ｇ／
ｃｍ３のものである。
て、特公平５−５５５９３号公報に記載の鉄系焼結合金
で同じ形状の焼結体試料を作成した。このときの基地組
成は、６．５％Ｃｏ−１．５％Ｎｉ−１．５％Ｍｏ−
０．８％Ｃ−残部Ｆｅであり、この基地中に２８％Ｍｏ
−８％Ｃｒ−２．５％Ｓｉ−残部Ｃｏの硬質粒子が１５
％分散した組織を有するものであり、密度は６．９ｇ／
ｃｍ３のものである。
【００３０】
【表１】
【００３１】これらの試料Ｎｏ．１〜１４の焼結体につ
いてそれぞれの熱伝導率を測定すると共に、各焼結体を
弁座寸法形状に切削加工し、模擬エンジン台上試験機に
組み込み、運転した後の弁座シート面の摩耗量を測定比
較した。
いてそれぞれの熱伝導率を測定すると共に、各焼結体を
弁座寸法形状に切削加工し、模擬エンジン台上試験機に
組み込み、運転した後の弁座シート面の摩耗量を測定比
較した。
【００３２】台上試験は、エンジンヘッドに弁座を組み
込み、弁座近傍をプロパンガス燃焼炎で加熱しながらカ
ムシャフトをモータで回転する方法を採用した。
込み、弁座近傍をプロパンガス燃焼炎で加熱しながらカ
ムシャフトをモータで回転する方法を採用した。
【００３３】これらの結果を表２に示す。
【００３４】
【表２】
【００３５】表１および表２より明らかなように、本発
明材であるＮｏ．１〜１１は、従来の鉄系合金試料であ
るＮｏ．１４と同等程度の優れた耐摩耗性を示してい
る。一方、熱伝導率は発明材である試料Ｎｏ．１〜１１
の方が従来の鉄系合金試料であるＮｏ．１４に比べてか
なり高い値を示すことが明らかであり、従来の鉄系合金
を使用した弁座に比べて、燃焼時に発生する燃焼熱を効
率良く燃焼室外へ放熱できるものであった。
明材であるＮｏ．１〜１１は、従来の鉄系合金試料であ
るＮｏ．１４と同等程度の優れた耐摩耗性を示してい
る。一方、熱伝導率は発明材である試料Ｎｏ．１〜１１
の方が従来の鉄系合金試料であるＮｏ．１４に比べてか
なり高い値を示すことが明らかであり、従来の鉄系合金
を使用した弁座に比べて、燃焼時に発生する燃焼熱を効
率良く燃焼室外へ放熱できるものであった。
【００３６】また、基地中にＳｎを含まない試料Ｎｏ．
１２では、熱伝導率は著しく高い値を示すものの、凝着
摩耗を生じやすいため、摩耗量はかなり大きな値を示
し、さらに、硬質粒子を含まない試料Ｎｏ．１３におい
ても熱伝導率はかなり高い値を示すものの摩耗量は著し
く多いものとなっていた。
１２では、熱伝導率は著しく高い値を示すものの、凝着
摩耗を生じやすいため、摩耗量はかなり大きな値を示
し、さらに、硬質粒子を含まない試料Ｎｏ．１３におい
ても熱伝導率はかなり高い値を示すものの摩耗量は著し
く多いものとなっていた。
【００３７】実施例２ 実施例１と同じ粉末を用意し、Ｓｎ量を０．５％、硬質
粒子量を１０％と一定にすると共に、Ｎｉ量およびＳｉ
量を図１に示すごとく変化させて各粉末を混合したの
ち、各混合粉末を圧力：５８８ＭＰａで圧縮してリング
形状の圧粉体を作成し、次いで、各圧粉体を分解アンモ
ニアガス中で温度：９５０℃で焼結し、炉中冷却した。
粒子量を１０％と一定にすると共に、Ｎｉ量およびＳｉ
量を図１に示すごとく変化させて各粉末を混合したの
ち、各混合粉末を圧力：５８８ＭＰａで圧縮してリング
形状の圧粉体を作成し、次いで、各圧粉体を分解アンモ
ニアガス中で温度：９５０℃で焼結し、炉中冷却した。
【００３８】次に、各焼結体を再度分解アンモニアガス
中で温度：９５０℃に加熱して時間：１ｈ保持したのち
水中に投入して溶体化処理し、さらに分解アンモニアガ
ス中において、温度：５００℃で時間：１ｈ加熱して時
効処理した。
中で温度：９５０℃に加熱して時間：１ｈ保持したのち
水中に投入して溶体化処理し、さらに分解アンモニアガ
ス中において、温度：５００℃で時間：１ｈ加熱して時
効処理した。
【００３９】次いで、これらの各焼結体について熱伝導
率を測定すると共に、実施例１と同様にして弁座シート
面の摩耗量を測定したところ、図１に示す結果であっ
た。
率を測定すると共に、実施例１と同様にして弁座シート
面の摩耗量を測定したところ、図１に示す結果であっ
た。
【００４０】図１は、基地中のＮｉおよびＳｉ含有量が
熱伝導率および摩耗量に及ぼす影響を示す試験データで
あって、基地中のＳｎ含有量を０．５％、硬質粒子含有
量を１０％で一定とした例で示してある。
熱伝導率および摩耗量に及ぼす影響を示す試験データで
あって、基地中のＳｎ含有量を０．５％、硬質粒子含有
量を１０％で一定とした例で示してある。
【００４１】図１より明らかなように、熱伝導率は、鉄
系の２８Ｗ／（ｍ・Ｋ）に比べれば、どの試料もかなり
高い値であるが、基地中のＳｉ含有量が０．２５％のも
のは、基地中のＮｉ含有量が増加するにつれて熱伝導率
が大きく低下する傾向を示しており、基地中のＳｉ含有
量が０．５％および１．０％のものはＮｉ含有量の増加
による熱伝導率の低下傾向が小さくなり、基地中のＳｉ
含有量が１．５％および２．０％のものは、基地中のＮ
ｉ含有量が増加するにつれて熱伝導率が上昇し、Ｎｉ含
有量が４〜７％で最大値を示している。
系の２８Ｗ／（ｍ・Ｋ）に比べれば、どの試料もかなり
高い値であるが、基地中のＳｉ含有量が０．２５％のも
のは、基地中のＮｉ含有量が増加するにつれて熱伝導率
が大きく低下する傾向を示しており、基地中のＳｉ含有
量が０．５％および１．０％のものはＮｉ含有量の増加
による熱伝導率の低下傾向が小さくなり、基地中のＳｉ
含有量が１．５％および２．０％のものは、基地中のＮ
ｉ含有量が増加するにつれて熱伝導率が上昇し、Ｎｉ含
有量が４〜７％で最大値を示している。
【００４２】一方、摩耗量は、基地中のＮｉ含有量が２
％以上で低下し、３〜７％の範囲でほぼ同じ摩耗量を示
す。また、基地中のＳｉ含有量が０．５％以上で耐摩耗
性向上の効果が顕著になっている。
％以上で低下し、３〜７％の範囲でほぼ同じ摩耗量を示
す。また、基地中のＳｉ含有量が０．５％以上で耐摩耗
性向上の効果が顕著になっている。
【００４３】このことから、基地中のＮｉ含有量は、２
％以上で耐摩耗性および熱伝導性が向上し、６％を超え
ても耐摩耗性の向上がないと共に熱伝導率が低下するこ
とから、２〜６％の範囲が好適である。
％以上で耐摩耗性および熱伝導性が向上し、６％を超え
ても耐摩耗性の向上がないと共に熱伝導率が低下するこ
とから、２〜６％の範囲が好適である。
【００４４】また、基地中のＳｉ含有量は、０．５％以
上で耐摩耗性が向上するが、１．５％を超えて添加する
と、焼結時の液相発生量が多くなり、寸法精度上の問題
が出てくるので、０．５〜１．５％が好適であるという
ことができる。
上で耐摩耗性が向上するが、１．５％を超えて添加する
と、焼結時の液相発生量が多くなり、寸法精度上の問題
が出てくるので、０．５〜１．５％が好適であるという
ことができる。
【００４５】実施例３ 実施例１と同じ粉末を用意し、Ｎｉ量を４％、Ｓｉ量を
１％、硬質粒子量を１０％と一定にすると共に、Ｓｎ量
を図２に示すごとく変化させて各粉末を混合したのち、
各混合粉末を圧力：５８８ＭＰａで圧縮してリング形状
の圧粉体を作成し、次いで、各圧粉体を分解アンモニア
ガス中で温度：９５０℃で焼結し、炉中冷却した。
１％、硬質粒子量を１０％と一定にすると共に、Ｓｎ量
を図２に示すごとく変化させて各粉末を混合したのち、
各混合粉末を圧力：５８８ＭＰａで圧縮してリング形状
の圧粉体を作成し、次いで、各圧粉体を分解アンモニア
ガス中で温度：９５０℃で焼結し、炉中冷却した。
【００４６】次に、各焼結体を再度分解アンモニアガス
中で温度：９５０℃に加熱して時間：１ｈ保持したのち
水中に投入して溶体化処理し、さらに分解アンモニアガ
ス中において、温度：５００℃で時間：１ｈ加熱して時
効処理した。
中で温度：９５０℃に加熱して時間：１ｈ保持したのち
水中に投入して溶体化処理し、さらに分解アンモニアガ
ス中において、温度：５００℃で時間：１ｈ加熱して時
効処理した。
【００４７】次いで、これらの各焼結体について熱伝導
率を測定すると共に、実施例１と同様にして弁座シート
面の摩耗量を測定したところ、図２に示す結果であっ
た。
率を測定すると共に、実施例１と同様にして弁座シート
面の摩耗量を測定したところ、図２に示す結果であっ
た。
【００４８】図２は、基地中のＳｎ含有量が熱伝導率お
よび摩耗量に及ぼす影響を示す試験データであって、基
地中のＮｉ含有量を４％、基地中のＳｉ含有量を１％、
およびＣｏ基硬質粒子含有量を１０％で一定とした例で
示されている。
よび摩耗量に及ぼす影響を示す試験データであって、基
地中のＮｉ含有量を４％、基地中のＳｉ含有量を１％、
およびＣｏ基硬質粒子含有量を１０％で一定とした例で
示されている。
【００４９】図２より明らかなように、Ｓｎは０．２％
以上で耐摩耗性が向上しているが、熱伝導率はＳｎ含有
量が増加すると直線的に低下しており、０．２〜１．０
％が好適ということができる。
以上で耐摩耗性が向上しているが、熱伝導率はＳｎ含有
量が増加すると直線的に低下しており、０．２〜１．０
％が好適ということができる。
【００５０】実施例４ 実施例１と同じ粉末を用意し、Ｎｉ量を４％、Ｓｉ量を
１％、Ｓｎ量を０．５％と一定にすると共に、硬質粒子
量を図３に示すごとく変化させて各粉末を混合したの
ち、各混合粉末を圧力：５８８ＭＰａで圧縮してリング
形状の圧粉体を作成し、次いで、各圧粉体を分解アンモ
ニアガス中で温度：９５０℃で焼結し、炉中冷却した。
１％、Ｓｎ量を０．５％と一定にすると共に、硬質粒子
量を図３に示すごとく変化させて各粉末を混合したの
ち、各混合粉末を圧力：５８８ＭＰａで圧縮してリング
形状の圧粉体を作成し、次いで、各圧粉体を分解アンモ
ニアガス中で温度：９５０℃で焼結し、炉中冷却した。
【００５１】次に、各焼結体を再度分解アンモニアガス
中で温度：９５０℃に加熱して時間：１ｈ保持したのち
水中に投入して溶体化処理し、さらに分解アンモニアガ
ス中において、温度：５００℃で時間：１ｈ加熱して時
効処理した。
中で温度：９５０℃に加熱して時間：１ｈ保持したのち
水中に投入して溶体化処理し、さらに分解アンモニアガ
ス中において、温度：５００℃で時間：１ｈ加熱して時
効処理した。
【００５２】次いで、これらの各焼結体について熱伝導
率を測定すると共に、実施例１と同様にして弁座シート
面の摩耗量を測定したところ、図３に示す結果であっ
た。
率を測定すると共に、実施例１と同様にして弁座シート
面の摩耗量を測定したところ、図３に示す結果であっ
た。
【００５３】図３は、硬質粒子の含有量が熱伝導率およ
び摩耗量に及ぼす影響を示す試験データであって、基地
中のＮｉ含有量を４％、Ｓｉ含有量を１％、およびＳｎ
含有量を０．５％で一定とした例で示されている。
び摩耗量に及ぼす影響を示す試験データであって、基地
中のＮｉ含有量を４％、Ｓｉ含有量を１％、およびＳｎ
含有量を０．５％で一定とした例で示されている。
【００５４】図３より明らかなように、硬質粒子は、３
％以上で耐摩耗性が向上し、２０％程度までほぼ同じ耐
摩耗性を示している。一方、熱伝導率は、硬質粒子の増
加と共にほぼ直線的に低下する。そして、硬質粒子が１
５％を超えると粉末の圧縮性が低下し、成形クラックが
発生し易くなることを考慮すると、３〜１５％が適して
いるということができる。
％以上で耐摩耗性が向上し、２０％程度までほぼ同じ耐
摩耗性を示している。一方、熱伝導率は、硬質粒子の増
加と共にほぼ直線的に低下する。そして、硬質粒子が１
５％を超えると粉末の圧縮性が低下し、成形クラックが
発生し易くなることを考慮すると、３〜１５％が適して
いるということができる。
【００５５】
【発明の効果】以上、説明したように、この発明による
銅系焼結合金は、請求項１に記載しているように、重量
比で、全体組成が、Ｎｉ：１．７〜５．９％、Ｃｏ：
１．７〜９．５％、Ｓｉ：０．５〜１．７％、Ｓｎ：
０．１７〜１．００％、Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｍ
ｏ：０．８〜４．５％、残部実質的にＣｕからなり、気
孔を除く合金の組織が、Ｎｉ：２〜６％、Ｓｉ：０．５
〜１．５％、Ｓｎ：０．２〜１．０％、残部実質的にＣ
ｕからなる組成の基地中に、Ｓｉ：２．２〜２．７％、
Ｃｒ：７．５〜９．５％、Ｍｏ：２７〜３０％、残部実
質的にＣｏからなる組成の硬質相が３〜１５％分散して
いるものであるから、熱伝導率を悪化させない範囲で、
Ｎｉ、ＳｉおよびＳｎを基地合金中に含有させ、基地強
化とＮｉ２Ｓｉの析出強化を図り、さらにＣｏ基硬質粒
子を分散した組織を有するものとしたことにより、従来
の耐摩耗性鉄系焼結合金と同等の耐摩耗性があり、そし
てまた従来の耐摩耗性鉄系焼結合金に比べて熱伝導性に
かなり優れているものであるから、内燃機関の弁座に使
用した場合、放熱性と耐摩耗性が良好であり、内燃機関
の性能向上に寄与することができるという顕著な効果が
もたらされる。
銅系焼結合金は、請求項１に記載しているように、重量
比で、全体組成が、Ｎｉ：１．７〜５．９％、Ｃｏ：
１．７〜９．５％、Ｓｉ：０．５〜１．７％、Ｓｎ：
０．１７〜１．００％、Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｍ
ｏ：０．８〜４．５％、残部実質的にＣｕからなり、気
孔を除く合金の組織が、Ｎｉ：２〜６％、Ｓｉ：０．５
〜１．５％、Ｓｎ：０．２〜１．０％、残部実質的にＣ
ｕからなる組成の基地中に、Ｓｉ：２．２〜２．７％、
Ｃｒ：７．５〜９．５％、Ｍｏ：２７〜３０％、残部実
質的にＣｏからなる組成の硬質相が３〜１５％分散して
いるものであるから、熱伝導率を悪化させない範囲で、
Ｎｉ、ＳｉおよびＳｎを基地合金中に含有させ、基地強
化とＮｉ２Ｓｉの析出強化を図り、さらにＣｏ基硬質粒
子を分散した組織を有するものとしたことにより、従来
の耐摩耗性鉄系焼結合金と同等の耐摩耗性があり、そし
てまた従来の耐摩耗性鉄系焼結合金に比べて熱伝導性に
かなり優れているものであるから、内燃機関の弁座に使
用した場合、放熱性と耐摩耗性が良好であり、内燃機関
の性能向上に寄与することができるという顕著な効果が
もたらされる。
【００５６】そして、請求項２に記載しているように、
基地中にＮｉ２Ｓｉ金属間化合物が析出しているものと
することによって、硬さ、材料強度、摺動に対する耐摩
耗性の向上に有効なものとなり、請求項３に記載してい
るように、Ｎｉ２Ｓｉ金属間化合物は粒径が１〜１０ｎ
ｍの範囲内であるものとすることによって、基地中にお
けるＮｉ２Ｓｉ金属間化合物の分散効果をより一層顕著
なものとすることが可能であり、請求項４に記載してい
るように、圧縮により気孔が減少しているものとするこ
とによって、焼結合金の気孔が少なくなることによって
耐摩耗性をさらに向上させることが可能であるという著
しく優れた効果がもたらされる。
基地中にＮｉ２Ｓｉ金属間化合物が析出しているものと
することによって、硬さ、材料強度、摺動に対する耐摩
耗性の向上に有効なものとなり、請求項３に記載してい
るように、Ｎｉ２Ｓｉ金属間化合物は粒径が１〜１０ｎ
ｍの範囲内であるものとすることによって、基地中にお
けるＮｉ２Ｓｉ金属間化合物の分散効果をより一層顕著
なものとすることが可能であり、請求項４に記載してい
るように、圧縮により気孔が減少しているものとするこ
とによって、焼結合金の気孔が少なくなることによって
耐摩耗性をさらに向上させることが可能であるという著
しく優れた効果がもたらされる。
【図１】この発明による銅系焼結合金における基地中の
ＮｉおよびＳｉ含有量と耐摩耗性および熱伝導率との関
係を示すグラフである。
ＮｉおよびＳｉ含有量と耐摩耗性および熱伝導率との関
係を示すグラフである。
【図２】この発明による銅系焼結合金における基地中の
Ｓｎ含有量と耐摩耗性および熱伝導率との関係を示すグ
ラフである。
Ｓｎ含有量と耐摩耗性および熱伝導率との関係を示すグ
ラフである。
【図３】この発明による銅系焼結合金における硬質粒子
含有量と耐摩耗性および熱伝導率との関係を示すグラフ
である。
含有量と耐摩耗性および熱伝導率との関係を示すグラフ
である。
フロントページの続き (72)発明者 眞 木 邦 雄 神奈川県横浜市神奈川区宝町２番地 日産 自動車株式会社内 (72)発明者 藤 木 章 神奈川県横浜市神奈川区宝町２番地 日産 自動車株式会社内
Claims (4)
- 【請求項１】 重量比で、全体組成が、Ｎｉ：１．７〜
５．９％、Ｃｏ：１．７〜９．５％、Ｓｉ：０．５〜
１．７％、Ｓｎ：０．１７〜１．００％、Ｃｒ：０．２
〜１．５％、Ｍｏ：０．８〜４．５％、残部実質的にＣ
ｕからなり、気孔を除く合金組織が、Ｎｉ：２〜６％、
Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｓｎ：０．２〜１．０％、残
部実質的にＣｕからなる組成の基地中に、Ｓｉ：２．２
〜２．７％、Ｃｒ：７．５〜９．５％、Ｍｏ：２７〜３
０％、残部実質的にＣｏからなる組成の硬質相が３〜１
５％分散していることを特徴とする耐摩耗性銅系焼結合
金。 - 【請求項２】 基地中に、Ｎｉ２Ｓｉ金属間化合物が析
出している請求項１に記載の耐摩耗性銅系焼結合金。 - 【請求項３】 Ｎｉ２Ｓｉ金属間化合物は、粒径が１〜
１０ｎｍの範囲内のものである請求項２に記載の耐摩耗
性銅系焼結合金。 - 【請求項４】 圧縮により気孔が減少している請求項１
ないし３のいずれかに記載の耐摩耗性銅系焼結合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7180344A JPH0931571A (ja) | 1995-07-17 | 1995-07-17 | 耐摩耗性銅系焼結合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7180344A JPH0931571A (ja) | 1995-07-17 | 1995-07-17 | 耐摩耗性銅系焼結合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0931571A true JPH0931571A (ja) | 1997-02-04 |
Family
ID=16081590
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7180344A Pending JPH0931571A (ja) | 1995-07-17 | 1995-07-17 | 耐摩耗性銅系焼結合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0931571A (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0939139A3 (en) * | 1998-02-26 | 2000-01-12 | Nissan Motor Company Limited | Abrasion resistant copper alloy for build-up cladding on engine cylinder head |
| JP2015160960A (ja) * | 2014-02-26 | 2015-09-07 | 日立化成株式会社 | 耐摩耗性銅基焼結合金 |
| CN106086518A (zh) * | 2016-07-05 | 2016-11-09 | 宁波博威合金板带有限公司 | 含镍硅钴的铜合金及其应用 |
| CN106287694A (zh) * | 2016-08-12 | 2017-01-04 | 宁波市鄞州姜山盛旺五金厂 | 一种燃气灶的三环燃气器 |
| CN106322377A (zh) * | 2016-08-12 | 2017-01-11 | 宁波市鄞州姜山盛旺五金厂 | 一种双向可拆式燃气器 |
| CN106439806A (zh) * | 2016-08-12 | 2017-02-22 | 宁波市鄞州姜山盛旺五金厂 | 一种合体式燃烧器 |
| DE102016109539A1 (de) * | 2016-05-24 | 2017-12-14 | Bleistahl-Produktions Gmbh & Co Kg. | Ventilsitzring |
| JPWO2017022505A1 (ja) * | 2015-08-06 | 2018-05-24 | 日産自動車株式会社 | 摺動部材及びその製造方法 |
| WO2020090084A1 (ja) * | 2018-11-01 | 2020-05-07 | 日立化成株式会社 | 銅基焼結体の製造方法 |
| JP2022035265A (ja) * | 2020-08-20 | 2022-03-04 | 日本ピストンリング株式会社 | バルブシート及びバルブシートの製造方法 |
| WO2023248453A1 (ja) * | 2022-06-24 | 2023-12-28 | 福田金属箔粉工業株式会社 | 積層造形用銅合金粉末、銅合金積層造形体および銅合金積層造形体の製造方法 |
-
1995
- 1995-07-17 JP JP7180344A patent/JPH0931571A/ja active Pending
Cited By (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0939139A3 (en) * | 1998-02-26 | 2000-01-12 | Nissan Motor Company Limited | Abrasion resistant copper alloy for build-up cladding on engine cylinder head |
| EP1120472A3 (en) * | 1998-02-26 | 2002-01-02 | Nissan Motor Co., Ltd. | Abrasion resistant copper alloy for build-up cladding on engine cylinder head |
| US6531003B2 (en) | 1998-02-26 | 2003-03-11 | Mitsui Mining & Smelting Co., Ltd. | Abrasion resistant copper alloy, copper alloy powder for build-up cladding, and engine cylinder head |
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| JPWO2017022505A1 (ja) * | 2015-08-06 | 2018-05-24 | 日産自動車株式会社 | 摺動部材及びその製造方法 |
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| CN106086518A (zh) * | 2016-07-05 | 2016-11-09 | 宁波博威合金板带有限公司 | 含镍硅钴的铜合金及其应用 |
| CN106287694A (zh) * | 2016-08-12 | 2017-01-04 | 宁波市鄞州姜山盛旺五金厂 | 一种燃气灶的三环燃气器 |
| CN106322377A (zh) * | 2016-08-12 | 2017-01-11 | 宁波市鄞州姜山盛旺五金厂 | 一种双向可拆式燃气器 |
| CN106439806A (zh) * | 2016-08-12 | 2017-02-22 | 宁波市鄞州姜山盛旺五金厂 | 一种合体式燃烧器 |
| WO2020090084A1 (ja) * | 2018-11-01 | 2020-05-07 | 日立化成株式会社 | 銅基焼結体の製造方法 |
| JPWO2020090084A1 (ja) * | 2018-11-01 | 2021-09-24 | 昭和電工マテリアルズ株式会社 | 銅基焼結体の製造方法 |
| JP2022035265A (ja) * | 2020-08-20 | 2022-03-04 | 日本ピストンリング株式会社 | バルブシート及びバルブシートの製造方法 |
| WO2023248453A1 (ja) * | 2022-06-24 | 2023-12-28 | 福田金属箔粉工業株式会社 | 積層造形用銅合金粉末、銅合金積層造形体および銅合金積層造形体の製造方法 |
| JPWO2023248453A1 (ja) * | 2022-06-24 | 2023-12-28 |
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