堆焊耐磨铜基合金的制作方法

专利名称：堆焊耐磨铜基合金的制作方法
技术领域：
本发明涉及堆焊耐磨铜基合金。例如，本发明可应用于滑动材料。
背景技术：
通常，作为堆焊耐磨铜基合金，已知的有其中在铜中加入铍的合金；称为Colson合金的铜镍硅合金；以及分散强化型合金，在该分散强化型合金中，硬质氧化物颗粒如SiO2、Cr2O3和BeO分散在铜基基体中。然而，这些合金与粘附问题有关，并且耐磨性不一定有足够的特性。
因此，本申请人研制出一种含锌和锡的堆焊耐磨铜基合金，该合金比起铜更易于氧化。在这种合金中，通过产生锌或者锡的氧化物来提高抗粘附性，并且铜基合金的耐磨性得以改善。然而，因为锌或锡的熔点显著低于铜的熔点，所以锌或锡不一定是令人满意的元素。尤其是，在利用高密度能热源如激光束形成上述铜基合金的堆焊层时，锌或锡容易在堆焊时蒸发，不容易保持合金元素的目标浓度。因此，近年来，本申请人研制出了包含按重量％计的以下组成的堆焊耐磨铜基合金(专利文献No.1和专利文献No.2)镍10.0-30.0％；硅0.5-5.0％；铁2.0-15.0％；铬1.0-10.0％；和钴2.0-15.0％；以及钼、钨、铌和钽中的一种或两种或多种元素2.0-15.0％。在这种合金中，具有Co-Mo系硅化物(硅化物质)的硬质颗粒和Cu-Ni系基体是主要成分。这种堆焊耐磨铜基合金的耐磨性主要由具有Co-Mo系硅化物的硬质颗粒确保，而这种堆焊耐磨铜基合金的抗裂性主要由Cu-Ni系基体确保。即使当在恶劣条件下使用这种合金时，耐磨性也较高。另外，因为锌和锡不用作积极元素，所以即使在堆焊的情况下，合金元素蒸发的缺点也较小，并且冒烟等情况也较少发生。因此，该合金适合用作堆焊用合金，尤其适合用作利用高密度能热源如激光束形成堆焊层的合金。
如上所述，即使是在恶劣条件下使用根据专利文献No.3和专利文献No.4所述的合金，这些合金也显示出良好的耐磨性。尤其是，在氧化性气氛中或在空气中，因为产生具有令人满意的固体润滑性能的氧化物，所以它们显示出良好的耐磨性。
专利文献1日本未审专利公报(公开)No.8-225,868专利文献2日本已审专利公报(公告)No.7-17,978专利文献3日本未审专利公报(公开)No.8-225,868专利文献4日本已审专利公报(公告)No.7-17,978发明内容然而，尽管上述Co-Mo系硅化物具有增强耐磨性的效果，但它们硬而脆，因此，当朝增加硬质颗粒面积率的方向调节合金组成时，堆焊耐磨铜基合金的抗裂性变差。尤其是，在堆焊堆焊耐磨铜基合金的情况下，可能会产生焊缝裂纹，因此堆焊屈强比变差。另外，可切削性(可加工性)可能变差。相反，当朝降低硬质颗粒面积率的方向调节堆焊耐磨铜基合金中的合金组成时，堆焊耐磨铜基合金的耐磨性变差。
近年来，上述堆焊耐磨铜基合金将应用于各种环境，此外，使用条件将变得较苛刻。因此，要求合金即使在各种环境下也能够显示出良好的耐磨性。因此，在工业上，希望有这样的合金，即该合金上述公报所述的合金相比，能以更好的平衡方式具有耐磨性、抗裂性和可切削性。
鉴于上述情况作出了本发明，并且本发明的课题是提供一种不仅增强高温区的耐磨性、而且有利于增强抗裂性和可切削性的堆焊耐磨铜基合金，该合金尤其适用于堆焊以形成堆焊层，并且以良好的平衡方式具有耐磨性、抗裂性和可切削性。
本发明人在上述课题下致力于推进研发工作，并将其注意力集中在下述事实上，即Co-Mo系硅化物，硬质颗粒的主要成分具有硬而脆的特性；并可能形成裂纹的起点。并且，本发明人确认，通过减少钴含量和代之以增加钼含量，可以减少或消除一些具有硬而脆的特性的Co-Mo系硅化物，并附加地增加Fe-Mo系硅化物的比例，所述Fe-Mo系硅化物具有这种性能，即其硬度比Co-Mo系硅化物低而韧性比Co-Mo系硅化物稍高，通过这种方法，本发明人最近研制出这样的堆焊耐磨铜基合金，即该合金不仅能增强高温区的耐磨性，而且能以良好的平衡方式增强抗裂性和可切削性。
本发明进一步改善了上述堆焊耐磨铜基合金，并且确认，当不包含作为积极元素的、形成Co-Mo系硅化物和Fe-Mo系硅化物的钴、铁和钼时；以及用锰替代钴、铁和钼时；另外，当含有与锰结合以形成拉弗斯(Laves)相和额外地形成硅化物的元素(例如，钛、铪、锆、钒、铌、钽等)时，能够减少或消除Co-Mo系硅化物和Fe-Mo系硅化物以及额外地增加Mn系硅化物，因而可以提供这样的堆焊耐磨铜基合金，即该合金可具有韧性；可以在堆焊期间进一步改善抗裂性(包覆性)；可以以良好的平衡方式使抗裂性和耐磨性进一步相容；以及此外可以改善可机工性并且已通过试验证实这些。基于这种确认，本发明人已研制出根据第一发明所述的堆焊耐磨铜基合金。
此外，当碳化钛、碳化钼、碳化钨、碳化铬、碳化钒、碳化钽、碳化铌、碳化锆和碳化铪中的一种或两种或多种成分以0.01-10.0％的量包含在根据第一发明所述的堆焊耐磨铜基合金中时，本发明人确认可以进一步增强高温区的可切削性、耐磨性和抗裂性，基于这种确认，本发明人研制出了根据第二发明所述的堆焊耐磨铜基合金。
也就是说，根据第一发明所述的堆焊耐磨铜基合金其特征在于，该合金具有包含按重量％计的以下成分的组成镍5.0-20.0％；硅0.5-5.0％；锰3.0-30.0％；和一种与锰结合以形成拉弗斯相以及附加地形成硅化物的元素3.0-30.0％；以及不可避免的杂质；其余剩余成分为铜。
就所述与锰结合以形成拉弗斯相以及附加地形成硅化物的元素而论，它可以是例如钛、铪、锆、钒、铌、钽中的一种或两种或多种元素。
根据第二发明所述的堆焊耐磨铜基合金的特征在于，除了根据第一发明所述的堆焊耐磨铜基合金之外，该合金还包含碳化钛、碳化钼、碳化钨、碳化铬、碳化钒、碳化钽、碳化铌、碳化锆和碳化铪中的一种或两种或多种成分按重量％计为0.01-10.0％。这些碳化物实现硬质颗粒的成核作用，并微细地分散在合金中。它们进一步改善了耐磨性和包覆性能，并且改善了可切削性。
在本说明中，除非另有说明，％是指重量％，铜基合金是其中铜的重量％多于各添加元素的单独的重量％的合金，其中，铜的重量％为从100重量％中减去添加元素的总量后得到的余量。
根据第一发明和第二发明所述的堆焊耐磨铜基合金，由于可以减少或消除Co-Mo系硅化物和Fe-Mo系硅化物，并且附加地积极地生成Mn系硅化物，它们对增强抗裂性(包覆性)和可切削性是有利的，并且可以确保高温区的耐磨性。因此，可以以良好的平衡方式满足抗裂性、可切削性和耐磨性。尤其是，如后文所述示例的数据所表明的，可以改善抗裂性。


图1是示意性示出通过用激光束照射由堆焊耐磨铜基层形成的样品层而形成堆焊层的状态的透视图。
图2是示意性示出对具有堆焊层的试件进行耐磨试验的状态的结构图。
图3是示出本发明材料、参考示例等的堆焊层磨损重量的曲线图。
图4是示出关于本发明材料、参考示例等的堆焊层的每个(每台/每套)气缸盖的阀座裂纹发生率的曲线图。
图5是示出关于本发明材料、参考示例等的堆焊层的每个切削刀具加工的气缸盖的个数(台数/套数)的曲线图。
图6涉及应用示例，并且是用于示出通过堆焊堆焊耐磨铜基合金在内燃机的口上形成阀座的过程的概略图。
图7涉及应用示例，并且是用于示出通过堆焊堆焊耐磨铜基合金在内燃机的口上形成阀座的过程的透视图。
具体实施例方式
按照根据第一和第二发明的堆焊耐磨铜基合金，一般得到一种在基体中分散有硬相的硬质颗粒的结构。就堆焊耐磨铜基合金的代表性基体而论，可以采用这种模式，即由作为主要成分的Cu-Ni系固溶体及主要成分是镍的硅化物形成。
硬质颗粒的平均硬度高于基体的平均硬度。硬质颗粒可以采用包含硅化物(硅化物质)的模式。除了硬质颗粒之外，基体也可以采用这种包含硅化物(硅化物质)的模式。
这里，就硬质颗粒而论，可以采用这种包含硅化物(硅化物质)的模式，该硅化物的主要成分是钛、铪、锆、钒、铌和钽中的一种或两种或多种元素。
按照根据本发明的堆焊耐磨铜基合金，就其中分散有硬质颗粒的基体的平均硬度(微维氏硬度)而论，一般可以是大约130-260Hv(维式硬度)，尤其是150-220Hv或160-200Hv；就硬质颗粒的平均硬度而论，它比基体更硬，并且可以是大约250-1000Hv，尤其是300-800Hv。合适地选定硬质颗粒的体积比，然而，当取堆焊耐磨铜基合金作为100％时，上述硬质颗粒的体积比按体积比计，在100％中可以例如是大约5-70％、大约10-60％、大约12-55％。硬质颗粒的粒径受堆焊耐磨铜基合金的成分、堆焊耐磨铜基合金的凝固速度等的影响，然而，该粒径可以是5-3000μm、10-2000μm或40-600μm，另外，该粒径可以是50-500μm或50-200μm，然而，它们不限于上述值。
下面将增加对本发明的堆焊耐磨铜基合金的成分的限制原因的说明。
镍5.0-20.0％镍是这样的，即一部分镍溶于铜中以提高铜基基体的韧性；而另一部分镍形成主要成分为镍的硬质硅化物(硅化物质)，以便通过分散强化来提高耐磨性。当镍低于上述含量的下限值时，铜镍系合金所具有的特性，尤其是有利的耐腐蚀性、耐热性和耐磨性变得不大可能显现，此外，硬质颗粒减少，因此不能充分获得上述效果。当镍超过上述含量的上限值时，硬质颗粒变得过量，则韧性降低，因此当硬质颗粒被变成堆焊层时，容易产生裂纹；在进一步堆焊硬质颗粒的情况下，对象物，即堆焊配合件的堆焊性能变差。考虑到上述情况，镍为5.0-20.0％。镍可以例如为5.3-18％，尤其是5.5-17.0％。应该注意的是，根据对本发明的堆焊耐磨铜基合金所要求的各种性能的重视程度，就上述镍含量范围的下限值而论，镍可以例如为5.2％、5.5％、6.0％、6.5％或7.0％；而就与上述下限值相对应的上限值而论，镍可以例如为19.5％、19.0％、18.5％或18.0％；然而，它们不限于这些值。
硅0.5-5.0％硅是一种形成硅化物(硅化物质)的元素，并形成主成分为镍的硅化物或主成分为钛、铪、锆、钒、铌或钽的硅化物，此外，硅有助于铜基基体的强化。当硅含量低于上述含量的下限值时，不能充分获得上述效果。当硅含量超过上述含量的上限值时，堆焊耐磨铜基合金的韧性变差，因此，当硅被变成堆焊层时，容易产生裂纹，并且对象物的堆焊性能变差。考虑到上述情况，硅为0.5-5.0％。例如硅可以为1.0-4.0％，尤其是1.5-3.0％或1.6-2.5％。根据对本发明的堆焊耐磨铜基合金所要求的各种性能的重视程度，就上述硅含量范围的下限值而论，硅可以例如为0.55％、0.6％或0.7％；而就与上述下限值相对应的上限值而论，硅可以例如为4.5％、4.0％、3.8％或3.0％；然而，它们不限于这些值。
锰3.0-30.0％锰形成拉弗斯相，并且额外地产生硅化物，并且用于使硅化物稳定。而且，可以发现锰有改善韧性的趋势。当锰低于上述含量的下限值时，很有可能不能充分获得上述效果。当锰超过上述含量的上限值时，硬相的粗化变得强烈，并且配合件的侵蚀性容易增强，因此堆焊耐磨铜基合金的韧性变差；另外，在在对象物上堆焊锰的情况下，容易产生裂纹。考虑到上述情况，锰为3.0-30.0％。例如，锰可以例如为3.2-28.0％、3.3-25％或3.5-23％。根据对本发明的堆焊耐磨铜基合金所要求的各种性能的重视程度，就上述锰含量范围的上限值而论，锰可以例如为29.0％、28.0％、27.0％或25.0％；而就与上述上限值相对应的下限值而论，锰可以例如为3.3％、3.5％或4％；然而，它们不限于这些值。
与锰结合以形成拉弗斯相以及附加地形成硅化物的元素3.0-30.0％。
就与锰结合以形成拉弗斯相以及附加地形成硅化物的元素而论，例如可以是钛、铪、锆、钒、铌和钽中的一种或两种或多种元素。这些元素与锰结合以形成拉弗斯相，并且额外地与硅结合以便在硬质颗粒内生成硅化物(通常具有韧性的硅化物)，并提高了高温下的耐磨性和润滑性能。这种硅化物的硬度低于Co-Mo系硅化物的硬度；并且韧性高。因此，硅化物在硬质颗粒内产生，以便提高耐磨性及韧性。
当含量低于下限值时，耐磨性变差，并且不能充分证明改善的效果。另外，当含量超过上限值时，硬质颗粒变得过量，韧性削弱，及抗裂性变差，因此容易产生裂纹。考虑到上述情况，该含量为3.0-30.0％。例如，它可以为3.1-19.0％，尤其是3.2-18.0％。根据对本发明的堆焊耐磨铜基合金所要求的各种性能的重视程度，就上述元素(钛、铪、锆、钒、铌和钽中的一种或两种或多种元素)的含量范围的下限值而论，它可以例如为3.2％、3.5％或4.0％；而就与上述下限值相对应的上限值而论，它可以例如为28.0％、27.0％或26.0％；然而，它们不限于这些值。
碳化钛、碳化钼、碳化钨、碳化铬、碳化钒、碳化钽、碳化铌、碳化锆和碳化铪中的一种或两种或多种成分0.01-10.0％可以希望这些碳化物实施硬质颗粒的成核作用，并且推断它们可以有助于预想硬质颗粒的小型化，并使抗裂性和耐磨性相容。这些碳化物可以是由一种元素的碳化物形成的简单碳化物，或者可以是由多种元素的碳化物形成的复合碳化物。当上述碳化物低于上述含量的下限值时，改善的效果不一定充分。当它们超过上述含量的上限值时，可以发现阻碍抗裂性的趋势。考虑到上述情况，它们为0.01-10.0％。优选地，为0.02-9.0％，或0.05-8％，此外，0.05-7.0％，可选地，0.5-2.0％，或0.7-1.5％。根据对本发明的堆焊耐磨铜基合金所要求的各种性能的重视程度，就上述碳化物的含量范围的上限值而论，它可以例如为9.0％、8.0％、7.0％或6.0％；而就与上述下限值相对应的下限值而论，它可以例如为0.02％、0.04％或0.1％；然而，它们不限于这些值。应该注意的是，与上述碳化物一起，可以同时具有碳化铌。而且，根据需要包含上述碳化物，甚至可以允许不包含上述碳化物的情况。应该注意的是，碳化物可以与成合金元素同系。例如，当内含钛时，可以应用碳化钛；而当内含铪时，可以应用碳化铪。
按照本发明的堆焊耐磨铜基合金可以应用下列实施例中的至少一种。
按照本发明的堆焊耐磨铜基合金用作堆焊到对象物上的堆焊合金。就堆焊方法而论，一些方法用于通过利用高密度能热源例如激光束、电子束和电弧来焊接该合金而堆焊该合金。在堆焊情况下，将本发明的堆焊耐磨铜基合金变成粉末或大块物体，以制成用于堆焊的原料，并且可以通过利用热源来焊接该合金而堆焊该合金，同时将粉末或大块物体集合到待堆焊的一部分上，其中，该热源以上述高密度能热源例如激光束、电子束和电弧为代表。而且，可以将上述堆焊耐磨铜基合金变成堆焊用线状或棒状原工件，而不限于粉末或大块物体。就激光束而论，它们为具有高能密度的激光束，例如二氧化碳激光束和YAG(钇铝石榴石)激光束。就待堆焊的对象物的材质而论，可以例如为铝、铝系合金、铁或铁系合金、铜或铜系合金及类似物，然而，它们不限于这些。就构成对象物的铝合金的基本组成而论，可以例如为铸造用铝合金，如Al-Si系、Al-Cu系、Al-Mg系和Al-Zn系铝合金，然而，它们不限于这些。就对象物而论，可以例如为发动机，如内燃机和外燃机，然而，它们不限于这些。在内燃机情况下，可以例如为动态阀系统材料。在这种情况下，它可以用于构成排气口的阀座，或者可以用于构成进气口的阀座。在这种情况下，阀座本身可以由根据本发明的堆焊耐磨铜基合金构成，或者可以将根据本发明的堆焊耐磨铜基合金堆焊到阀座上。然而，根据本发明的堆焊耐磨铜基合金不限于用于发动机例如内燃机的动态阀系统材料，而是也可用于其它系统的要求耐磨性的滑动堆焊材料。
就本发明的堆焊耐磨铜基合金而论，它可以在堆焊之后构成堆焊层，或者可以是堆焊之前的堆焊用合金。
(示例)(示例1)下面，将结合与参考示例具体说明本发明的示例1。表1中列出用在本示例中的本发明堆焊耐磨铜基合金的样品(“T”系，“T”意味着含钛)的组成(分析的组成)。该分析的组成与配料的组成基本一致。如表1所列出的，示例1的组成不包含作为积极元素的钴、铁和钼，但是包含钛，并且被设定到包含按重量％计的下列成分的组成内镍5.0-20.0％，硅0.5-5.0％，锰3.0-30.0％和钛3.0-30.0％，以及余量铜。应该注意的是，表1中所列出的样品“i”、样品“a”、样品“c”、样品“e”、样品“g”和样品“x”与权利要求1的组成范围不同，并被指定为参考示例品。
上述各个样品都是粉末，所述粉末是通过使在高真空下熔化的合金熔融金属气体雾化而处理获得的。粉末的粒径为5μm-300μm。气体雾化处理通过在非氧化性气氛(在氩气或氮气气氛中)中通过喷嘴喷射高温熔融金属而进行。因为上述粉末是通过气体雾化处理而形成的，所以成分的均匀性高。
如图1所示，利用一种铝合金(材质AC2C)所形成的基底50，所述铝合金是用于堆焊的对象物，通过光束振荡器57使二氧化碳激光器的激光束55摆动，并且使激光束55和基底50相对移动成这样的状态，即上述样品(粉状)被放置在基底50的被堆焊部51上以形成样品层53；因此，激光束55照射到样品层53上，从而使样品53熔化并且随后凝固，以便在基底50的被堆焊部51上形成一堆焊层60(堆焊厚度2.0mm，以及堆焊宽度6.0mm)。
此刻，堆焊是在通过供气管道65将保护气体(氩气)喷射到堆焊位置上时完成的。在上述照射处理中，激光束55通过光束振荡器57沿样品层53的宽度方向(箭头所示的“W”方向)摆动。在上述激光处理中，二氧化碳气体激光器的激光输出为4.5KW，在样品层53处的激光束55的光点直径为2.0mm，激光束55和基底50之间的相对行进速度为15.0mm/sec，并且保护气体流量为10升/分。关于其它样品，也分别类似地形成堆焊层。
当检验由各个样品所形成的堆焊层时，将具有硬相的硬质颗粒分散在堆焊层的基体中。当取堆焊耐磨铜基合金为100％时，硬质颗粒在堆焊耐磨铜基合金中所占的体积比在上述100％的大约5-60％的范围内。基体的平均硬度、硬质颗粒的平均硬度及硬质颗粒的粒径都在上文描述的范围内。
关于用各个样品所形成的堆焊层，检验了裂缝发生率。另外，进行了磨损试验以便检验用各个样品所形成的堆焊层的磨损量。磨损试验是这样的，如图2所示，通过下述方法进行试验在这种状态下，即具有堆焊层101的试件100保持在第一保持器102中，而绕其外缘缠绕有感应线圈的104圆柱形配合件106保持在第二保持器108中，旋转配合件106，并将配合件106的轴向端面压到试件100的堆焊层101上，同时通过感应线圈104的高频感应加热配合件106。就试验条件而论，负载为2.0mpa，滑动速度为0.3m/sec，试验时间为1.2ksec，而试件100的表面温度为323-523K。就配合件106而论，使用这样一种配合件，即其中与JIS-SUH35等效的材料的表面覆盖有耐磨铜基合金Stellite(斯特莱特硬质合金)。此外，进行了切削试验以检验用各个样品同样形成的堆焊层的可切削性。切削试验这样进行，即评估已加工的个数，也就是说，评估具有所形成的堆焊层的气缸盖的数目，可用一个切削刀具切削上述数目的气缸盖。
除了各个样品的组成之外，表1还列出了堆焊期间在堆焊层外的裂缝发生率(％)、在磨损试验中堆焊层的磨损重量(mg)以及在切削试验中的堆焊层可切削性(个数)的试验结果。这里，裂缝发生率越小，意味着抗裂性越令人满意。磨损重量越小，意味着耐磨性越令人满意。个数越多，意味着可切削性越令人满意。
根据作为参考示例的样品“i”、样品“a”、样品“c”、样品“e”、样品“g”和样品“x”，因为钴量降到2％或更低，所以硬且脆性的Co-Mo系硅化物减少或消失，此外，具有比Co-Mo系硅化物更低的硬度和稍高的韧性的硅化物的比例可以增加，因此能以良好的平衡方式提高高温区中的耐磨性、抗裂性和可切削性。
然而，由于近年来它们都变成较严格要求的特性，所以要求用更好的平衡方式来提高耐磨性、抗裂性及可切削性。这里，如表1中所示，关于参考示例的样品“i”，尽管磨损重量令人满意，但可切削性和抗裂性不够。关于参考示例的样品“a”，尽管磨损重量令人满意，但抗裂性和可切削性不够。关于参考示例的样品“c”和样品“g”，尽管抗裂性令人满意，但磨损重量大，而且可切削性也不够。
相反，关于示例1的各个样品所形成的堆焊层，裂纹发生率低至0％，因此抗裂性令人满意。即使当钛含量改变时，裂纹发生率也是0％，因此抗裂性令人满意。
另外，当考察磨损重量时，关于参考示例的样品“c”和样品“g”所形成的堆焊层，尽管耐磨性改善效果增加，但磨损重量仍大到超过10mg，并且不一定充分，然而，相反，关于示例1的样品所形成的堆焊层，磨损重量等于或小于9mg且较低，耐磨性改善效果令人满意。尤其是，关于样品“T2”和样品“T7”所形成的堆焊层，磨损重量较低。
在可切削性上，关于参考示例的样品“a”所形成的堆焊层，加工的个数是如此之少，以致不能令人满意，然而，关于示例1的样品所形成的堆焊层，得到令人满意的可切削性。因此，正如从表1所示试验结果可以理解的，已经发现，由示例1的各个样品的堆焊耐磨铜基合金所形成的堆焊层用良好的平衡方式获得抗裂性、耐磨性和可切削性。尤其是，发现抗裂性是令人满意的。
(示例2)下面，将具体说明本发明的示例2。在本示例中，堆焊层也基本在与示例1类似的条件下形成。表2中列出本示例中所用的堆焊耐磨铜基合金的样品(“H”系，“H”意味着含铪)的组成。如表2中所示，示例2的组成不积极地含有钴、铁和钼，但含有铪，并设定到包括按重量％计的下列成分的组成内镍5.0-20.0％，硅0.5-5.0％，锰3.0-30.0％，铪3.0-30.0％，以及余量铜。
当检验由各个样品所形成的堆焊层时，具有硬相的硬质颗粒分散在堆焊层的基体中。当把堆焊耐磨铜基合金取作100％时，硬质颗粒在堆焊耐磨铜基合金中所占的体积比在100％的大约5-60％范围内。基体的平均硬度、硬质颗粒的平均硬度以及硬质颗粒的粒径都在上文所描述的范围内。
如表2所示，当考察裂纹发生率时，示例2的样品所形成的堆焊层的裂纹发生率低，并且是0％。即使当铪含量改变时，裂纹发生率也是0％。
当考察磨损重量时，示例2的样品所形成的堆焊层的磨损重量等于或小于8mg且较低。尤其是，样品“H2”、“H6”和“H7”所形成的堆焊层的磨损重量较低。同样在可切削性方面，已加工的个数较多，因此可切削性足够。因此，正如从表2所列的试验结果可理解的，已发现，由示例2的样品的堆焊耐磨铜基合金所形成的堆焊层以良好的平衡方式获得抗裂性、耐磨性和可切削性。尤其是，发现抗裂性是令人满意的。
(示例3)下面，将具体说明本发明的示例3。在本示例中，堆焊层也基本在与示例1类似的条件下形成。表3中示出本示例中所用的堆焊耐磨铜基合金的样品(“Z”系，“Z”意味着含锆)的组成。如表3所示，示例3的组成不积极地含有钴、铁和钼，而是含有锆，并且设定在包括按重量％计的下列成分的组成内镍5.0-20.0％，硅0.5-5.0％，锰3.0-30.0％，锆3.0-30.0％，以及余量铜。
如表3所示，当考察裂纹发生率时，示例3的样品所形成的堆焊层的裂纹发生率低，并且是0％。即使当锆含量改变时，裂纹发生率也是0％。当考察磨损重量时，示例3的样品所形成的堆焊层的磨损重量等于或小于10mg且较低。尤其是，由样品“Z2”和样品“Z7”所形成的堆焊层的磨损重量较低。同样在可切削性方面，已加工的个数较多，因此可切削性是足够的。因此，正如从表3所示的试验结果可以理解的，已发现，示例3的样品的堆焊耐磨铜基合金所形成的堆焊层以良好的平衡方式获得抗裂性、耐磨性和可切削性。尤其是，发现抗裂性是令人满意的。
(示例4)下面，将具体说明本发明的示例4。在本示例中，堆焊层也基本在与示例1类似的条件下形成。表4中示出本示例中所用的堆焊耐磨铜基合金的样品(“V”系，“V”意味着含有钒)的组成。如表4所示，示例4的组成不积极地含有钴、铁和钼，并且设定到包括按重量％计的下列成分的组成内镍5.0-20.0％，硅0.5-5.0％，锰3.0-30.0％，钒3.0-30.0％，以及余量铜。
如表4所示，当考察裂纹发生率时，示例4的样品所形成的堆焊层的裂纹发生率低，并且是0％。即使当锆含量改变时，裂纹发生率也是0％。当考察磨损重量时，示例4的样品所形成的堆焊层的磨损重量等于或小于9mg且较低。同样在可切削性方面，已加工的个数较多，因此可切削性是足够的。因此，正如从表4所示的试验结果可以理解的，示例4的样品的堆焊耐磨铜基合金所形成的堆焊层以良好的平衡方式获得抗裂性、耐磨性和可切削性。尤其是，发现抗裂性是令人满意的。
(示例5)下面，将具体说明本发明的示例5。在本示例中，堆焊层也基本在与示例1类似的条件下形成。表5中示出本示例中所用的堆焊耐磨铜基合金的样品(“N”系，“N”意味着含铌)的组成。如表5所示，示例5的组成不积极地含有钴、铁和钼，并且设定在包括按重量％计的下述成分的组成内镍5.0-20.0％，硅0.5-5.0％，锰3.0-30.0％，铌3.0-30.0％，以及余量铜。
如表5所示，当考察裂纹发生率时，示例5的样品所形成的堆焊层的裂纹发生率低，并且是0％。即使当铌含量改变时，裂纹发生率也是0％。当考察磨损重量时，示例5的样品所形成的堆焊层的磨损重量等于或小于8mg且较低。尤其是，由样品“N2”、“N6”和“N7”所形成的堆焊层的磨损重量较低。同样在可切削性方面，已加工的个数较多，因此可切削性是足够的。因此，正如从表5所示的试验结果可以理解的，已发现，示例5的样品的堆焊耐磨铜基合金所形成的堆焊层以良好的平衡方式获得抗裂性、耐磨性和可切削性。尤其是，发现抗裂性是令人满意的。
(示例6)
下面，将具体说明本发明的示例6。在本示例中，堆焊层也基本在与示例1类似的条件下形成。表6中示出本示例中所用的堆焊耐磨铜基合金的样品(“A”系，“A”意味着含钽)的组成。如表6所示，示例6的组成不积极地含有钴、铁和钼，并且设定在包括按重量％计的下述成分的组成内镍5.0-20.0％，硅0.5-5.0％，锰3.0-30.0％，钽3.0-30.0％，以及余量铜。
如表6所示，当考察裂纹发生率时，示例6的样品所形成的堆焊层的裂纹发生率低，并且是0％。即使当钽含量改变时，裂纹发生率也是0％。当考察磨损重量时，示例6的样品所形成的堆焊层的磨损重量等于或小于11mg且较低。尤其是，样品“A2”和“A7”所形成的堆焊层的磨损重量较低。同样在可切削性方面，已加工的个数较多，因此可切削性是足够的。因此，正如从表6所示的试验结果可以理解的，已发现，示例6的样品的堆焊耐磨铜基合金所形成的堆焊层以良好的平衡方式获得抗裂性、耐磨性和可切削性。尤其是，发现抗裂性是令人满意的。
(示例7)下面，将具体说明本发明的示例7。在本示例中，堆焊层也基本在与例1类似的条件下形成。表7中示出本示例中所用的堆焊耐磨铜基合金的样品(“TC”系，“TC”意味着含钛和碳化钛)的组成。如表7所示，示例7的组成不积极地含有钴、铁和钼，并且设定在包括按重量％计的下列成分的组成内镍5.0-20.0％，硅0.5-5.0％，锰3.0-30.0％，钛3.0-30.0％，碳化钛(TiC)1.2％，以及余量铜。如表7所示，当考察裂纹发生率时，示例7的样品所形成的堆焊层的裂纹发生率低，并且是0％。即使当钛和碳化钛的含量改变时，裂纹发生率也是0％。当考察磨损重量时，磨损重量等于或小于9mg且较低。尤其是，由样品“TC2”和“TC7”所形成的堆焊层的磨损重量较低。同样在可切削性方面，已加工的个数较多，因此可切削性是足够的。因此，正如从表7所示的试验结果可以理解的，示例7的样品的堆焊耐磨铜基合金所形成的堆焊层以良好的平衡方式获得抗裂性、耐磨性和可切削性。尤其是，发现抗裂性是令人满意的。
(示例8)下面，将具体说明本发明的示例8。在本示例中，堆焊层也基本在与示例1类似的条件下形成。表8中示出本示例中所用的堆焊耐磨铜基合金的样品(“AC”系，“AC”意味着含钽和碳化钽)的组成。如表8所示，示例8的组成不积极地含有钴、铁和钼，并且设定在包括按重量％计的下列成分的组成内镍5.0-20.0％，硅0.5-5.0％，锰3.0-30.0％，钽3.0-30.0％，碳化钛(TaC)1.2％，以及余量铜。
如表8所示，当考察裂纹发生率时，示例8的样品所形成的堆焊层的裂纹发生率低，并且是0％。即使当钽和碳化钽的含量改变时，裂纹发生率也是0％。当考察磨损重量时，磨损重量等于或小于9mg且较低。尤其是，样品“AC2”和样品“AC7”所形成的堆焊层的磨损重量较低。同样在可切削性方面，已加工的个数较多，因此可切削性是足够的。因此，正如从表8所示的试验结果可以理解的，已发现，示例8的样品的堆焊耐磨铜基合金所形成的堆焊层以良好的平衡方式获得抗裂性、耐磨性和可切削性。尤其是，发现抗裂性是令人满意的。
(示例9)下面，将具体说明本发明的示例9。在本示例中，堆焊层也基本在与示例1类似的条件下形成。表9中示出本示例中所用的堆焊耐磨铜基合金的样品(“ZC”系，“ZC”意味着含锆和碳化锆)的组成。如表9所示，示例9的组成不积极地含有钴、铁和钼，并且设定在包括按重量％计的下列成分的组成内镍5.0-20.0％，硅0.5-5.0％，锰3.0-30.0％，锆3.0-30.0％，碳化锆(ZrC)1.2％，以及余量铜。
如表9所示，当考察裂纹发生率时，示例9的样品所形成的堆焊层的裂纹发生率低，并且是0％。即使当钛和碳化钛的含量改变时，裂纹发生率也是0％。当考察磨损重量时，示例9的样品所形成的堆焊层的磨损重量等于或小于8mg且较低的。尤其是，由样品“ZC2”和“ZC7”所形成的堆焊层的磨损重量较低。同样在可切削性方面，已加工的个数较多，因此可切削性是足够的。因此，正如从表9所示的试验结果可以理解的，已发现，由示例9的样品的堆焊耐磨铜基合金所形成的堆焊层以良好的平衡方式获得抗裂性、耐磨性和可切削性。尤其是，发现抗裂性是令人满意的。
(示例10)下面，将具体说明本发明的示例10。在本示例中，堆焊层也基本在与示例1类似的条件下形成。表10中示出本示例中所用的堆焊耐磨铜基合金的样品(“NC”系，“NC”意味着含铌和碳化铌)的组成。如表10所示，示例10的组成不积极地含有钴、铁和钼，并且设定在包括按重量％计的下列成分的组成内镍5.0-20.0％，硅0.5-5.0％，锰3.0-30.0％，铌3.0-30.0％，碳化铌(NbC)1.2％，以及余量铜。
如表10所示，当考察裂纹发生率时，示例10的样品所形成的堆焊层的裂纹发生率低，并且是0％。即使当铌和碳化铌的含量改变时，裂纹发生率也是0％。当考察磨损重量时，示例10的样品所形成的堆焊层的磨损重量等于或小于7mg且较低。尤其是，由样品“NC2”和“NC7”所形成的堆焊层的磨损重量较低。同样在可切削性方面，已加工的个数较多，因此可切削性是足够的。因此，正如从表10所示的试验结果可以理解的，已发现，示例10的样品的堆焊耐磨铜基合金所形成的堆焊层以良好的平衡方式获得抗裂性、耐磨性和可切削性。尤其是，发现抗裂性是令人满意的。
(示例11)下面，将具体说明本发明的示例11。在本示例中，堆焊层也基本在与示例1类似的条件下形成。表11中示出本示例中所用的堆焊耐磨铜基合金的样品(“HC”系，“HC”意味着含铪和碳化铪)的组成在。如表11所示，示例11的组成不积极地含有钴、铁和钼，并且设定在包含按重量％计的下列成分的组成内镍5.0-20.0％，硅0.5-5.0％，锰3.0-30.0％，铪3.0-30.0％，碳化铪(HfC)1.2％，以及余量铜。
如表11所示，当考察裂纹发生率时，示例11的样品所形成的堆焊层的裂纹发生率低，并且是0％。即使当铪和碳化铪的含量改变时，裂纹发生率也是0％。当考察磨损重量时，示例11的样品所形成的堆焊层的磨损重量等于或小于7mg且较低。尤其是，由样品“HC2”和“HC7”所形成的堆焊层的磨损重量较低。同样在可切削性方面，已加工的个数较多，因此可切削性是足够的。因此，正如从表11所示的试验结果可以理解的，已发现，示例11的样品的堆焊耐磨铜基合金所形成的堆焊层以良好的平衡方式获得抗裂性、耐磨性和可切削性。尤其是，发现抗裂性是令人满意的。
表1


表2

表3

表4

表5

表6

表7

表8

表9

表10

表11

(显微镜观察)当观察由等效于本发明材料的上述样品“A5”所形成的堆焊层的显微结构时，大量具有硬相的硬质颗粒分散在堆焊层的整个基体中。硬质颗粒的粒径约为10-100μm。当用EPMA(电子探针显微分析)分析设备检验上述结构时，硬质颗粒由作为主要成分的硅化物和Ni-Fe-Cr系固溶体，所述硅化物的主成分为钽。构成堆焊层的基体由作为主要成分的Cu-Ni系固溶体及网状硅化物形成，该网状硅化物的主成分为镍。此外，堆焊层的基体的硬度(微维氏硬度)约为150-200Hv，而且硬质颗粒的平均硬度比基体的平均硬度更硬，硬质颗粒的平均硬度约为300-500Hv。当取堆焊耐磨铜基合金为100％时，硬质颗粒的体积比在100％的5-60％范围内。
应该注意的是，可以认为，根据本示例的堆焊耐磨铜基合金在熔融液态下液相分离趋势较高；容易生成多种不易相互混合的液相；并且分离的相具有这样的性质，即容易通过各自的比重差、传热环境等上下分离。在这种情况下，可以认为，当变成粒状的液相快速凝固时，粒状液相生成硬质颗粒。
另外，当观察由具有样品“A5”的组成的铜基合金形成的堆焊层的显微结构时，大量的具有硬相的硬质颗粒分散在堆焊层的整个基体中，其中，该样品“A5”含上述碳化物(碳化钽，TaC)。硬质颗粒的粒径约为10-100μm。当用EPMA分析设备检验上述结构时，与上述说明类似，硬质颗粒由作为主要成分的硅化物和Ni-Fe-Cr系固溶体形成，该硅化物的主要成分为钽。本发明人等利用X射线衍射分析设备确认，构成上述硬质颗粒的硅化物为拉弗斯相。
在应用到阀座上的情况下，图3示出堆焊层自身(阀座)的磨损重量及配合件(阀)的磨损重量的试验结果。图3中所示的参考示例“A”以堆焊层为基础，该堆焊层通过用激光束堆焊具有表1所示样品“i”的组成的堆焊耐磨铜基合金而形成。图3所示的参考示例“B”以堆焊层为基础，所述堆焊层通过用激光束堆焊由样品“X”形成的堆焊耐磨铜基合金而形成，所述样品“X”具有NbC含量为1.2％的组成并在表1中示出。在本说明中，如上所述，除非特别说明，％均代表重量％。
就富含钴的常规材料(型号CuLs 50)而论，通过激光束用合金形成堆焊层，在该合金中Ni为15％、Si为2.9％、Co为7％，Mo为6.3％、Fe为4.5％、Cr为1.5％，且余量实际上为铜，并且类似地进行磨损试验。
就对照例而论，试件由铁系烧结材料(组成Fe余量，C0.25-0.55％，Ni5.0-6.5％，Mo5.0-8.0％，及Cr5.0-6.5％)形成，并且类似地进行磨损试验。
如图3所示，根据本发明的材料(与样品“T5”等效)，堆焊耐磨铜基合金(阀座)自身的磨损量较少，而配合件(阀)的磨损量也较少，与参考示例“A”和“B”的情况类似。另一方面，在常规材料和铁系烧结材料的情况下，自身(阀座)磨损量较大，配合件(阀)的磨损量也较大。
此外，利用其组成被调节以形成相对于上述常规材料(型号CuLs 50)的高耐磨成分配料及低耐磨成分配料的合金，通过用激光束照射由这些合金形成的样品层而单独形成成为阀座的堆焊层，并测试堆焊层中的裂纹发生率。这里，高耐磨成分配料是指旨在增加堆焊期间产生的硬质颗粒中的硬相比例的配料组成。低耐磨成分配料是指旨在减少堆焊期间产生的硬质颗粒中的硬相比例的配料组成。类似地，对于参考示例1和参考示例2，分别调节组成以形成高耐磨成分配料及低耐磨成分配料，并进行试验。类似地，对于本发明的材料，也调节组成以形成高耐磨成分配料及低耐磨成分配料，并进行试验。
这里，相对于常规材料是高耐磨成分配料的组成包含Cu余量，Ni20.0％，Si2.90％，Mo9.30％，Fe5.00％，Cr1.50％，及Co6.30％。相对于常规材料是低耐磨成分配料的组成包含Cu余量，Ni16.0％，Si2.95％，Mo6.00％，Fe5.00％，Cr1.50％，及Co7.50％。相对于参考示例1是高耐磨成分配料的组成包含Cu余量，Ni17.5％，Si2.3％，Mo17.5％，Fe17.5％，Cr1.5％，及Co1.0％。相对于参考示例1是低耐磨成分配料的组成包含Cu余量，Ni5.5％，Si2.3％，Mo5.5％，Fe4.5％，Cr1.5％，及Co1.0％。
相对于参考示例2是高耐磨成分配料的组成包含Cu余量，Ni17.5％，Si2.3％，Mo17.5％，Fe17.5％，Cr1.5％，Co1.0％，及NbC1.2％。相对于参考示例2是低耐磨成分配料的组成包含Cu余量，Ni5.5％，Si2.3％，Mo5.5％，Fe4.5％，Cr1.5％，Co1.0％，NbC1.2％。
此外，相对于本发明材料是高耐磨成分配粒的组成包含Cu余量，Ni17.5％，Si2.3％，W17.5％，Fe17.5％，Cr1.5％，Co1.0％及WC1.2％。相对于本发明材料是低耐磨成分配料的组成包含Cu余量，Ni5.5％，Si2.3％，W5.5％，Fe4.5％，Cr1.5％，Co1.0％。及WC1.2％。
图4示出裂纹发生率的试验结果。如图4所示，对于用常规材料的高耐磨成分配料制成的试件，裂纹发生率很高。另一方面，关于参考示例1，对于用高耐磨成分配料和低耐磨成分配料制成的堆焊层，裂纹发生率为0％，非常低。同样地，关于参考示例2，对于用高耐磨成分配料和低耐磨配料制成的堆焊层，裂纹发生率是0％，非常低。同样地，关于本发明的材料(与样品“TC1”-“TC10”等效)，对于用高耐磨成分配料和低耐磨成分配料制成的堆焊层，裂纹发生率为0％，非常低。
此外，相对于上述常规材料、参考示例1、参考示例2和本发明的材料，利用其组成被调节以形成高耐磨成分配料及低耐磨成分配料的合金；通过用激光束照射由各个合金形成的样品层，在气缸盖上形成成为阀座的堆焊层；并且此后用切削刀具(烧结碳化物切削头)切削堆焊层，由此检验每个切削刀具可切削的经加工的气缸盖个数。试验结果在图5中示出。
如图5所示，关于常规材料，用高耐磨成分配料及低耐磨成分配料制成的两个试件是这样的，即每个切削刀具加工的气缸盖的个数较少，因此可切削性较低。
另一方面，关于用根据参考示例1的高耐磨成分配料制成的试件、用根据参考示例1的低耐磨成分配料制成的试件、用根据参考示例2的高耐磨成分配料制造的试件以及用根据参考示例2的低耐磨成分配料制成的试件，每个切削刀具加工的气缸盖的个数都很大，因此可切削性令人满意。
关于用根据本发明材料的高耐磨成分配料制成的试件，如图5所示，和用根据本发明材料的低耐磨成分配料制成的试件，每个切削刀具加工的气缸盖的个数为600-800个且很大，因此可切削性比参考示例1和2更好。当对于上述铁系烧结材料也类似地测试可切削性时，每个切削刀具加工的气缸盖的个数约为180个且较少，因此可切削性较低。
让我们综合评价上述试验结果，当本身是内燃机用动态阀系统部件的阀座由本发明的堆焊耐磨铜基合金的堆焊层形成时，或者当本发明的堆焊耐磨铜基合金的堆焊层层叠到阀座上时，应该理解，可以改善阀座的耐磨性；另外可以抑制配合件的侵蚀性；并且也可以减小作为配合件的阀的磨损量。另外，提高抗裂性及可切削性是有利的，尤其是在通过将其堆焊而形成堆焊层的情况下是有利的。
(可应用示例)图6和7示出可应用示例。在这种情况下，阀座通过堆焊堆焊耐磨铜基合金形成在与汽车内燃机11的燃烧室连通的开口13上。在这种情况下，在与铝合金制成的内燃机11的燃烧室连通的开口13的内缘部分上，设置形成环状的周缘面10。在扩散器100X移近周缘面10的状态下，通过将包括本发明的堆焊耐磨铜基合金的粉末100A堆积到周缘面10上而形成粉末层，此外，通过用激光束41照射粉末层而在周缘面10上形成堆焊层15，该激光束41从激光振荡器振荡，同时通过光束振荡器58使激光束41摆动。该堆焊层15成为阀座。在其堆焊过程中，从供气设备102X将保护气体(一般是氩气)供应到堆焊位置，从而保护堆焊位置。
(其它)在上述实施例中，堆焊耐磨铜基合金的粉休通过气体雾化处理而形成，然而，并不限于此，适当的是通过粉末处理形成堆焊耐磨铜基合金的堆焊粉末，例如使熔融金属与旋转体碰撞以使其成粉末的机械雾化处理，或者利用粉碎装置的机械粉粹处理。
上述实施例是将它们应用于构成内燃机的动态阀系统的阀座的情况，然而，它们不限于此。根据不同的情况，它们可应用于用于构成作为阀座的配合件的阀的材料，或者可选地应用于待堆焊到阀上的材料。内燃机可以是汽油发动机或者柴油发动机。上述实施例应用于堆焊的情况，然而，它们不限于此，根据不同的情况，它们可应用于锭产品、烧结产品等。
此外，本发明不限于上述实施例以及仅在附图中示出的实施例，而是可以在不脱离要旨的范围内实施，同时适当地进行改变。在各示例中陈述的应用方式及措辞或语句表达，甚至它们的一部分，可以在各个权利要求中陈述。应该注意的是，在表1-表11中所陈述的组成成分含量的数值可以定义为权利要求或附加项的组成成分的上限值或下限值。
从上述说明也可以理解下列技术思想。
(附加项1)堆焊层由根据各权利要求的堆焊耐磨铜基合金中的一种形成。
(附加项2)堆焊滑动部材由根据各权利要求的堆焊耐磨铜基合金中的一种形成。
(附加项3)在附加项1或附加项2中，堆焊层或堆焊滑动部材通过选自激光束、电子束和电弧的高密度能热源形成。
(附加项4)用于内燃机的动态阀系统部材(例如阀座)，具有堆焊层的动态阀系统部材由根据各权利要求的堆焊耐磨铜基合金中的一种形成。
(附加项5)滑动部材生产方法的特征在于，用根据各权利要求所述的堆焊耐磨铜基合金中的一种使基底覆盖有堆焊耐磨铜基合金。
(附加项6)滑动部材生产方法的特征在于，通过用根据各权利要求的堆焊耐磨铜基合金中的一种的粉末材料使基底覆盖有粉末材料而形成粉末层；并使粉末材料转变成熔融金属并随后使其凝固，因而形成具有良好耐磨性的堆焊层。
(附加项7)在附加项6中，滑动部材生产方法的特征在于，通过快速加热和快速淬火形成堆焊层。
(附加项8)在附加项6中，滑动部材生产方法的特征在于，通过选自激光束、电子束和电弧的高密度能热源实现粉末层到熔融金属的转变。
(附加项9)在附加项5或附加项6中，滑动部材生产方法的特征在于，基底由铝或铝合金形成。
(附加项10)在附加项5或附加项6中，滑动部材生产方法的特征在于，基底是内燃机用动态阀系统部件或者动态阀系统部分(例如阀座)。
(附加项11)阀座合金由根据各权利要求的堆焊耐磨铜基合金中的一种形成。
(附加项12)各权利要求中的一项所述的堆焊耐磨铜基合金的特征在于，硬质颗粒分散在基体中；硬质颗粒是这样的，即硅化物和Ni-Fe-Cr系固溶体适于作为主要成分；以及基体是这样的，即Cu-Ni系固溶体和主要成分为Ni的硅化物适于作为主要组成。
(附加项13)粉末材料由根据各权利要求的堆焊耐磨铜基合金中的一种形成。
(附加项14)用于堆焊的粉末材料，该粉末材料由根据各权利要求的堆焊耐磨铜基合金中的一种形成。
(附加项15)滑动部材的特征在于，由根据各权利要求的堆焊耐磨铜基合金中的一种形成的堆焊层层叠在基底上。
(附加项16)滑动部材的特征在于，由根据各权利要求的堆焊耐磨铜基合金中的一种形成的堆焊层层叠在基底上，该基底的底部材料是铝或铝合金。
工业适用性如上述所，根据本发明的堆焊耐磨铜基合金可应用于构成滑动部材的滑动部的铜基合金，该滑动部材以动态阀系统部材为代表，例如内燃机的阀座和阀。
权利要求
1.一种堆焊耐磨铜基合金，其特征在于，所述合金按重量％计包含以下成分镍5.0-20.0％；硅0.5-5.0％；锰3.0-30.0％；和一种与锰结合以形成拉弗斯相以及附加地形成硅化物的元素3.0-30.0％；以及不可避免的杂质；其余剩余成分为铜。
2.根据权利要求1所述的堆焊耐磨铜基合金，其特征在于，所述与锰结合以形成拉弗斯相以及附加地形成硅化物的元素为钛、铪、锆、钒、铌和钽中的一种或两种或多种元素。
3.根据权利要求1或2所述的堆焊耐磨铜基合金，其特征在于，所述合金按重量％计含有碳化钛、碳化钼、碳化钨、碳化铬、碳化钒、碳化钽、碳化铌、碳化锆和碳化铪中的一种或两种或多种成分0.01-10.0％。
4.根据权利要求1-3中的任一项所述的堆焊耐磨铜基合金，其特征在于，所述硅化物是分散的。
5.根据权利要求1-4中的任一项所述的堆焊耐磨铜基合金，其特征在于，所述合金包括基体和分散在该基体中的硬质颗粒；所述基体的平均硬度为130-260Hv；而所述硬质颗粒的平均硬度比所述基体的平均硬度硬。
6.根据权利要求1-5中的任一项所述的堆焊耐磨铜基合金，其特征在于，所述基体的主要成分为Cu-Ni系固溶体及主要成分为镍的硅化物。
7.根据权利要求1-6中的任一项所述的堆焊耐磨铜基合金，其特征在于，所述合金用作堆焊用合金，所述合金在由高密度能量射束熔融后凝固。
8.根据权利要求1-7中的任一项所述的堆焊耐磨铜基合金，其特征在于，所述合金构成堆焊层，该堆焊层要被覆盖到基底上。
9.根据权利要求1-8中的任一项所述的堆焊耐磨铜基合金，其特征在于，所述合金用于滑动部材。
10.根据权利要求1-9中的任一项所述的堆焊耐磨铜基合金，其特征在于，所述合金用于内燃机用的动态阀系统部材。
全文摘要
本发明提供一种堆焊耐磨铜基合金，所述合金对增强抗裂性和可切削性是有利的，尤其适合于堆焊以形成堆焊层的情况，并以良好的平衡方式相容地具有耐磨性、抗裂性和可切削性。该堆焊耐磨铜基合金的特征在于，它具有包括按重量％计的以下成分的组成镍5.0－20.0％；硅0.5－5.0％；锰3.0－30.0％；以及与锰结合以形成拉弗斯相并附加地形成硅化物的元素3.0－30.0％；以及不可避免的杂质；其余剩余成分为铜。上述元素可以是钛、铪、锆、钒、铌和钽中的一种或两种或多种元素。
文档编号C22C9/06GK1930315SQ20058000818
公开日2007年3月14日 申请日期2005年1月26日 优先权日2004年3月15日
发明者河崎稔, 大岛正, 小林孝雄, 中西和之 申请人:丰田自动车株式会社