概要：銅鋼複合材料は、 レーザークラッディング技術銅鋼複合材料の合金層、界面、マトリックス微細構造を特徴付け、銅合金層と界面の機械的特性と摩擦特性を検出しました。結果は、レーザークラッディングと銅合金層へのニッケル拡散によって引き起こされた微細結晶強化により、銅合金層が優れた機械的特性を示すことを示し、これは銅錫合金中のニッケルの存在が複雑な三元相を生成し、結晶粒の微細化により錫の偏析が弱まるためです。一方、粒界の増加によりδ相が分離し、連続した粗大δ相の消失は粒内および粒界の散在した析出に変換されます。平均引張強度は、
製造された銅鋼複合合金層の平均引張強度は502.3MPa、平均降伏強度は356.6MPa、平均伸びは11.05%、平均断面収縮率は8.55%、平均弾性率は106.863GPa、平均せん断強度は450.9MPa、銅合金の界面接合強度は549.7MPa、摩擦係数は0.786～0.846である。
キーワード：銅/鋼複合材、レーザークラッディング、δ相

錫青銅は錫を主な合金元素とする銅合金です。錫元素は銅マトリックスに溶解してα固溶体とδ相（Cu41Sn11）を形成します。α固溶体は面心立方構造を持ち、錫青銅の主成分相です。δ相は複雑な立方構造で、硬くて脆いです。このXNUMXつの相の存在により、錫青銅は強度と硬度が高く、耐食性と耐摩耗性に優れています。研究によると、ニッケル元素を添加すると、合金の強度、耐摩耗性、可塑性が向上し、合金の応力腐食感受性も低下することがわかっています。錫青銅は通常、鋼マトリックスと複合されて錫青銅/鋼複合材料を形成します。銅/鋼複合材料は、銅と鋼の利点を組み合わせ、それぞれの欠点を克服し、より優れた総合性能を発揮します。そのため、銅/鋼複合材料は、電子情報、通信工学、海洋工学などのさまざまな分野で広く使用されています。

現在、研究者らはレーザー粉末床や電子ビーム粉末床溶融技術の使用、レーザーや電子ビームを熱源とする粉末床粉末積層造形法に基づく銅鋼複合材料の製造など、多くの研究を行っている。これは、冶金結合、複雑な構造の一体成形、高い成形精度、良好な機械的性質などの特徴を備えており、製造効率を向上させます。しかし、この技術で製造された銅鋼複合材料は比較的高価であり、クラッド層には依然として気孔、亀裂、介在物などの欠陥があり、複合材料の性能に影響を与えます。現在、銅鋼複合材料の界面結合メカニズム理論はまだ成熟しておらず、界面結合の強度と安定性が複合材料の性能に極めて重要であるため、さらなる最適化が必要です。

本研究では、レーザークラッディング技術を用いて錫青銅/鋼の積層複合材料を作製し、銅鋼複合材料の界面接合機構、微細構造、機械的性質などの特徴を探求した。研究成果は、滑り軸受、減速機タービン、オイル分配プレートなどの重要部品の製造に新たな技術的道を切り開くことができ、明確な工学的意義を持つと同時に、高強度銅鋼複合材料の製造に理論的根拠を提供する。

1. 試験材料と試験方法
試験基板は、サイズがΦ42mm×150mmの焼き入れ焼き戻し済みの600CrMoA鋼鍛造棒です。銅鋼遷移層溶接ワイヤは、直径Φ718mmのインコネル1.2合金です。銅合金溶接ワイヤは、直径Φ12mmのCuSn1.2です。1つの溶接ワイヤの化学成分を表2と表42に示します。200CrMoA鋼鍛造棒の酸化層は、クラッディング前に研磨する必要があります。研磨後、基板を予熱用のヒーターで包み、レーザークラッディングプロセス中の液体金属の流動性を確保します。基板の表面温度が80℃に上昇すると、加熱を停止します。使用するすべての溶接ワイヤは、レーザークラッディングの前に高温および低温ボックスで予熱して、油や湿気などの影響を取り除き、2℃で300時間保持する必要があります。クラッディング後、サンプルは応力除去焼鈍処理を受け、処理プロセスは2℃/XNUMX時間、空冷です。

微細構造は、超高解像度電界放出走査電子顕微鏡（SEM、SEMEV018）と光学金属組織顕微鏡（OM、Olympus-GX71）によって特徴付けられました。試験の前に、サンプルの表面の酸化物層を除去するために、サンプルを600＃、800＃、1000＃、2000＃のサンドペーパーで研磨し、サンプルの表面が明るく、明らかな傷がないようにしました。次に、対応する腐食剤を使用して腐食させ、腐食時間は約15秒でした。次に、残った腐食液をアルコールですばやく洗い流し、サンプル表面を空気で乾燥させました。腐食剤の比率は、10gのFeCl3溶液+ 10mLのHCl溶液+ 120mLのH2Oでした。

微小硬度試験は、KB3000 BVR-Video型Brove自動硬度計を使用し、荷重力31.25 kgf（1 kgf = 9.8 N）、滞留時間15秒で実施しました。各サンプルの硬度試験は少なくとも5回繰り返しました。引張、せん断、接着強度試験は、UTM5504HAを使用して実施しました。
ダブルカラム床置き型電子万能試験機。銅合金の引張、せん断、接着強度試験片を鋼棒の長さに沿って採取しました。1つの引張試験片（No. 2と15）を採取し、試験片の幅bo = 2.40 mm、厚さao = 0.2 mm、規定塑性伸びεp = 25％、伸び計ゲージ長Le = 0.00025mm、ひずみ速度は1 s-1.0でした。せん断強度試験と接着強度試験の引張速度は1mm /分でした。2つのせん断試験片（No. 3、1、2）と3つの接着強度試験片（No. 4、XNUMX、XNUMX、XNUMX）を採取しました。

摩擦摩耗試験機を用いて銅合金層の摩擦摩耗性能を試験した。銅合金層サンプルをサンドペーパーで徐々に1200メッシュまで研磨し、次にサンプル表面を研磨布で鏡面になるまで研磨した。摩擦摩耗試験 研磨ボールの半径は5mm、材質はAl2O3、摩擦速度は6mm/s、荷重はそれぞれ3Nと5Nに設定し、30分間の往復摩擦摩耗試験を行った。摩擦摩耗後の銅合金層の3D形態をレーザー共焦点顕微鏡で観察し、摩耗量を算出した。

2 結果と考察

2.1 微細構造解析
2.1.1 銅合金層構造の分析 図1は、銅合金層の500倍の金属組織学的微細構造です。この微細構造は、銅鋼複合構造における銅合金層の典型的な相分布を示しています。室温では、微細構造はα-Cuマトリックスと粒界および粒内δ相で構成されています。不規則な球状δ（Cu41Sn11）相は灰色で、粒界に沿って断続的に分布しています。五角形のδ相は粒内に散在しており、α-Cuは明るい白色です。銅合金層の粒径は8〜9です。500倍の微細構造写真には明らかな気孔は見られません。銅合金層の密度は高く、δ相は硬くて脆い相です。このタイプの粒界相変態は、材料のさまざまな特性を強化することができます。 Cu-Sn 相図によれば、δ 相は非定常相であり、350°C で分解します。

2.1.2 インターフェース構造分析
図2（a）は、銅合金層と遷移層の界面を示しています。図2（a）に示すように、遷移層と銅合金層は良好な冶金結合を実現しています。銅合金の第0.3615層のレーザークラッディング中に、溶融池内の高温の金属液体が遷移層を流れ、ニッケル元素が銅合金層に拡散し、ニッケルと銅元素の混和性が生じます。結晶構造から、CuとNiは同じ構造（fcc）と類似の格子定数（aCu = 0.3524 nm、aNi = XNUMX nm）を持っていることがわかります。液体状態では、ニッケルと銅は互いに無限に溶解することができ、これも遷移層としてニッケルベースの材料を選択する重要な理由です。銅と鋼を直接複合すると、液体銅は鋼の粒界に剥離効果をもたらし、貫通亀裂を引き起こしますが、ニッケルベースの合金は鋼と銅との冶金結合を実現できます。レーザークラッディング銅合金の第 XNUMX 層は、灰色の構造が白色のデンドライトに挟まれた不均一なデンドライト偏析を示し、第 XNUMX 層の銅合金は等軸結晶微細構造を示しました。凝固プロセス中に、デンドライト構造内の Ni、Sn/Cu 元素の分布により偏析相が形成されました。第 XNUMX 層の銅合金のレーザークラッディング中にニッケル含有量が減少したため、偏析相を形成できませんでした。銅合金層の微細構造は等軸でした。

図2（b）は鋼基材とニッケル基遷移層との界面を示す。図2（b）の界面の金属組織写真から、熱影響部の平均厚さは1.7mmであることがわかる。溶融線付近や母材付近には微小亀裂や欠陥はなく、組織の劣化もなく、熱影響部の品質が良好であることがわかる。

図3から、熱影響部の組織は主にフェライトとマルテンサイトで構成され、フェライトは針状に分布していることがわかります。図3（a）からわかるように、ニッケル基遷移層付近の熱影響部は粗大な針状組織であり、そのほとんどは粗大なマルテンサイト組織です。母材領域付近の組織（図3（b））と比較すると、ニッケル基遷移層付近の組織のサイズは小さく、マルテンサイト含有量は減少し、サイズは小さくなっています。残りの小さなブロック組織はフェライトです。42CrMo鋼は中炭素低合金鋼であるため、CrやMoなどの合金元素を添加すると、基材の硬化性が大幅に向上します。ニッケル基遷移層付近の熱影響部は、完全焼入れ領域に属します。レーザークラッディング中のこの領域の温度はAc3を超えており、粗大なマルテンサイトが得られます。レーザークラッディング時の母材近傍の熱影響部の温度は比較的低く、Ac1 と Ac3 の間です。レーザーエネルギーの急速加熱の条件下では、少量のフェライトがオーステナイトに溶解し、パーライト、ベイナイト、トルースタイトがオーステナイトに変化します。冷却中にオーステナイトはマルテンサイトに変化しますが、フェライトはオーステナイト内に残り、変化中に徐々に成長します。その後、マルテンサイトとフェライトの混合組織が形成され、不完全焼入れ部とも呼ばれます。

2.2 機械的特性分析
図4は銅/鋼複合材料の銅合金層の応力-ひずみ曲線です。試験結果によると、サンプルNo.1の引張強度Rmは503.8MPa、規定塑性伸長強度Rpは359.2MPa、伸びは9.4％です。弾性率は107.650GPaと計算され、断面収縮率は7.7％です。サンプルNo.2の引張強度Rmは500.8MPa、規定塑性伸長強度Rpは354.0MPa、伸びは12.7％です。計算された弾性率は106.076GPa、断面収縮率は9.4％です。銅合金層の平均引張強度は502.3MPa、平均降伏強度は356.6MPa、平均伸びは11.05％、平均断面収縮率は8.55％、平均弾性率は106.863GPaです。測定と計算の結果、合金層の平均硬度は191HBです。

BS-EN-1982規格では、通常、遠心鋳造CuSn12二元合金のRpが150MPa、Rmが280MPa、伸びが5％であることが要求されています。この研究では、ニッケルベースの合金を遷移層として使用しました。レーザーエネルギーの溶解と拡散により、遷移層のニッケル元素が銅鋼複合構造の銅合金層に拡散しました。試験結果によると、Ni含有銅スズ合金の降伏強度、引張強度、伸びは高く、ニッケルの存在が銅スズ合金の強化における重要な要因の12つであることを示しています。また、いくつかの研究では、ニッケルスズ青銅の微細構造と相形成は二元青銅とは大きく異なり、特にニッケル含有量の高い合金で顕著で、複雑な三元相を形成していると指摘されています。ただし、三元系の高Cu領域の合金は通常、Ni成分が固定された擬似二元合金として分析されます。これらの三元状態図では、CuSn12Ni領域の相境界がまだ決定されていないことがわかります。周知のように、合金強化相の形態、分布、析出位置は、合金の総合的な機械的特性に大きな影響を与えます。遠心鋳造CuSnXNUMX二元合金の微細構造では、連続した粗大なδ相が粒界に分布していますが、本研究で得られた微細構造δ相は、五芒星型または不規則な球形の形で粒内および粒界に散在しています。本研究で使用したレーザークラッディング技術は、急速凝固プロセスです。このような急速な熱サイクル条件下では、結晶粒が成長する時間が十分にないため、得られた銅合金層の結晶粒は鋳造組織よりも細かくなります。結晶粒の微細化によりスズの偏析が弱まり、結晶粒界の増加によりδ相が分離するため、連続した粗大なδ相は消滅します。したがって、結晶粒および粒界に散在する五芒星形態または不規則な球状δ相は銅合金層に良好な強化効果をもたらすが、粒界に分布するδ相の連続クラスターはマイナスの効果をもたらすと結論付けることができる。 Linらは、Sn-Cu-Niはんだ系の研究において三元相が存在しないことを報告したが、Schmettererらは、Cu含有量の低いXNUMXつの三元化合物のみを特定した。 Linらはまた、CuとNiの三元角間の連続固溶体を提案した。 銅-スズ（Cu-Sn）系へのニッケル（Ni）の添加は、合金の微細構造、機械的特性および処理パラメータに大きな影響を与える。 ただし、この合金における銅、スズ、ニッケル原子間の相互作用はまだ不明である。

図5は、銅/鋼複合構造の銅合金層のせん断力と変位の関係図である。せん断試験片は図5の右上に示されています。試験片上部の小さな直方体のサイズは、長さ9.7mm、幅2.5mm、高さ2.5mmです。小さな直方体と下の大きな直方体との界面はすべて銅合金層組織です。試験結果によると、サンプルNo.1のせん断強度は453.1MPa、サンプルNo.2のせん断強度は465.7MPa、サンプルNo.3のせん断強度は433.9MPa、銅合金層の平均せん断強度は450.9MPaです。上記のデータから、銅合金層は優れたせん断破壊抵抗を示すことがわかります。銅鋼複合構造は、大きなせん断力に耐える必要があるエンジニアリング構造や部品に適用でき、より優れた安全性を提供できます。せん断強度は、材料の組織構造、粒径、強度、欠陥などの要因に関係しており、そのため、本研究でレーザークラッディング技術によって製造された銅鋼複合構造は、優れた総合性能を備えています。

図6に示す形状試験サンプルと引張試験治具は、準備した銅鋼複合材料にCNC工作機械を使用して加工されています。一番右が組み立てられた接合試験サンプルです。接合試験サンプルと銅合金との接合界面はニッケルベースの遷移層です。組み立てられた接合試験サンプルは、接合試験のために引張機の両端でクランプされます。接合試験の前に、試験治具内での接合試験サンプルの可動性を手動でテストし、上下の固着が接合試験値に大きな誤差を生じないようにしました。図6は、銅合金層の界面接合強度と変位のグラフです。この試験では、合計4つの接合試験サンプルを準備し、銅合金との接合面の直径は3.6mmでした。表3に示すように、サンプルNo.1の界面接合強度は616.5MPa、サンプルNo.2の界面接合強度は604.1MPa、サンプルNo.3の界面接合強度は549.7MPa、サンプルNo.4の界面接合強度は627.1MPaであり、平均接合強度は599.35MPaである。サンプルNo.1、2、4は明らかなネッキングを示し、界面接合強度が高い。破断部のEDS分析（図7（e））から、破断部の化学組成は主にニッケルと微量のチタンであることがわかり、破断はニッケルベースの遷移層で発生し、破断部には多数のディンプルがあることを証明しています。破断は遷移層で発生し、すべての試験片は明らかなネッキングを示しました。破壊の過程では、多数のディンプルが出現するだけでなく、川状や舌状のパターンも出現し、擬似劈開面を形成しました（図 7 (b) の白矢印で示すように）。また、図 7 (b) の実線で示すように、破壊形態には微細なディンプルが観察されました。これらの微細なディンプルの形成は、ニッケルベースの遷移層におけるナノスケールの析出物と関係しています。

図8の破断写真から、接合強度試験片が明らかなネッキングを起こしていないことがわかります。図8（f）に示すように、破断は主にCu、Sn、および少量のNi元素で構成されています。したがって、試験片の破断はニッケルベースの遷移層と銅合金層との界面で発生したと結論付けることができます。界面接合強度は549.7MPaで、遷移層での破断の界面接合強度よりも低いです。図8（a）からわかるように、破断は比較的平坦で、適用された引張応力の方向に対して垂直です。微細構造には明らかな段差と劈開面が見られます（黒矢印で示すように、図8（b））。破壊メカニズムは延性脆性複合破壊です。破断からは、マイクロクラック（赤矢印で示す、カラー写真は電子版を参照、以下同じ）と穴欠陥（黄矢印で示す）の存在がわかります。粒界に沿って不連続に析出する脆い第 XNUMX 相は、粒界で亀裂が拡大する可能性をもたらし、銅合金層の強度は向上しますが、可塑性は低下します。

図9は、摩擦時間30分で異なる荷重条件下で銅合金層の摩擦摩耗試験を行った後の、異なる倍率でのサンプル表面のSEM画像です。図9からわかるように、荷重が増加すると、合金の摩耗痕の幅と深さが増加します。往復摩擦プロセス中に、試験摩擦面の蓄積により摩耗痕の端が膨らみ、摩擦せん断力の作用下で銅合金が明らかな塑性変形を起こしたことを示しています。また、摩擦プロセス中に剥離が発生し、摩耗痕の内側に凹凸が生じます。合金を5Nの荷重で摩擦摩耗試験にかけると、摩擦によって引き起こされた表面層の塑性変形が摩耗面から遠く離れた領域に浸透し、より深刻な摩耗が発生します。これは、荷重が増加し、摩擦プロセス中に発生する熱が増加し、一部の破片が軟化して摩擦面に付着し、往復摩擦後に合金表面がさらに剥離して摩耗が激しくなるためです。

図10は、同じ周波数条件下で、荷重が3Nと5Nで30分間のときのCu合金の摩擦係数の時間変化のグラフです。図10に示すように、慣らし段階では、合金サンプルの表面粗さが不均一なため、すべてのサンプルの摩擦係数は比較的低く、一定の変動があります。荷重が3Nと5Nの場合、合金の摩擦係数は安定した傾向にあり、摩擦プロセスは安定しています。主な理由は、低荷重下では、摩擦は主に接着と微小変形によって制御される可能性があり、これらが3つの荷重範囲を支配しているためです。摩擦メカニズムは大きく変化しないため、摩擦係数は比較的安定しています。荷重が5Nから0.786Nに増加すると、銅合金層の平均摩擦係数は0.807と0.832から0.846と0.786に増加し、0.846からXNUMXの範囲になります。これは主に、摩擦時間が一定の場合、負荷が大きいほど、摩擦プロセス中に発生する摩擦熱によって材料表面の接触層の状態が変化し、表面の広い領域が溶融し、摩耗メカニズムが変化するためです。銅合金層の摩耗モードは、研磨摩耗から凝着摩耗へと徐々に変化します。この変化は通常、摩擦係数の増加を伴います。

図11と図12は、それぞれ異なる荷重（3Nと5N）下での銅合金の11次元摩耗形態と等高線図である。図12（a）と図3（a）から、銅合金の摩耗痕の幅と深さは、荷重の増加とともに増加することがわかる。往復摩擦プロセス中に、試験摩擦面の蓄積により摩耗痕の端が膨らみ、合金が摩擦せん断力の作用下で明らかな塑性変形を起こしたことを示す。同じ合金に異なる荷重がかかると、荷重が大きいほど、合金の端の膨らみが深刻になる。これは、荷重が増加するにつれて、摩擦プロセス中に発生する熱が増加し、一部の破片が軟化して摩擦面に付着するためである。往復摩擦後、合金表面はさらに剥離し、摩耗が増加する。荷重が増加すると、大きな荷重が接触面をより柔らかい研削面に押し込み、実際の接触面積が増加し、粗いピークが横方向のせん断力で急速に平坦化され、摩耗深さが増加し、摩耗量が増加します。荷重が増加すると、摩擦熱が発生し、接触面の温度が上昇し、摩擦面が軟化して硬度が低下し、摩耗が増加します。摩擦荷重が5Nと1Nのとき、サンプルNo.2.4の摩耗率はそれぞれ10×3-3 mm2.6 /（N·m）と10×3-3 mm2 /（N·m）であり、サンプルNo.1.9合金の摩耗率はそれぞれ10×3-3mm2.5 /（N·m）と10×3-3mmXNUMX /（N·m）です。結果から、室温での銅合金の摩耗率が比較的高い理由は、研削ボールの硬度が銅合金の硬度よりも高いためであることがわかります。摩擦プロセス中、銅合金は摩耗の影響を受けやすくなります。摩耗生成物の形成と移動は摩擦挙動に影響を与え、最終的には摩耗率が高くなります。

3結論

本論文では、レーザー積層造形技術によって銅/鋼複合材料を作製した。銅/鋼複合材料の銅合金層、界面、およびマトリックスの微細構造をOMおよびSEMで特性評価した。銅合金層と界面の機械的特性と摩擦特性を引張試験、摩擦および摩耗試験で試験した。遷移層元素と銅合金層の析出が合金構造と機械的特性に与える影響を明らかにした。破壊形態と破壊メカニズムを研究し、分析した。

（１）銅／鋼複合材料の微細組織は、灰色で不規則な球状δ相が粒界に沿って不連続に分布し、五角形のδ相が粒内に散在し、α-Cuが明るい白色で示されていた。銅合金層には明らかな欠陥は見られず、粒径は1～8であった。界面熱影響部の平均厚さは9mmであった。溶融線付近および母材付近には微小な亀裂や欠陥はなく、構造劣化も見られなかった。

（２）銅合金層は優れた機械的特性を示すが、これは遷移層から銅合金層へのニッケル元素の拡散によるものである。ニッケル元素は銅スズ合金に複雑な三元相を形成する。レーザー付加技術によって調製された合金構造は微細な粒子を有する。微細化された粒子はスズの偏析を弱める。粒界の増加はδ相の分離を引き起こす。連続した粗いδ相の消失は、粒内および粒界での散在した析出に変化する。

（３）レーザー積層造形法で作製した銅/鋼複合材料の平均引張強度は3MPa、平均降伏強度は502.3MPa、平均伸びは356.6%、平均断面収縮率は11.05%、平均弾性率は8.55GPa、平均せん断強度は
450.9MPa、銅合金と遷移層との界面結合力は549.7MPa、摩擦係数は0.786〜0.846であり、銅合金層は優れた機械的耐性と耐摩耗性を示します。

（4）銅合金層の破壊は比較的平坦で、加えられた引張応力の方向に対して垂直である。明らかな段差と劈開面が見られる。破壊機構は延性破壊と脆性破壊の組み合わせである。粒界に沿って不連続に析出する脆性相が亀裂源である。粒界での膨張により銅合金層の強度は増加するが、塑性は減少する。