DE102012204967B4

DE102012204967B4 - Kupfer-basiertes Gleitmaterial

Info

Publication number: DE102012204967B4
Application number: DE102012204967.3A
Authority: DE
Inventors: Takuo Imai; Kouji Zusi; Kentaro Tujimoto
Original assignee: Daido Metal Co Ltd
Current assignee: Daido Metal Co Ltd
Priority date: 2011-03-30
Filing date: 2012-03-28
Publication date: 2017-08-24
Anticipated expiration: 2032-03-29
Also published as: GB2489601B; DE102012204967A1; JP5377557B2; GB2489601A; GB201205639D0; JP2012207277A

Abstract

Kupfer-basiertes Gleitmaterial, das eine Stahlstützschicht (1) und eine Cu-basierte Legierungsschicht (2) umfasst, wobei die Cu-basierte Legierungsschicht (2) aus, als Massenprozent, 6 bis 12% Sn, 11 bis 30% Bi, 0,01 bis 0,05% P, optional einer Gesamtmenge von 0,1 bis 10% wenigstens eines, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ni, Fe und Ag, optional einer Gesamtmenge von 0,1 bis 10% wenigstens einer anorganischen Verbindung und als Rest Cu und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, wobei das Massenverhältnis von Bi zu Sn (Bi/Sn) 1,7 bis 3,4 ist und das Massenverhältnis von Bi zu P (Bi/P) 500 bis 2100 ist und wobei eine Cu-Sn-P-basierte Verbindung (7) in der Cu-basierten Legierungsschicht (2) dispergiert ist und Bi-Körner in der Cu-basierten Legierungsschicht (2) so dispergiert sind, dass die durchschnittliche Kornfläche der Bi-Körner 60 bis 350 μm2 ist, wenn sie in einem Querschnitt parallel zu einer Dickerichtung der Cu-basierten Legierungsschicht (2) betrachtet wird.

Description

Technisches Gebiet
Die Erfindung betrifft ein Kupfer-basiertes Gleitmaterial, das verbesserte Ermüdungsbeständigkeit und verbesserte Beständigkeit gegen Festfressen hat. Das Material ist insbesondere für Lagerhalbschalen, Laufbuchsen, Druckscheiben oder dergleichen in Kraftfahrzeugen, Industriemaschinen oder dergleichen geeignet.
Hintergrund der Erfindung
Im Allgemeinen wird ein Kupfer-basiertes Gleitmaterial für Gleitlager für Verbrennungsmotoren herkömmlicherweise durch ein kontinuierliches Sinterverfahren produziert. Im Sinterverfahren wird ein Cu-basiertes Legierungspulver kontinuierlich auf einem Stahlstreifen verteilt und danach kontinuierlich gesintert und gewalzt. Um neueren Umweltrestriktionen zu entsprechen, wurde verlangt, dass das Kupfer-basierte Gleitmaterial frei von Pb ist. So wurde vorgeschlagen, dass die gesinterte Cu-basierte Legierung Bi anstelle von Pb enthält (siehe zum Beispiel JP-Patent Nr. 3421724 , US 2003/0068106 A1 , JP-A-2010-535287 , JP-A-04-28836 und JP-A-05-263166 ).
Kurze Zusammenfassung der Erfindung
Die Kurbelwelle für Verbrennungsmotoren zeigte in den letzten Jahren die Tendenz, dass ihre Rotationsgeschwindigkeit erhöht wurde, und so wird von einem Gleitlager verlangt, dass es eine höhere Beständigkeit gegen Festfressen hat. Die gesinterte Cu-basierte Legierung, die Bi enthält, wird als das Kupfer-basierte Gleitmaterial verwendet und enthält vorzugsweise nicht weniger als 10 Massen-% Bi, um die Beständigkeit gegen Festfressen zu verbessern.
JP Patent No. 3421724 , US 2003/0068106 A1 und JP-A-2010-535287 offenbaren, dass eine Cu-basierte Legierung, die Bi enthält durch ein kontinuierliches Sinterverfahren gesintert wird. Es hängt in großem Maße von der Bi-Menge ab, ob die gesinterte Cu-basierte Legierung eine hohe Festigkeit hat. Wie in 4A gezeigt ist, gibt es eine große Reihe von Zwischenräumen in einer Kupferlegierungsschicht, wenn ein Cu-basiertes Legierungspulver 4 auf einem Stahlstreifen oder einem Stützstahl 1 verteilt wird. Wie in 4B gezeigt ist, schmilzt Bi 6 in dem Cu-basierten Legierungspulver 4 bei etwa 271°C und bildet eine flüssige Phase, wenn die Temperatur in einem ersten Sinterschritt erhöht wird. Wenn die Temperatur die Sintertemperatur erreicht und dann ein Abkühlen beginnt, wird die Bi-Schmelze 6 aus dem Cu-basierten Legierungspulver 4 herausgedrückt und fließt in die Zwischenräume zwischen den Partikeln des Cu-basierten Legierungspulvers 4, da eine Cu-basierte Legierung 5 eine schnellere Schrumpfungsrate als Bi 6 hat, wie es in 4C gezeigt ist. Die Bi-Schmelze 6, die in die Zwischenräume geflossen ist, verteilt sich entlang einer Oberfläche des Cu-basierten Legierungspulvers 4, was in einer Vergröberung von Bi-Körnern 3 in einer Cu-basierten Legierungsschicht 2 resultiert, wie es in 3 und 4D gezeigt ist. Es wird betont, dass 3 eine Struktur einer Cu-basierten Legierung nach einem Walzschritt und einem zweiten Sinterschritt an einer gesinterten Cu-basierten Legierung, die dem ersten Sinterschritt unterzogen wurde, gezeigt in 4D, veranschaulicht. Die Vergröberung der Bi-Körner 3 erfolgt insbesondere, wenn die Cu-basierte Legierungsschicht nicht weniger als 10 Massen-% Bi enthält. Bi ist lediglich in der Cu-basierten Legierungsschicht 2 vorhanden, da Bi kaum in der Cu-basierten Legierung als fester gelöster Stoff vorliegt (solid-solutes). Außerdem hat Bi eine deutlich geringere Festigkeit als die Cu-basierte Legierung. Wenn ein Lager einer dynamischen Last unterzogen wird, bilden sich leicht Risse ab dem vergröberten Bi-Korn oder einer Korngrenze zwischen dem Bi-Korn und der Cu-basierten Legierung, was zu einer Ermüdungszerstörung in der Cu-basierten Legierungsschicht führt, wie es in Abschnitt [0030] in US 2003/0068106 A1 beschrieben ist.
Außerdem schlagen US 2003/0068106 A1 und JP-A-2010-535287 ein Lager vor, das eine Cu-basierte Legierungsschicht umfasst, welche eine Zusammensetzung aus Cu-Sn-P-Bi hat. Eine Matrix dafür besteht aus einer festen Lösung von Cu, Sn und P. Es wird beschrieben, dass, wenn eine Gleitlast während des Betriebs auf das Lager angewendet wird, Sn in der Matrix an eine Gleitoberfläche des Lagers wandert und dort eine Sn-reiche Schicht bildet, wodurch die Beständigkeit des Lagers gegen Festfressen verbessert wird. Wenn Sn an der Oberfläche der Cu-basierten Legierung, welche die Gleitoberfläche des Lagers ist, konzentriert wird, nimmt allerdings die Beständigkeit gegen Festfressen ab, da die Cu-basierte Legierung um die Gleitoberfläche gehärtet wird.
Andererseits offenbaren JP-A-04-28836 und JP-A-05-263166 , dass ein Cu-basiertes Legierungspulver, das Bi enthält, durch ein mechanisches Legierungsverfahren produziert wird und das Cu-basierte Legierungspulver bei einer relativ niedrigeren Temperatur (400 bis 800°C, vorzugsweise 400 bis 700°C) gesintert wird, um ein Kupfer-basiertes Gleitmaterial zu erhalten, das feine Bi-Körner enthält. Wenn allerdings das Sintern bei einer Temperatur von nicht höher als 800°C in dem kontinuierlichen Sinterverfahren durchgeführt wird, ist die Bindungsfestigkeit zwischen einer Stahlstützschicht und einer Cu-basierten Legierungsschicht ungenügend, was zu einer Verringerung bei der Ermüdungsbeständigkeit führt. Wenn dagegen das Sintern bei einer Temperatur von über 800°C durchgeführt wird, kann eine hohe Bindungsfestigkeit an die Stahlstützschicht erreicht werden. Da das Sintern des Cu-basierten Legierungspulvers allerdings sukzessive fortschreitet, werden die Bi-Körner in der Cu-basierten Legierungsschicht gröber, wie es in JP-A-04-28836 beschrieben ist.
Die Erfindung wurde in Anbetracht der obigen Tatsachen gemacht, und eine Aufgabe der Erfindung besteht darin, ein Kupfer-basiertes Gleitmaterial, das verbesserte Ermüdungsbeständigkeit und verbesserte Beständigkeit gegen Festfressen hat, durch Unterdrückung der Vergröberung von Bi-Körnern in einer Cu-basierten Legierungsschicht, die durch ein kontinuierliches Sinterverfahren hergestellt wurde, zur Verfügung zu stellen.
Um die obige Aufgabe zu lösen, stellt die Erfindung ein Kupfer-basiertes Gleitmaterial bereit, das eine Stahlstützschicht und eine Cu-basierte Legierungsschicht umfasst. Die Cu-basierte Legierungsschicht hat eine Zusammensetzung, in Massenprozent, von 6 bis 12% Sn, 11 bis 30% Bi, 0,01 bis 0,05% P und als Rest Cu und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Massenverhältnis von Bi zu Sn (Bi/Sn) ist 1,7 bis 3,4 und das Massenverhältnis von Bi zu P (Bi/P) ist 500 bis 2100. Eine Cu-Sn-P-basierte Verbindung wird in der Cu-basierten Legierungsschicht dispergiert und so werden Bi-Körner in der Cu-basierten Legierungsschicht derart verteilt, dass die durchschnittliche Kornfläche der Bi-Körner in einem Querschnitt in Richtung parallel zur Dickerichtung der Cu-basierten Legierungsschicht 60 bis 350 μm² ist.
In der Erfindung können hohe Gleiteigenschaften erhalten werden, indem 11 bis 30 Massen-% Bi enthalten sind, wenngleich bekannt ist, dass ein Kupfer-basiertes Gleitmaterial Gleiteigenschaften aufweisen kann, wenn Bi zugesetzt wird. Wenn der Gehalt an Bi weniger als 11 Massen-% ist, können keine ausreichenden Gleiteigenschaften erhalten werden, und die Beständigkeit gegen Festfressen nimmt ab. Wenn dagegen der Gehalt an Bi 30 Massen-% übersteigt, nimmt die Ermüdungsbeständigkeit ab.
In der Erfindung kann eine durchschnittliche Kornfläche der Bi-Körner gut auf 60 bis 350 μm² reguliert werden, indem eine Cu-Sn-P-basierte Verbindung in der Cu-basierten Legierungsschicht dispergiert wird. Es wird angenommen, dass dies auf dem folgenden Mechanismus basiert. Das Kupfer-basierte Gleitmaterial der Erfindung wird produziert, indem ein Kupferlegierungspulver kontinuierlich auf einem Stahlstreifen verteilt wird und wiederholt ein Sintern und Walzen durchgeführt werden. Wie in 2A gezeigt ist, hat eine Cu-basierte Legierungsschicht eine poröse Struktur, nachdem ein Cu-basiertes Legierungspulver 4 auf einem Stahlstreifen oder einer Stahlstützschicht 1 im Schritt des Versprühens verteilt wurde. Wie in 2B gezeigt ist, ist Bi 6 in dem Cu-basierten Legierungspulver 4 vorhanden, und Bi 6 schmilzt bei etwa 271°C unter Bildung einer flüssigen Phase, wenn die Temperatur in dem anschließenden Sinterschritt erhöht wird. Wenn ein Sintern bei einer Temperatur von 800 bis 900°C durchgeführt wird und im nachfolgenden Abkühlungsschritt ein Abkühlen begonnen wird, wird eine Bi-Schmelze 6 aus dem Cu-basierten Legierungspulver 4 herausgedrückt, um in Zwischenräume zwischen den Partikeln des Cu-basierten Legierungspulvers 4 zu fließen, da eine Cu-basierte Legierung 5 in Folge ihrer größeren thermischen Schrumpfungsrate als die von Bi 6 schneller schrumpft. Zu dieser Zeit wird die Schrumpfung der Cu-basierten Legierung 5 durch die präzipitierte Cu-Sn-P-basierte Verbindung 7 in der Cu-basierten Legierung 5 unterdrückt. Auf diese Weise wird der Unterschied in der Rate der thermischen Schrumpfung zwischen der Cu-basierten Legierung 5 und Bi 6 verringert, wodurch verhindert wird, dass die flüssige Phase von Bi 6 aus dem Cu-basierten Legierungspulver 4 herausgedrückt wird, wie es in 2C gezeigt wird, was eine Struktur bereitstellt, wie sie in 2D gezeigt ist. Danach können die Bi-Körner 3 durch Walzen und Sintern zur Verdichtung in der Cu-basierten Legierungsschicht 2 fein dispergiert bzw. verteilt werden, wie es in 1 gezeigt ist.
Die Cu-Sn-P-basierte Verbindung wird in der Cu-basierten Legierung nach dem folgenden Mechanismus präzipitiert. Bei der Sintertemperatur (800 bis 900°C) können sich größere Mengen an Sn und P in der flüssigen Bi-Phase lösen als bei Umgebungstemperatur (20°C) und daher diffundieren Sn und P aus der Cu-basierten Legierung in die flüssige Bi-Phase. Wenn danach die Temperatur im Abkühlungsschritt gesenkt wird, wird die flüssige Bi-Phase mit Sn und P supergesättigt und Sn und P diffundieren aus der flüssigen Bi-Phase in die Cu-basierte Legierung. Dies bewirkt, dass Sn und P um die Grenze zwischen der flüssigen Bi-Phase und der Cu-basierten Legierung konzentriert werden. Wenn die Abkühlungsrate von 800°C auf 450°C im Abkühlungsschritt schnell ist, bilden Sn und P in der Cu-basierten Legierung in einem Supersättigungszustand eine feste Lösung. Wenn allerdings die Abkühlung von 800°C auf 450°C in 4 bis 10 Minuten durchgeführt wird, kann die Cu-Sn-P-basierte Verbindung in der Cu-basierten Legierung präzipitiert werden. Als Resultat wird die Differenz bei der Rate der thermischen Schrumpfung zwischen der Cu-basierten Legierung und der flüssigen Bi-Phase verringert und die flüssige Bi-Phase bleibt in dem Pulver der Cu-basierten Legierung zurück, wodurch die Vergröberung der Bi-Körner unterdrückt werden kann.
Während die Vergröberung der Bi-Körner durch Präzipitieren der Cu-Sn-P-basierten Verbindung in der Cu-basierten Legierung, wie es oben beschrieben wurde, unterdrückt werden kann, kann eine Cu-Sn-Verbindung oder eine Sn-P-Verbindung präzipitiert werden. Allerdings hat es sich als unwirksam erwiesen, eine Cu-Sn-Bi-Legierung zu verwenden und nur eine Cu-Sn-Verbindung zu präzipitieren, und zwar durch dasselbe Verfahren wie das zum Unterdrücken der Vergröberung der Bi-Körner.
Außerdem kann eine Konzentrierung von Sn an einer Lageroberfläche während des Gleitvorgangs verhindert werden und eine Abnahme der Beständigkeit gegenüber Festfressen kann unterdrückt werden, indem die Cu-Sn-P-basierte Verbindung in der Cu-basierten Legierung präzipitiert wird und verhindert wird, dass die Cu-basierte Legierung eine feste Lösung mit Sn in einem Supersättigungszustand bildet. Wenn die Cu-basierte Legierung mit Sn supergesättigt ist, ist Sn instabil und kann leicht wandern. Daher wird eine Schicht mit konzentriertem Sn an der Lageroberfläche während des Gleitvorgangs gebildet. Wenn dagegen die Cu-Sn-P-basierte Verbindung in der Cu-basierten Legierung präzipitiert wird, ist eine geringere Menge an Sn in der Cu-basierten Legierung in einem Supersättigungszustand vorhanden. Als Resultat wird an der Lageroberfläche keine Schicht mit konzentriertem Sn während des Gleitvorgangs gebildet, wodurch eine hohe Beständigkeit gegen Festfressen erreicht werden kann.
In der Erfindung kann eine hohe Ermüdungsbeständigkeit erreicht werden, indem das Massenverhältnis von Bi zu Sn (Bi/Sn) auf 1,7 bis 3,4 eingestellt wird und das Massenverhältnis von Bi zu P (Bi/P) auf 500 bis 2100 eingestellt wird. Indem das Massenverhältnis von Bi zu Sn und Bi zu P wie oben beschrieben kontrolliert wird, kann die Cu-Sn-P-basierte Verbindung in der Cu-basierten Legierung präzipitiert werden und dann kann die durchschnittliche Kornfläche der Bi-Körner auf 60 bis 350 μm² reguliert werden. Wenn das Massenverhältnis von Bi zu Sn (Bi/Sn) kleiner als 1,7 ist, ist die Menge an Sn, die in der flüssigen Bi-Phase gelöst ist, relativ zu der flüssige Bi-Phase größer. Sn diffundiert leichter in Bi als P und im Sinterschritt löst sich Sn in der flüssigen Bi-Phase in einem gesättigten Zustand, was es schwierig macht, dass P in die flüssige Bi-Phase diffundiert. Als Resultatat wird die Cu-Sn-P-basierte Verbindung nicht in der Cu-basierten Legierung präzipitiert, und die Wirkung des Unterdrückens der Vergröberung der Bi-Körner kann nicht erhalten werden. Wenn andererseits das Massenverhältnis von Bi zu Sn (Bi/Sn) 3,4 übersteigt, ist die Menge an Sn, die in der flüssigen Bi-Phase gelöst ist, relativ zu der flüssigen Bi-Phase zu gering. Als Resultat wird die Cu-Sn-P-basierte Verbindung nicht genügend präzipitiert und die Wirkung der Unterdrückung der Vergröberung der Bi-Körner kann nicht erhalten werden.
Wenn das Massenverhältnis von Bi zu P (Bi/P) kleiner als 500 ist, ist der P-Gehalt in Relation zu Bi größer. Die flüssige Bi-Phase löst eine große Menge an P im Sinterschritt, und im anschließenden Abkühlungsschritt reagiert ein Teil des überschüssigen P in der flüssigen Bi-Phase mit der Stahlstützschicht unter Bildung einer bröckligen Fe-P-Verbindung um die Oberfläche, wo die Cu-basierte Legierung an die Stahlstützschicht bindet, was zu einer Abnahme bei der Ermüdungsbeständigkeit führt. Wenn andererseits das Massenverhältnis von Bi zu P (Bi/P) 2100 übersteigt, ist der Gehalt an P relativ zu Bi zu gering. Als Resultat wird die Cu-Sn-P-basierte Verbindung nicht ausreichend präzipitiert und die Wirkung eines Unterdrückens der Vergröberung der Bi-Körner kann nicht erreicht werden.
In der Erfindung enthält die Cu-basierte Legierung 6 bis 12 Massen-% Sn. Wenn der Gehalt an Sn weniger als 6 Massen-% ist, bildet Sn in der Cu-basierten Legierung eine feste Lösung und es bleibt kein überschüssiges Sn zurück. Als Resultat wird die Cu-Sn-P-basierte Verbindung in der Cu-basierten Legierung nicht präzipitiert und die Wirkung des Unterdrückens der Vergröberung der Bi-Körner kann nicht erhalten werden. Wenn andererseits der Gehalt an Sn 12 Massen-% übersteigt, wird im Sinterschritt eine große Menge an flüssiger Phase von Cu-Sn erzeugt und das Cu-basierte Legierungspulver fließt teilweise. Als Resultatat kann die flüssige Bi-Phase nicht daran gehindert werden, aus dem Cu-basierten Legierungspulver herauszufließen, und der Effekt der Unterdrückung der Vergröberung der Bi-Körner kann nicht erreicht werden.
In der Erfindung enthält die Cu-basierte Legierung 0,01 bis 0,05 Massen-% P. Wenn der P-Gehalt weniger als 0,01 Massen-% ist, löst sich P als Feststoff in der Cu-basierten Legierung und es ist kein überschüssiges P vorhanden. Als Resultat präzipitiert die Cu-Sn-P-basierte Verbindung nicht ausreichend und die Wirkung des Unterdrückens der Vergröberung der Bi-Körner kann nicht erzielt werden. Wenn andererseits der Gehalt an P 0,05 Massen-% übersteigt, löst sich im Sinterschritt eine große Menge an P in der flüssigen Bi-Phase, und im anschließenden Abkühlungsschritt reagiert ein Teil von überschüssigem P in der flüssigen Bi-Phase mit der Stahlstützschicht unter Bildung einer bröckligen Fe-P-Verbindung um die Oberfläche, wo die Cu-basierte Legierung an die Stahlstützschicht bindet, was in einer Abnahme der Ermüdungsbeständigkeit resultiert.
In der Erfindung kann eine hohe Ermüdungsbeständigkeit erhalten werden, indem die durchschnittliche Fläche der Bi-Körner, die in der Cu-basierten Legierungsschicht dispergiert sind, auf 60 bis 350 μm² reguliert wird. Es wird betont, dass die durchschnittliche Kornfläche von Bi ein durchschnittlicher Wert von Flächen der Bi-Körner in einem Querschnitt in Richtung parallel zur Dickerichtung der Cu-basierten Legierungsschicht ist. Bi hat im Vergleich zu der Cu-basierten Legierung eine deutlich niedrige Festigkeit und daher tritt von den Bi-Körnern aus leicht eine Ermüdungsrissbildung aus. Wenn die durchschnittliche Fläche der Bi-Körner größer als 350 μm² ist, bilden sich Risse in den vergröberten Bi-Körnern, was zu einer signifikanten Abnahme bei der Ermüdungsbeständigkeit führt.
In einer Ausführungsform kann eine höhere Beständigkeit gegen Festfressen erreicht werden, indem das Massenverhältnis von Bi zu Sn (Bi/Sn) auf 2,1 bis 3,1 und der Sn-Gehalt auf 6,8 bis 9 Massen-% eingestellt wird. Es wird angenommen, dass dies auf dem folgenden Mechanismus basiert. Eine Cu-Sn-Verbindung und eine Sn-P-Verbindung werden zusätzlich zu der Cu-Sn-P-basierten Verbindung in der Cu-basierten Legierung präzipitiert. Da die Verbindungen im Vergleich zu der Cu-basierten Legierung härter sind, wird die Cu-basierte Legierung zu hart, wenn die Verbindungen in großen Mengen präzipitiert werden. Wenn andererseits diese Verbindungen in kleinen Mengen präzipitiert werden, löst sich Sn als Feststoff in der Cu-basierten Legierung in einem Supersättigungszustand. Als Resultat wird eine Schicht mit konzentriertem Sn an der Lageroberfläche während des Gleitvorgangs gebildet und der konzentrierte Teil wird gehärtet. Daher wird die Formanpassungsfähigkeit der Lageroberfläche während eines Gleitvorgangs verschlechtert und die Beständigkeit gegen Festfressen nimmt ab.
Wie oben beschrieben wurde, wird die Menge der präzipitierten Cu-Sn-P-basierten Verbindung kleiner, wenn das Massenverhältnis von Bi zu Sn (Bi/Sn) größer wird. Dies erleichtert die Bildung der Schicht mit konzentriertem Sn an der Lageroberfläche während eines Gleitvorgangs, und der konzentrierte Teil neigt dazu, gehärtet zu werden. Wenn andererseits das Massenverhältnis von Bi zu Sn (Bi/Sn) kleiner wird, wird die Menge der präzipitierten Cu-Sn-P-basierten Verbindung größer. Allerdings werden zur gleichen Zeit die Mengen der präzipitierten Cu-Sn-Verbindung und Sn-P-Verbindung größer und somit neigt die Cu-basierte Legierung dazu, gehärtet zu werden. Unter solchen Umständen bildet Sn in der Cu-basierten Legierung in einem Supersättigungszustand keine feste Lösung, wenn das Massenverhältnis von Bi zu Sn (Bi/Sn) auf 2,1 bis 3,1 eingestellt wird, was es schwierig macht, die konzentrierte Sn-Schicht auf der Lageroberfläche während eines Gleitvorgangs zu bilden. Da die Mengen der präzipitierten Cu-Sn-Verbindung und der präzipitierten Sn-P-Verbindung in der Cu-basierten Legierung gering sind, wird außerdem die Cu-basierte Legierung kaum gehärtet und es kann eine höhere Beständigkeit gegen Festfressen erzielt werden.
Wenn das Massenverhältnis von Bi zu Sn (Bi/Sn) 2,1 bis 3,1 ist, nimmt nicht nur die Menge der präzipitierten Cu-Sn-P-basierten Verbindung, sondern auch die Menge der präzipitierten Cu-Sn-Verbindung zu, wenn der Sn-Gehalt ansteigt. Die höchste Beständigkeit gegen Festfressen kann erreicht werden, indem der Sn-Gehalt auf nicht mehr als 9 Massen-% eingestellt wird. Während der Sn-Gehalt vorzugsweise kleiner ist, wenn der Sn-Gehalt weniger als 6,8 Massen-% ist, ist andererseits die Menge der präzipitierten Cu-Sn-P-basierten Verbindung zu gering, was zu einer Abnahme bei der Beständigkeit gegen Festfressen führt.
In einer weiteren Ausführungsform kann die Cu-basierte Legierungsschicht außerdem eine Gesamtmenge von 0,1 bis 10 Massen-% wenigstens eines oder mehrerer, ausgewählt aus Ni, Fe und Ag, enthalten, um die Cu-basierte Legierungsschicht zu verstärken. Wenn die Gesamtmenge weniger als 0,1 Massen-% ist, wird die Cu-basierte Legierungsschicht nicht genügend verstärkt. Wenn andererseits die Gesamtmenge dieser 10 Massen-% übersteigt, wird die Cu-basierte Legierungsschicht brüchig und die Ermüdungsbeständigkeit nimmt ab.
In einer anderen Ausführungsform kann die Cu-basierte Legierungsschicht außerdem 0,1 bis 10 Massen-% einer anorganischen Verbindung enthalten, um die Cu-basierte Legierungsschicht zu verstärken. Die anorganische Verbindung kann ein Carbid, ein Nitrid, ein Silicid, ein Oxid und dergleichen umfassen. Vorzugsweise kann eine anorganische Verbindung eine durchschnittliche Korngröße von 1 bis 10 μm haben. Wenn der Gehalt der anorganischen Verbindung weniger als 0,1 Massen-% ist, wird die Cu-basierte Legierungsschicht nicht ausreichend verstärkt. Wenn andererseits der Gehalt der anorganischen Verbindung 10 Massen-% übersteigt, aggregieren die anorganischen Verbindungskörner in der Cu-basierten Legierungsschicht, was zu einer Abnahme bei der Festigkeit führt.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
1 ist eine schematische Querschnittsdarstellung, die eine Struktur eines Kupfer-basierten Gleitmaterials veranschaulicht, das eine Cu-Sn-P-Bi-basierte Schicht umfasst;
2A bis 2D sind schematische Darstellungen zur Erläuterung des Verhaltens von Bi in einem Verfahren zur Herstellung der Cu-Sn-P-Bi-basierten Legierungsschicht in einem Verteilungsschritt bzw. Auftragungschritt (2A), in einem Sinterschritt (2B), in einem Abkühlungsschritt (2C) bzw. in einem Zustand nach Sintern (2D);
3 ist eine Querschnittsansicht, die eine Struktur eines Kupfer-basierten Gleitmaterials veranschaulicht, das eine herkömmliche Cu-Bi-basierte Cu-basierte Legierungsschicht umfasst, und
4A bis 4D sind schematische Darstellungen zur Erläuterung des Verhaltens von Bi in einem Verfahren zur Herstellung der herkömmlichen Cu-Bi-basierten Cu-basierten Legierungsschicht in einem Verteilungsschritt (4A), in einem Sinterschritt (4B), in einem Abkühlungsschritt (4C) und in einem Zustand nach Sintern (4D).
Detaillierte Beschreibung der Erfindung
Eine Messung der durchschnittlichen Fläche von Bi-Körnern und ein Ermüdungstest eines Lagers wurden für Beispiele 1 bis 17 unter Verwendung einer Cu-basierten Legierung, die Bi enthält, nach Ausführungsformen der Erfindung und Vergleichsbeispielen 21 bis 33 durchgeführt. Außerdem wurde für Beispiele 1 bis 17 und Vergleichsbeispiel 21 ein Test auf Festfressen eines Lagers durchgeführt. Tabelle 1 zeigt Zusammensetzungen (Massen-%), Massenverhältnisse von Bi zu Sn (Bi/Sn) und Massenverhältnisse von Bi zu P (Bi/P) für Beispiele 1 bis 17 und Vergleichsbeispiele 21 bis 33. Beispiele 1 bis 17 wurden wie folgt hergestellt. Ein Cu-basiertes Legierungspulver mit der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzung wurde durch ein Atomisierungsverfahren produziert. Das Pulver wurde auf einem Stahlstreifen verteilt und es wurde wiederholt gesintert und gewalzt, um ein Gleitmaterial herzustellen. Es wird betont, dass das Pulver bei 830°C gesintert wurde und dann in 7 Minuten von 830°C auf 450°C abgekühlt wurde, so dass eine Cu-Sn-P-Verbindung in der Cu-basierten Legierung präzipitiert wurde. Das Gleitmaterial wurde dann zu einer halbzylindrischen Form geformt, wodurch ein Gleitlager hergestellt wurde. [Tabelle 1]
Eine Cu-basierte Legierung von Vergleichsbeispiel 21 ist die, die in US 2003/0068106 A1 und JP-A-2010-535287 offenbart ist, und es wurde ein Gleitlager mit der in Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzung hergestellt. Das Verfahren unterschied sich von dem Verfahren der Beispiele 1–17 dadurch, dass der Abkühlungsschritt nach Sintern so durchgeführt wurde, dass die Temperatur in 2 Minuten von 830°C auf 450°C gesenkt wurde, wodurch Sn und P in Supersättigungszuständen sich als Feststoff in der Cu-basierten Legierung lösten, und die Cu-Sn-P-basierte Verbindung nicht präzipitiert wurde. Eine Cu-basierte Legierung in Vergleichsbeispiel 22 ist die, die im JP-Patent Nr. 3421724 offenbart ist. Ein Gleitlager, das die in Tabelle 1 angegebene Zusammensetzung hat, wurde durch dasselbe Verfahren wie das der Beispiele 1–17 hergestellt. Cu-basierte Legierungen in den Vergleichsbeispielen 23 und 24 sind die, die in JP-A-04-28836 und JP-A-05-263166 offenbart sind. Ein Cu-basiertes Legierungspulver, das die in Tabelle 1 gezeigte Zusammensetzung hat, wurde durch ein mechanisches Legierungsverfahren hergestellt. Das Pulver wurde auf einem Stahlstreifen verteilt und es wurden wiederholt Sintern und Walzen durchgeführt, wodurch ein Gleitmaterial hergestellt wurde. Das Sintern wurde bei 700°C in Vergleichsbeispiel 23 und bei 830°C in Vergleichsbeispiel 24 durchgeführt. Das Gleitmaterial wurde dann zu einer halbzylindrischen Form geformt, wodurch ein Gleitlager hergestellt wurde. Gleitlager der Vergleichsbeispiele 25 bis 33 haben die in Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzungen und wurden durch dasselbe Verfahren wie das der Beispiele 1–17 produziert.
Für das hergestellte Gleitlager wurde ein Bild von etwa der Mitte einer Cu-basierten Legierungsschicht im Querschnitt in einer Richtung parallel zur Dickerichtung der Cu-basierten Legierungsschicht mit 200-facher Vergrößerung durch ein Elektronenmikroskop aufgenommen (Betrachtungsansicht hat eine rechteckige Fläche, die durch eine Länge in der Dickerichtung der Cu-basierten Legierungsschicht von 200 μm und eine Länge in Richtung senkrecht zu der Dickerichtung der Cu-basierten Legierungsschicht von 300 μm definiert wird). Das Bild wurde durch eine allgemeine Bildanalysetechnik bearbeitet (analysis soft: Image-Pro Plus (Version 4.5); hergestellt von Planetron, Inc.), wodurch Flächen von Bi-Körnern gemessen wurden und ein Durchschnittswert dafür errechnet wurde. Der erhaltene Wert wird als die durchschnittliche Kornfläche der Bi-Körner angesehen und die gemessenen Resultate sind in Tabelle 1 angegeben. Außerdem bestätigte eine allgemeine TEM-Analyse, dass die Cu-Sn-P-basierte Verbindung in der Cu-basierten Legierungsschicht der Beispiele 1 bis 17 dispergiert war.

Die Testbedingungen im Ermüdungstest des Lagers sind in Tabelle 2 angegeben. In den Beispielen 1 bis 17 und den Vergleichsbeispielen 21 bis 33 wurde der Ermüdungstest unter den in Tabelle 2 angegebenen Testbedingungen unter Verwendung einer Lagertestmaschine durchgeführt. Für Beispiele 1 bis 17 und für Vergleichsbeispiel 21 wurde außerdem der Test auf Festfressen für das Lager unter den in Tabelle 3 angegebenen Testbedingungen unter Verwendung einer Lagertestmaschine durchgeführt. Die Testresultate sind in Tabelle 1 angegeben. In Tabelle 1 bedeutet Ermüdungsbeständigkeit eine kritische Beanspruchung, unterhalb der in einer Probe keine Ermüdung auftritt, und bedeutet Beständigkeit gegen Festfressen eine kritische Beanspruchung bzw. einen kritischen Stress, unterhalb dem in einer Probe kein Festfressen auftritt. [Tabelle 2]

Untersuchungspunkt	Bedingung
Belastungsverfahren	dynamische Last
Testzeit	30 h
Gleitgeschwindigkeit	20 m/min
Schmieröl	SAE#30
Schmiertemperatur	130°C
Material der Welle	gehärteter S55C
Rauhigkeit der Welle	Rz 1,0 μm oder niedriger

[Tabelle 3]

Untersuchungspunkt	Bedingung
Last	kumulative Last 5 MPa/10 Minuten
Belastungsverfahren	statische Last
Gleitgeschwindigkeit	15 m/min
Schmieröl	SAE#30
Schmiertemperatur	130°C
Material der Welle	gehärteter S55C
Rauhigkeit der Welle	Rz 1,0 μm oder niedriger

Jedes Beispiel 1 bis 17 hat eine höhere Ermüdungsbeständigkeit als die der Vergleichsbeispiele 21 bis 33. Beispiele 1 bis 17 haben ein Massenverhältnis von Bi zu Sn (Bi/Sn) von 1,7 bis 3,4 und ein Massenverhältnis von Bi zu P (Bi/P) von 500 bis 2100, wodurch eine Cu-Sn-P-basierte Verbindung in der Cu-basierten Legierung im Abkühlungsschritt nach Sintern, wie oben beschrieben, präzipitiert werden kann. Als Resultat ist die Differenz bei der thermischen Schrumpfungsrate zwischen der Cu-basierten Legierung des Cu-basierten Legierungspulvers und einer flüssigen Bi-Phase verringert und so bleibt die flüssige Bi-Phase in dem Cu-basierten Legierungspulver, wodurch einer Vergröberung der Bi-Körner unterdrückt werden kann und die Ermüdungsbeständigkeit der Cu-basierten Legierungsschicht verbessert werden kann.
Jedes Beispiel 1 bis 17 hat im Vergleich zu Vergleichsbeispiel 21 eine höhere Beständigkeit gegen Festfressen. Beispiele 1, 4, 5 und 13 bis 17 haben eine besonders erhöhte Beständigkeit gegen Festfressen. Beispiele 1, 4, 5 und 13 bis 17 haben ein Massenverhältnis von Bi zu Sn (Bi/Sn) von 2,1 bis 3,1, und der Sn-Gehalt ist 6,8 bis 9 Massen-% wodurch Sn sich in der Cu-basierten Legierung in einem Supersättigungszustand nicht als Feststoff löst, was es schwierig macht, eine an Sn konzentrierte Schicht an einer Lageroberfläche während eines Gleitvorgangs, wie oben beschrieben, zu bilden. Außerdem sind die Menge an Cu-Sn-Verbindung und präzipitierter Sn-P-Verbindung in der Cu-basierten Legierung gering und daher wird die Cu-basierte Legierung schwer gehärtet, und die Beständigkeit der Cu-basiertes Legierungsschicht gegen Festfressen kann verbessert werden.
In Beispiel 16 enthält die Cu-basierte Legierung Ni, Fe und Ag. In Beispiel 17 enthält die Cu-basierte Legierung eine anorganische Verbindung (Mo₂C in diesem Beispiel). In diesen Beispielen kann eine Vergröberung der Bi-Körner unterdrückt werden und die Ermüdungsbeständigkeit der Cu-basierten Legierungsschicht kann wie in den Beispielen 1 bis 15 verbessert werden. Außerdem wird die Cu-basierte Legierung nur schwer gehärtet und die Beständigkeit der Cu-basierten Legierungsschicht gegen Festfressen kann verbessert werden.
Vergleichsbeispiel 21 hat eine größere durchschnittliche Kornfläche der Bi-Körner, und die Ermüdungsbeständigkeit und die Beständigkeit gegen Festfressen sind im Vergleich zu Beispiel 1 schlechter. Vergleichsbeispiel 21 hat dieselbe Zusammensetzung der Cu-Legierung wie die in Beispiel 1. Allerdings ist die Abkühlungsrate im Abkühlungsschritt größer als die in Beispiel 1. Sn und P lösen sich als Feststoff in der Cu-basierten Legierung in Supersättigungszuständen und daher wird keine Cu-Sn-P-basierte Verbindung präzipitiert. Als Resultat wird die Differenz bei der thermischen Schrumpfungsrate zwischen der Cu-basierten Legierung und Bi nicht verringert und eine Bi-Schmelze fließt in die Räume zwischen den Cu-basierten Legierungspulvern, was zu einer Vergröberung der Bi-Körner führt und außerdem zu einer Abnahme bei Ermüdungsbeständigkeit führt. Außerdem wird während des Gleitvorgangs eine an Sn konzentrierte Schicht an einer Lageroberfläche gebildet und der konzentrierte Teil wird gehärtet, was zu einer Abnahme bei der Beständigkeit gegen Festfressen führt.
Vergleichsbeispiel 22 hat eine größere durchschnittliche Kornfläche der Bi-Körner und die Ermüdungsbeständigkeit ist im Vergleich zu Beispiel 1 schlechter. Vergleichsbeispiel 22 enthält kein P und daher wird keine Cu-Sn-P-basierte Verbindung präzipitiert, allerdings wird eine Cu-Sn-Verbindung präzipitiert. Als Resultat wird die Differenz bei der thermischen Schrumpfungsrate zwischen der Cu-basierten Legierung und Bi nicht reduziert, und Bi-Schmelze fließt in die Räume zwischen den Cu-basierten Legierungspulvern aus, was zu einer Vergröberung der Bi-Körner führt und außerdem zu einer Abnahme bei der Ermüdungsbeständigkeit führt.
Vergleichsbeispiel 23 hat eine durchschnittliche Kornfläche der Bi-Körner, die so klein wie die in Beispiel 1 ist. Allerdings ist die Ermüdungsbeständigkeit im Vergleich zu Beispiel 1 schlechter. Der Grund ist, dass die Sintertemperatur niedriger war, das heißt bei 700°C war, und die Bindungsfestigkeit der Cu-basierten Legierungsschicht an einem Stahlstreifen nicht ausreichend war. Vergleichsbeispiel 24 hat eine größere durchschnittliche Kornfläche der Bi-Körner und die Ermüdungsbeständigkeit ist im Vergleich zu Beispiel 1 schlechter. Der Grund ist, dass die Sintertemperatur so hoch wie 830°C war, was zu einem übermäßigen Sintern der Cu-basierten Legierungspulver führt, und die Wirkung eines mechanischen Legierungspulvers, dass feine Bi-Körner produziert werden können, war beeinträchtigt.
Vergleichsbeispiel 25 hat im Vergleich zu den Beispielen ein größeres Massenverhältnis von Bi zu Sn (Bi/Sn). Das heißt, der Sn-Gehalt ist relativ zu Bi klein und eine Cu-Sn-P-basierte Verbindung wird nicht ausreichend präzipitiert, was Zu einer großen durchschnittlichen Kornfläche von Bi-Körnern führt, und die Ermüdungsbeständigkeit nimmt ab. Vergleichsbeispiel 26 hat im Vergleich zu den Beispielen ein kleineres Massenverhältnis Bi zu Sn (Bi/Sn). Das heißt, der Sn-Gehalt ist relativ zu dem Bi-Gehalt groß und nur Sn löst sich in einer flüssigen Bi-Phase in einem gesättigten Zustand im Sinterschritt. Dies macht es schwierig, dass P in die flüssige Bi-Phase diffundiert und daher wird keine Cu-Sn-P-basierte Verbindung präzipitiert. Als Resultat ist die durchschnittliche Kornfläche von Bi-Körnern groß und die Ermüdungsbeständigkeit nimmt ab.
Vergleichsbeispiel 27 hat im Vergleich zu den Beispielen ein kleineres Massenverhältnis von Bi zu P (Bi/P). Das heißt, der P-Gehalt ist relativ zu dem Bi-Gehalt groß und die flüssige Bi-Phase enthält im Sinterschritt eine übermäßige Menge an P. Daher reagiert ein Teil des überschüssigen P in der flüssigen Bi-Phase im Abkühlungsschritt mit einer Stahlstützschicht unter Bildung einer bröckligen Fe-P-Verbindung. Als Resultat nimmt die Ermüdungsbeständigkeit ab, während die durchschnittliche Kornfläche der Bi-Körner klein ist. Vergleichsbeispiel 28 hat im Vergleich zu den Beispielen ein größeres Massenverhältnis von Bi zu P (Bi/P). Das heißt, der P-Gehalt ist relativ zu dem Bi-Gehalt klein, was dazu führt, dass eine extrem kleine Menge an Cu-Sn-P-basierter Verbindung präzipitieren wird. Als Resultat ist die durchschnittliche Kornfläche der Bi-Körner groß und nimmt die Ermüdungsbeständigkeit ab.
Vergleichsbeispiel 29 hat im Vergleich zu den Beispielen einen größeren Bi-Gehalt. Da Bi im Vergleich zu der Cu-basierten Legierung eine deutlich niedrigere Festigkeit hat, nimmt die Ermüdungsbeständigkeit ab, während die durchschnittliche Kornfläche der Bi-Körner klein ist.
Vergleichsbeispiel 30 hat im Vergleich zu den Beispielen einen größeren Sn-Gehalt. Im Sinterschritt wird eine große Menge an flüssiger Cu-Sn-Phase erzeugt und daher fließt die Oberfläche des Cu-basierten Legierungspulvers teilweise und eine flüssige Bi-Phase fließt aus dem Cu-basierten Legierungspulver aus. Als Resultat ist die durchschnittliche Kornfläche der Bi-Körner groß und nimmt die Ermüdungsbeständigkeit ab. Vergleichsbeispiel 31 hat im Vergleich zu den Beispielen einen kleineren Sn-Gehalt. Das gesamte Sn wird in der Cu-basierten Legierung gelöst und daher wird keine Cu-Sn-P-basierte Verbindung präzipitiert. Als Resultat ist die durchschnittliche Kornfläche der Bi-Körner groß und nimmt die Ermüdungsbeständigkeit ab.
Vergleichsbeispiel 32 hat im Vergleich zu den Beispielen einen größeren P-Gehalt. Die flüssige Bi-Phase enthält im Sinterschritt eine überschüssige Menge an P und daher bildet überschüssiges P in der flüssigen Bi-Phase im Abkühlungsschritt nicht nur eine Cu-Sn-P-basierte Verbindung, sondern auch eine bröcklige Fe-P-Verbindung mit einer Stahlstützschicht. Als Resultat nimmt die Ermüdungsbeständigkeit ab, während die durchschnittliche Kornfläche der Bi-Körner klein ist. Vergleichsbeispiel 33 hat im Vergleich zu den Beispielen einen kleineren P-Gehalt. Die Menge einer präzipitierten Cu-Sn-P-basierten Verbindung ist nicht ausreichend und daher ist die durchschnittliche Kornfläche von Bi-Körnern groß und nimmt die Ermüdungsbeständigkeit ab.
Das Kupfer-basierte Gleitmaterial gemäß der Erfindung kann als ein Material für Gleitlager in Verbrennungsmotoren und Gleitlager in verschiedenen Typen von Industriemaschinen verwendet werden. Das Kupfer-basierte Gleitmaterial kann auch als Mehrschichtenlager, das aus einer Cu-basierten Legierungsschicht und einer darauf ausgebildeten Deckschicht besteht, verwendet werden.

Claims

Kupfer-basiertes Gleitmaterial, das eine Stahlstützschicht (1) und eine Cu-basierte Legierungsschicht (2) umfasst, wobei die Cu-basierte Legierungsschicht (2) aus, als Massenprozent, 6 bis 12% Sn, 11 bis 30% Bi, 0,01 bis 0,05% P, optional einer Gesamtmenge von 0,1 bis 10% wenigstens eines, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Ni, Fe und Ag, optional einer Gesamtmenge von 0,1 bis 10% wenigstens einer anorganischen Verbindung und als Rest Cu und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, wobei das Massenverhältnis von Bi zu Sn (Bi/Sn) 1,7 bis 3,4 ist und das Massenverhältnis von Bi zu P (Bi/P) 500 bis 2100 ist und wobei eine Cu-Sn-P-basierte Verbindung (7) in der Cu-basierten Legierungsschicht (2) dispergiert ist und Bi-Körner in der Cu-basierten Legierungsschicht (2) so dispergiert sind, dass die durchschnittliche Kornfläche der Bi-Körner 60 bis 350 μm² ist, wenn sie in einem Querschnitt parallel zu einer Dickerichtung der Cu-basierten Legierungsschicht (2) betrachtet wird.
Kupfer-basiertes Gleitmaterial gemäß Anspruch 1, wobei das Massenverhältnis von Bi zu Sn (Bi/Sn) 2,1 bis 3,1 ist und die Cu-basierte Legierungsschicht (2) 6,8 bis 9 Massen-% Sn enthält.