DE60116414T2

DE60116414T2 - Gesinterter Werkstoff und Kontaktbauteil aus gesintertem Verbundwerkstoff

Info

Publication number: DE60116414T2
Application number: DE2001616414
Authority: DE
Inventors: Takemori c/o Komatsu Ltd. Hirakata-shi Takayama; Yoshikiyo c/o Komatsu Ltd. Hirakata-shi Tanaka
Original assignee: Komatsu Ltd
Current assignee: Komatsu Ltd
Priority date: 2001-06-22
Filing date: 2001-06-22
Publication date: 2006-08-31
Anticipated expiration: 2021-06-23
Also published as: DE60116414D1

Description

Technisches Gebiet
Die Erfindung betrifft ein gesintertes Material bzw. ein Sintermaterial und eine gesinterte Verbundkontaktkomponente. Insbesondere betrifft die Erfindung ein Cu-Al-basiertes gesintertes Material und eine gesinterte Verbundkontaktkomponente, welche mittels Verwendens des Cu-Al-basierten gesinterten Materials hergestellt ist. Das Cu-Al-basierte gesinterte Material wird erhalten durch Erhöhen der Sinterfähigkeit von Al-Bronze-Legierungen, welche weitverbreitet als Kupfer-Legierungen mit exzellenter Härte, Verschleißfestigkeit, Hochtemperatur-Oxidationsbeständigkeit und Korrosionsbeständigkeit verwendet werden, und ist daher für die Verwendung bei der Herstellung von Produkten mit guter Formgenauigkeit geeignet.
Stand der Technik
Al-Bronze-Legierungen werden weitverbreitet als Kupfer-Legierungen mit einer hohen Härte, Verschleißfestigkeit, Hochtemperatur-Oxidationsbeständigkeit und Korrosionsbeständigkeit verwendet. Wenn jedoch eine Al-Bronze-Legierungskomponente aus einem gesinterten Material bzw. aus einem Sintermaterial angefertigt wird, tritt eine abnormale Expansion während des Sinter-Prozesses auf, welche ein Komprimieren/Verpressen des Materials erschwert. Aus diesem Grund werden am häufigsten Al-Bronze-Gusslegierungen und insbesondere Cu-Al-Fe-Ni-Mn-Legierungen verwendet, und diese Legierungen sind durch den japanischen Industriestandard als "AlBC1-4" festgelegt.
Zugehöriger Stand der Technik ist in den Japanischen Patentveröffentlichungen (KOKAI) Gazette Nr. 56-152901 (1981) und 56-152902 (1981) offenbart, gemäß welchen 0,1 bis 10 Gewichtsprozent Ti oder 0,05 bis 1,0 Gewichtsprozent P zu dem Zweck des Unterstützens des Sinterns zugegeben ist/wird, wodurch Cu-Al-basierte gesinterte Materialien mit exzellenter Festigkeit und Zähigkeit erzielt werden.
Zum Beispiel werden oft Bronze- und Bleibronze-basierte Materialien, wie z. B. Cu-Sn-Pb, als Kupfer-basierte gesinterte Lager-Materialien verwendet, und zweischichtige gesinterte Kontaktkomponenten, in welchen eines der derartigen, gesinterten Materialien mit einer Eisenverstärkung zu einem Ganzen zusammengefasst ist, sind gut bekannt. Derartige Kontaktkomponenten werden gewöhnlich für die Rollen/Walzen verwendet, die in dem Basis-Träger von Konstruktions-Maschinen aufgenommen/eingebaut sind.
Außerdem werden in geschmierten Fällen bzw. unter geschmierten Umständen häufig Stahl-Buchsen, auf welche ein auf die Verschleißfestigkeit fokussiertes Aufkohlen oder Induktionshärten angewandt wurde, als Lager (z. B. Geräte-Buchsen für Konstruktions-Maschinen) verwendet, die unter einem hohen Lager-Druck und bei niedrigeren Geschwindigkeitsbedingungen verwendet werden. Insbesondere bei diesen Geräten wird die Schmierung bei einem hohen Lager-Druck schlechter, was ein unangenehmes abnormales Geräusch im Betrieb verursacht. Es wurden Versuche unternommen, das abnormale Geräusch durch das Verwenden von hochfesten Messing-Buchsen oder Buchsen, welche hergestellt sind mittels weiteren Anwendens einer Schmiermittel-Beschichtungs-Behandlung auf die oben beschriebenen Stahl-Buchsen, zu vermeiden.
In der japanischen Patentveröffentlichung (KOKAI) Gazette Nr. 5-156388 (1993) ist eine Al-Bronze-basierte zweischichtige gesinterte Kontaktkomponente offenbart, welche unter der Bedingung eines hohen Lager-Drucks verwendet wird. Gemäß dieser Veröffentlichung wird eine Al-Bronze-basierte gesinterte Legierungspulver-Lage, in welcher 3 bis 8 Gewichtsprozent Graphit (als ein festes Schmier-Element), 5 bis 13 Gewichtsprozent Al, 3 bis 6 Gewichtsprozent Fe und 0,1 bis 1,5 Gewichtsprozent Ti dispergiert sind, mit einem Stahlblech bzw. einer Stahlplatte verbunden, mit einer Phosphor-Bronze-Verbindungs-Schicht dazwischen, und zu diesem Zeitpunkt wird während einem Sintern bei 800 bis 950°C Druck ausgeübt, um eine hohe Dichte für die Al-Bronze-basierte gesinterte Schicht bereitzustellen, während eine feste Verbindung sichergestellt ist. In der gesinterten Schicht der in der obigen Veröffentlichung offenbarten zweischichtigen gesinterten Kontaktkomponente ist Ti in der Form von hydriertem Ti (TiH) zugegeben, während der Al₂O₃-Film der pulverförmigen Al-Schicht durch den Wasserstoff reduziert wird, der während des Sinterns erzeugt wird, um die Sinterfähigkeit zu erhöhen. Die gesinterte Schicht enthält 18 bis 25 Volumenprozent Hohlraum/Poren, und diese Poren werden mit einem Schmiermittel imprägniert, wodurch eine Kontaktkomponente ausgebildet wird.
Al-Bronze-Legierungen, welche weitverbreitet als hochfeste, verschleißfeste Kupfer-basierte Legierungen verwendet werden, haben jedoch die Nachteile gezeigt, dass das Al₂O₃ während des Auflösens suspendiert wird, was eine schwache Fluidität verursacht, und dass sie eine heftige Gas-Absorption verursachen, was zu einem hohen Koagulations/Kontraktions-Koeffizienten führt. Aus diesem Grund ist es schwierig, dauerhafte/feste Guss-Produkte aus Al-Bronze-Legierungen zu formen. Demgemäß besteht der Bedarf, gesinterte Al-Bronze-Legierungen einfach zu bilden. Wie jedoch durch Mitani et al. ("Revised and Enlarged Edition of Powder Metallurgy", S. 79–82, S. 258–260, herausgegeben von Corona Publishing Co., Ltd. (10. September 1985)) offenbart, können dauerhafte Produkte mit einer guten Kompaktheit und Formgenauigkeit nicht aus Cu-Al-basierten gesinterten Materialien hergestellt werden, da während des Sinterns eine erhebliche Expandier-Erscheinung auftritt.
Hashimoto et al. haben über einen Al-Zugabe-Prozess berichtet, bei welchem eine Verdichtung mittels Sinterns eines Cu-Al-basierten Legierungspulvers, welches 6,54 Gewichtsprozent Al oder 9,92 Gewichtsprozent Al enthält, bei einer hohen Temperatur von 1000°C ("Powder and Powder Metallurgy", Vol. 29, Nr. 6, Seite 211(1982)) durchgeführt wird. Auch dieser Prozess unterliegt dem Problem, dass ein extrem starker Auffederungs-Grad auftritt, wenn ein Formteil, welches insbesondere aus einer Mischung aus elektrolytischem Cu und Legierungspulver geformt ist, aus einer Matrize herausgenommen wird, mit dem Resultat, dass das ungesinterte Formteil bzw. der Grünling im Wesentlichen zerbrochen ist.
Darüber hinaus sind, wie in dem oben genannten von Mitani et al. geschriebenen Dokument dargelegt, die in den oben genannten japanischen Veröffentlichungen mit den Nr. 56-152901, 56-152902 offenbarten Techniken, welche ein Mischpulver oder ein Legierungspulver verwenden, welches als ein Vorlegierungspulver ein gesintertes Material mit einer hohen Konzentration an Al (6 bis 9 Gewichtsprozent) enthält, darauf gerichtet, die in dem Cu-Al-Phasendiagramm gezeigte eutektische Reaktion bei einer Temperatur von 548°C zu vermeiden, haben jedoch solch ein Problem gezeigt, dass die Tendenz des Formteils zum Auffedern hoch ist und das Legierungspulver hart ist, wodurch ein Erhöhen der Formteil-Dichte erschwert ist. Speziell ein höherer Auffederungs-Grad führt zu einer Beschädigung des Formteils, wenn es von der Matrize entfernt wird, woraus ein erheblicher Anstieg des prozentualen Anteils an defekten Produkten resultiert.
Es ist denkbar, dass das Auffedern durch Sintern eines Formteils reduziert werden kann, in welchem die gesinterte Materialstruktur so eingestellt ist, dass sie aus einem Alpha-Einzelphasen-Gebiet besteht, durch Verwenden des oben beschriebenen Cu-Al-Legierungspulvers und durch Ausnützen/Anwenden der sinterfördernden Wirkung von Ti und P, welche während des Sinterns auftritt. Wenn jedoch ein aus Al oder aus einem Al-Legierungspulver geformtes Formteil gesintert wird, ist die eutektische Reaktion beim Sintern involviert, so dass die das Sintern begünstigende Wirkung von Ti und P nicht ohne ein Arrangement angewandt werden kann, und demzufolge steigt der Bedarf einer Zugabe von anderen Elementen als ein drittes Element, und dessen Effekt muss studiert werden.
Dies ist aus der Tatsache ersichtlich, dass, wie in der japanischen Patentveröffentlichung mit der Nr. 5-156388 offenbart, ein Cu-Al-basiertes gesintertes Kontaktmaterial, in welchem 0,1 bis 1,5 Gewichtsprozent TiH zu einem Pulvergemisch zugegeben ist, welches pures Al-Pulver enthält, um die Sinterfähigkeit zu verbessern, bei einem Wärmesintern bei einem Druck von 5 kg/cm² oder weniger 18 bis 25 Volumenprozent Hohlraum/Poren aufweist, so dass eine ausreichende Kompaktheit nicht erzielt werden kann. Selbstverständlich kann die Kompaktheit des gesinterten Körpers erzielt werden durch Ausüben eines erhöhten Druckes, wie z. B. mit einer Heißpresse, jedoch ist das Ausüben eines erhöhten Druckes hinsichtlich der Produktivität sowie der Kosten-Leistung unvorteilhaft und verursacht darüber hinaus Schwierigkeiten beim Herstellen gesinterter Produkte mit einer komplexeren Form.
Die zweischichtige gesinterte Kompaktkomponente der japanischen Patentveröffentlichung mit der Nr. 5-156388, in welcher ein Al-Bronze-basiertes gesintertes Kontaktmaterial, enthaltend 3 bis 8 Gewichtsprozent Graphit, einstückig mit einer Metallverstärkung verbunden ist, mit einer Phosphor-Bronze-Schicht dazwischen, kann die erhöhten Kosten des Sinterns und/oder des Sinter-Verbindungs-Prozesses, während denen Druck ausgeübt/angewandt wird, um mit dem oben beschriebenen Auftreten einer abnormalen Expansion während des Sinterns fertig zu werden, nicht verhindern. Darüber hinaus nimmt die Sinterfähigkeit für den Fall gesinterter Metallkörper, welche große Mengen an Feststoff-Schmiermittel, wie z. B. Graphit, enthalten, weiter ab, und es ist ersichtlich, dass, wenn eine hohe Dichte und eine hohe Härte in dem gesinterten Material nicht erzielt werden können, bei Anwendungen auf Geräte-Buchsen für Konstruktions-Maschinen, welche einer Verwendung bei einer extrem hohen Lager-Druck-Bedingung oder einem Zustand, welcher anfällig ist für einen Schmiermittelmangel, ausgesetzt sind, rasch eine Abnutzung auftritt.
Die Cu-Sn-Pb-Bleibronze-basierten gesinterten Kontaktmaterialien, welche gewöhnlich zum Herstellen von Rollen/Walzen des Basis-Trägers von Konstruktionsmaschinen verwendet werden, enthalten große Mengen an Pb. Daher besteht der Bedarf, alternative Materialien zu entwickeln, welche anstelle von Pb verwendet werden können, um mit den Umweltproblemen fertig zu werden.
Wenn das oben beschriebene Al-Bronze-basierte gesinterte Kontaktmaterial, welches 3 bis 8 Gewichtsprozent Graphit enthält, als ein alternatives Material für Pb verwendet wird, tritt ein anderes Problem auf, wobei der Reibungskoeffizient aufgrund einer Graphit-Dispergierung ansteigt, wodurch die Wahrscheinlichkeit einer Wärmeentwicklung angehoben wird, wenn sich die resultierende Komponente in einem Gleit-Betrieb befindet.
Bei dem Versuch, die obigen Probleme zu lösen, erregen hochfeste Messing-Legierungen die Aufmerksamkeit, da es unwahrscheinlich ist, dass sie sich festfressen/verklemmen, selbst wenn das Schmiermittel zu Ende geht. Tatsächlich werden sie in Teilen/Abschnitten von Geräte-Buchsen für Konstruktions-Maschinen verwendet, haben jedoch nicht einen Punkt erreicht, an welchem zufriedenstellende Funktionen erzielt werden können.
Darüber hinaus hat das Sintern von hochfesten Messing-Legierungen mit der Absicht eines Verbesserns der Gleitfunktion der resultierenden Komponente das folgende Problem aufgezeigt. Es ist sehr schwierig, ein hochdichtes gesintertes Material aus hochfesten Messing-Legierungen zu formen, welche große Mengen an Zn enthalten, welches einen extrem hohen Dampfdruck aufweist. Da es wahrscheinlich ist, dass die Zn-Konzentration in dem gesinterten Material schwankt, und da eine kleine Schwankung der Zn-Konzentration eine signifikante Schwankung in der (Alpha + Beta)-Dualphasen-Struktur (Basis-Struktur) des hochfesten Messings erzeugt. Demzufolge kann die Beta-Phase nicht gesteuert werden, wobei die Beta-Phase die Verschleißfestigkeit und die Gleitfähigkeit stark beeinflusst, welche eine Unempfindlichkeit/Unanfälligkeit gegenüber einem Festfressen/Verklemmen zu der Zeit eines Mangels an Schmiermittel bereitstellt.
Die JP-A-1 252 742 offenbart einen Synchronring für ein Getriebe, welcher aus einer gesinterten Cu-Legierung mit u.a. 1,5 bis 8 Gewichtsprozent Al und 0,1 bis 4 Gewichtsprozent Sn hergestellt ist.
Die FR-A-2 197 730 offenbart ein Verbundmaterial, bestehend aus einem Eisen-basierten Verstärkungsmaterial, welches mit einer Schicht aus einer Cu-Legierung mit 3 bis 8 Gewichtsprozent Sn und 4 bis 9 Gewichtsprozent Al bedeckt ist.
Die JP-A-60 086 236 offenbart eine Cu-Legierung für Gleitelemente mit 2 bis 8 Gewichtsprozent Al und 0,2 bis 3 Gewichtsprozent Sn, welche eine Matrix-Struktur aus entweder Alpha + Beta oder aus Beta aufweist, in welcher intermetallische Verbindungen aus Sn, Ti und Zr dispergiert sind.
Die JP-A-7 166 278 offenbart ein Verfahren zum Verbinden eines Cu-Legierungspulvers mit einer Basisplatte mittels Sinterns. Die Cu-Legierung enthält 4 bis 12 Gewichtsprozent Sn. Das Pulver wird verdichtet und anschließend einem Sintern bei Temperaturen von zumindest 830°C unterworfen.
Die US-A-4 680 161 offenbart ein Verfahren zum Herstellen eines Gleit-Verbundmaterials, wobei zunächst ein Pulver auf einen Metallstreifen aufgesintert wird, und wobei anschließend ein weiteres Pulver auf das erste Pulver aufgesintert wird, und wobei die resultierenden Schichten anschließend gewalzt werden. Es können weitere Sinter- und Walz-Schritte durchgeführt werden, insbesondere um die Härte der Schicht zu erhöhen.
Die Erfindung ist darauf gerichtet, die eingangs genannten Probleme zu bewältigen, und es ist daher ein primäres Ziel der Erfindung, ein gesintertes Material mit hoher Formgenauigkeit bereitzustellen mittels Erhöhens der Sinterfähigkeit von Cu-Al-basiertem gesinterten Material sowie gesinterte Kontaktkomponenten und gesinterte Verbundkontaktkomponenten bereitzustellen, wobei diese Komponenten eine exzellente Festigkeit, Verschleißfestigkeit, Festfressbeständigkeit und Korrosionsbeständigkeit aufweisen und aus dem oben genannten gesinterten Material geformt/gebildet sind.
Ein weiteres Ziel der Erfindung ist es, ein gesintertes Material mit einer gesinterten Struktur bzw. einer Sinterstruktur bereitzustellen, in welcher eine Beta-Base auftritt, die eine härtere Phase in dem Cu-Al-Phasendiagramm aufweist, und in welcher intermetallische Verbindungen innerhalb einer (Alpha + Beta) dualen Phase, der Beta-Phase und der Basis der (Alpha + Beta) dualen Phase und der Beta-Phase verteilt bzw. dispergiert sind, mit der Absicht, die Verschleißfestigkeit eines Lagers zu erhöhen, welches bei einem hohen Lager-Druck verwendet wird, und abnormale Geräusche zu verhindern, sowie gesinterte Verbundkontaktkomponenten bereitzustellen, welche hergestellt sind mittels Sinter-Verbindens des obigen gesinterten Materials mit einer Metallverstärkung in einer integralen/einstückigen Art und Weise.
Der Ausdruck "Beta-Phase", welcher in der Beschreibung auftritt, ist definiert als ein Beta-Phasen-Zustand bei Sinter-Temperatur. Es ist gut bekannt, dass, wie aus Cu-Zn- und Cu-Al-Phasendiagrammen ersichtlich, die meisten Bestandteile der Beta-Phase zu einer bzw. in eine Beta'-Phase martensittransformiert sind, wenn das gesinterte Material nach dem Sintern auf Raumtemperatur herunter gekühlt worden ist. Daher schließt die Bedeutung des Ausdruckes "Beta-Phase" hier den Zustand der Beta'-Phase mit ein.
Offenbarung der Erfindung
Die oben genannten Ziele können durch ein Cu-Al-basiertes gesintertes Material erreicht werden, welches die Merkmale des Anspruchs 1 aufweist. Vorteilhafte Ausführungsformen des erfindungsgemäßen Cu-Al-basierten gesinterten Materials sind in den abhängigen Ansprüchen beschrieben.
Vorzugsweise hat das gesinterte Material der ersten Erfindung eine Struktur, in welcher eine Beta-Base wenigstens innerhalb einer gesinterten Struktur vorhanden ist und in welcher intermetallische Verbindungen innerhalb einer (Alpha + Beta) dualen Phase, der Beta-Phase und/oder der Basen der (Alpha und Beta) dualen Phase und der Beta-Phase verteilt sind. Darüber hinaus enthält das gesinterte Material vorzugsweise Elemente wie Mn, Ni und Fe in einer Menge von 5 Gewichtsprozent oder weniger, wobei diese Elemente die Beta-Phase stabilisieren, die eutektoide Transformation von Beta = Alpha + Gamma verzögern/hemmen und Härte verleihen. Das gesinterte Material enthält vorzugsweise 2 Gewichtsprozent oder weniger P in der Form von Phosphor-Eisen- Legierungspulver, wobei P die Funktion hat, die Reduzierbarkeit beim Sintern zu erhöhen.
Das gesinterte Material der Erfindung ist für die Verwendung in Gleit-Teilen geeignet.
Die Erfindung verwendet Sn und/oder Si als ein Legierungselement, welches die Expansion von Cu-Al-basiertem gesinterten Material verhindert oder welches Cu-Al-basiertes gesintertes Material kontrahiert, selbst wenn Al oder ein Al-Legierungspulver als eine Al-Quelle verwendet wird, welches nach der Verdichtung eine extrem niedrige Tendenz zum Auffedern/Rückfedern aufweist. Ferner ermöglicht die Verwendung von Sn und/oder Si in Kombination mit anderen Legierungselementen, wie zum Beispiel Ti, Ni, Mn und Phosphor-Eisen, das Herstellen eines Cu-Al-basierten gesinterten Materials mit exzellenter Sinterfähigkeit. Die Details werden nachstehend beschrieben.
(1) Verdichtungs- und Sinter-Verhalten, wenn verschiedene Al-Zugabe-Bedingungen angewandt werden.

(a) Das Auffedern zur Zeit des Verdichtens wurde unter Verwendung von Vorlegierungspulvern mit einer Alpha- oder einer Beta-Einzelphase und Al-Pulvern als Al-Quelle untersucht. In der Studie wurde herausgefunden, dass, wenn eine Beta-Einzelphasen-Vorlegierung (13,9 Gewichtsprozent Al) verwendet wurde und ein Cu-Al gesintertes Material (Misch-Pulver), welches 8 Gewichtsprozent Al enthält, bei einem Druck von 4 Tonnen/cm² verdichtet wurde, das Auffedern 0,57% betrug und die Gefahr einer Beschädigung des Formteils während des Entfernens aus der Matrize vorhanden war. Im Gegensatz dazu bestand keine Angst vor einem Brechen des Formteils auf Grund des Auffederns, wenn ein Al-Pulver verwendet wurde, und die Zugabe eines Al-Pulvers wurde hinsichtlich der Bedingung, dass die abnormale Expansion nach dem Sintern eingeschränkt werden kann, als günstig angesehen. Daher wurden in der Erfindung Cu-Al-basierte gesinterte Materialien entwickelt, welche Al oder ein Al-Legierungspulver als Al-Quelle enthalten.

Hinsichtlich der Sinterfähigkeit der Formteile wurden die in 1 gezeigten Eigenschaften/Merkmale herausgefunden:

(b) Die Sinterfähigkeit gesinterter Materialien mit einer Alpha-Einzelphasen-Zusammensetzung wurde bei einer Temperatur von 1000°C unter Verwendung von Alpha- und Beta-Phasen-Vorlegierungen untersucht. In dem Test wurde herausgefunden, dass, wenn eine Alpha-Einzelphasen-Vorlegierung verwendet wurde, eine Kontraktion bestätigt wurde, obgleich deren Grad gering war, wohingegen dann, wenn eine Beta-Einzelphasen-Vorlegierung verwendet wurde, eine beachtliche Expansion beobachtet wurde.
(c) Wenn eine Cu-Al-Vorlegierung verwendet wurde, welche eine Beta-Einzelphase aufweist und welche 14 Gewichtsprozent Aluminium enthält, und ein gesintertes Al-Cu-TiH-Material getestet wurde, welches eine (Alpha + Beta) Dualphasen-Sinterstruktur aufweist und welches 8 Gewichtsprozent Al und 1 Gewichtsprozent TiH enthält, zeigte das gesinterte Material eine höhere Expandierbarkeit als das oben genannte Material, so dass ein Sintern von (Alpha + Beta) Dualphasen-Legierungen als schwierig empfunden wurde.
(d) Das Sinter-Verhalten von gesinterten Materialien, welche Al-Pulver enthalten.

Es wurde herausgefunden, dass bezüglich gesinterter Cu-Al-Binärmaterialien die Expansion bei einer Sinter-Temperatur von 1000°C oder weniger im Wesentlichen proportional zu der Al-Konzentration fortschreitet, aber, wenn die Temperatur des Sinterns 1020°C ist, was nahe an der eutektischen Temperatur (1037°C) binärer Cu-Al-Legierungen ist, weisen Legierungen mit einer Struktur, welche der eutektischen Zusammensetzung (8,5 Gewichtsprozent Al) ähnlicher ist, eine bessere Sinterfähigkeit auf.
Anhand der obigen Ergebnisse ist es ersichtlich, dass, während die Expansion während des Sinterns schwierig einzuschränken ist, wenn ein Cu-Al-Legierungspulver mit einer hohen Al-Konzentration als eine Al-Quelle verwendet wird, die Sinterfähigkeit von Materialien mit einer Struktur, welche der eutektischen Zusammensetzung ähnlich ist, bei Sinter-Temperaturen nahe der eutektischen Temperatur begünstigt/gefördert werden kann, obgleich eine flüssige Übergangs-Phase erzeugt wird. Demgemäß wird in der Erfindung die Sinterfähigkeit erhöht durch Zugabe von Legierungselementen wie Sn und Si, welche eine stabile flüssige Phase auf der Niedertemperaturseite erzeugen.
(2) Der Effekt der Ti-Zugabe auf die Sinterfähigkeit
Der Effekt, wenn Ti um bis zu 3 Gewichtsprozent zu Cu-Al zugegeben wurde, wurde geprüft. Es wurde beobachtet, dass, obgleich Ti bei Sinter-Temperaturen von 1000°C oder weniger weder die Sinterfähigkeit begünstigte noch zu der Verdichtung des gesinterten Körpers beitrug, Ti bei einer Sinter- Temperatur von 1020°C, was nahe der eutektischen Temperatur (1038°C) von Cu-Al-Legierungen ist, eine Verdichtung erzielen konnte. Wie vorangehend diskutiert, ist dies auf eine durch die Zugabe von Ti hervorgerufene Abnahme in der eutektischen Temperatur zurückzuführen, und der Effekt der Zugabe von Ti alleine ist auf den bestimmten Temperaturbereich beschränkt, das heißt Temperaturen, welche genau/gerade unterhalb der eutektischen Temperatur von Al sind. Demgemäß wurde herausgefunden, dass die Sinterfähigkeit von Cu-Al-Legierungen mittels einer alleinigen Zugabe von Ti nicht ausreichend verbessert werden kann.
(3) Der Effekt der Sn-Zugabe auf die Sinterfähigkeit
Es wurde herausgefunden, dass ein zufriedenstellender das Sintern begünstigender Effekt nicht durch eine Zugabe von TiH erhalten werden kann, welches AlOxid-Filme aktiv reduziert, aber, wenn eine flüssige Phase ausreichend involviert ist, ein zufriedenstellender das Sintern begünstigender Effekt erzielt werden kann, obgleich dieser Effekt auf den bestimmten Temperaturbereich (Temperaturen direkt/unmittelbar unterhalb der eutektischen Temperatur von Al) beschränkt ist. Demgemäß haben die Erfinder anhand des folgenden Fachwissens herausgefunden, dass Sn effektiv als das dritte Legierungselement zum Fördern der Sinterfähigkeit von Cu-Al-Legierungen verwendet werden kann.

(a) Auch wenn die Oxid-Filme, welche auf den Al-Partikeln geformt sind/werden, derart wirken, dass sie das Sintern behindern, kann das Diffusionsvermögen extrem erhöht werden, wodurch die Sinterfähigkeit erhöht wird, und das Auftreten einer hohen Verdichtungs(Kontraktions)-Tätigkeit/Wirkung kann gestattet werden mittels Steuerns der Sinter-Bedingungen mit dem dritten Element, um ein Flüssigphasen-Sintern zu begünstigen.
(b) Das dritte Element reduziert den Schmelzpunkt von Cu merklich, und es ist vorzuziehen, dass der Dualphasen-Bereich, wo (Alpha- und Flüssig-Phase) nebeneinander bestehen, breit ist und das feste Löslichkeits-Gebiet für die Alpha-Phase breit ist.
(c) Es ist unwahrscheinlich, dass das dritte Element durch Reaktion mit dem koexistierenden Al-Element intermetallische Verbindungen formt.
(d) Wenn das dritte Element durch Reaktion mit dem koexistierenden Al-Element intermetallische Verbindungen formt, ist der Schmelzpunkt der intermetallischen Verbindungen niedriger als die Sinter-Temperatur.

Der das Sintern begünstigende Effekt wird bei einem Sintern bei 1000°C mit ungefähr nicht weniger als 5 Gewichtsprozent Sn und bei einem Sintern bei 900°C mit ungefähr 11 Gewichtsprozent Sn bestätigt. Der das Sintern begünstigende Effekt von Sn wird durch die Zugabe von Ti bemerkenswert erhöht. Zum Beispiel wird die Sinter-Kontraktion von Cu-10Al-3S-1Ti bei 1000°C bestätigt und wird bei 960°C mit einer Zugabe von 3 Gewichtsprozent Ti bemerkenswert erhöht.
Der Grund hierfür ist folgender. Eine große Menge an Sn kann innerhalb des Cu (zum Beispiel Bronze) gelöst sein, wodurch eine feste Lösung geformt ist. Ferner reduziert Sn den Schmelzpunkt von Cu erheblich, senkt die (Alpha- + Flüssig-Phase) Dualphasen-Region in Richtung der Niedertemperaturseite ab und reichert sich innerhalb der flüssigen Phase an. Darüber hinaus sind Sn und Al, wie nach dem Phasendiagramm nach Hansen (binäre Al-Sn-Legierungen) zu erwarten ist nur in einer flüssigen Phase unter Ausbildung einer festen Lösung ineinander gelöst, jedoch stoßen sie sich in sowohl der flüssigen Phase als auch der festen Phase thermodynamisch stark voneinander ab und bilden keine intermetallischen Verbindungen miteinander. Daher strömt derjenige Teil der Flüssigphasen-Bestandteile, welcher reich ist an Sn, aus dem gesinterten Körper aus, wenn die aus dem Sintern resultierende Verdichtung voranschreitet. Während eine große Menge an Sn für das Erreichen des sinterbegünstigenden Effekts benötigt wird, wenn Sn alleine zugegeben wird, kann die Erscheinung des Ausschwitzens von Flüssigphasen-Bestandteilen, welche reich an Sn sind, durch die Zugabe von Ti begrenzt werden, so dass es dazu kommt, dass die flüssige Phase, welche das Sintern begünstigt, in dem gesinterten Körper existiert. Demzufolge wird das Begünstigen des Sinterns durch das Sn erheblich beschleunigt.
Zum Einschränken der Schwitz-Erscheinung ist es bevorzugt, eine geringe Menge von einem Element zuzugeben, welches zumindest entweder Sn oder Al thermodynamisch anzieht. Diesbezüglich wurden Mn, Mi und Phosphor-Eisen (Fe-25 Gewichtsprozent P) geprüft, und es wurde verifiziert, dass sie eine Funktion ähnlich der von Ti aufweisen. Abgesehen von diesen Elementen können diejenigen Elemente (z. B. Fe, Mo, Co, V und Cr), welche eine beachtliche Menge von Al-Verbindungen und Sn-Verbindungen formen/bilden können, dem Phasendiagramm nach Hansen entnommen werden.
Wie aus dem Phasendiagramm nach Hansen ersichtlich, ist die minimale Menge an Sn, welche für die Beteiligung der flüssigen Phase beim Sintern notwendig ist, 1 Gewichtsprozent oder mehr, wenn die Sinter-Temperatur nahe 1000°C ist, und die Menge an Sn ist vorzugsweise auf 12 Gewichtsprozent oder weniger begrenzt, da hierdurch die Fällung von spröden intermetallischen Verbindungen verhindert werden kann.
Da die Beta-Phase, welche in binären Cu-Al-Legierungen infolge der Zugabe von Sn auftritt, auf der Al-Niederkonzentrationsseite vorliegt, ist es bevorzugt, dass das gesinterte Material als seine Basis die (Alpha + Beta) Dualphasen-Struktur, aufweisend zumindest eine Beta-Phase, aufweist, wenn es für die Herstellung einer gesinterten Kontaktkomponente, wie später beschrieben, verwendet wird. In diesem Fall werden die Mengen an Al und Sn innerhalb desjenigen Bereichs eingestellt, welcher mittels des folgenden relationalen Ausdrucks beschrieben ist. Dies sollte in den Fällen berücksichtigt werden, in welchen die oben beschriebenen Elemente (z. B. Ti), welche intermetallische Verbindungen durch Reaktion mit Al und Sn formen, in großen Mengen zugegeben werden. 18,5 ≤ 2,5 × (Al Gewichtsprozent) + (Sn Gewichtsprozent)
Die bevorzugte Menge an Ti ist 0,3 Gewichtsprozent oder mehr, da Ti mit der Absicht des Einschränkens der Schwitz-Erscheinung zugegeben wird, wie vorangehend diskutiert. Wenn die Menge an Ti 10 Gewichtsprozent oder mehr überschreitet, ist die Menge an Flüssigphasen-Bestandteilen beim Sintern überhöht, wie aus dem Phasendiagramm nach Hansen ersichtlich. Demgemäß ist es bevorzugt, die Menge an Ti auf 5 Gewichtsprozent oder weniger zu begrenzen aus Angst, dass die Schwitz-Erscheinung auftritt und dass ein Härten aufgrund der Fällung von intermetallischen Verbindungen übermäßig auftritt. Dies ist auch ökonomisch vorteilhaft.
(4) Der Effekt der Zugabe von Phosphor-Eisen-Legierungen auf die Sinterfähigkeit
Eine Zugabe von P in der Form eines reinen Element-Pulvers ist schwierig, und daher wird P im Allgemeinen in der Form eines Vorlegierungspulvers zugegeben. Wenn P in der Form eines Vorlegierungspulvers zugegeben wird, werden jedoch beachtliche weggeschmolzene Poren (melt-off pores) während des Sinterns erzeugt, zum Beispiel in dem Fall einer Phosphor-Kupfer-Legierung, welche 8 Gewichtsprozent P enthält und einen niedrigen Schmelzpunkt aufweist, was für die Verdichtung des gesinterten Körpers unerwünscht ist. Diesbezüglich ist es bevorzugt, P in der Form von Phosphor-Eisen-Legierungen (z. B. Fe-25 Gewichtsprozent P) zuzugeben. Die Zugabe von P in der Form von Phosphor-Eisen ist aus den folgenden Gründen vorteilhaft: Das oben beschriebene Schwitz-Phänomen und die beachtlichen weggeschmolzenen Poren, welche im Wesentlichen in Phosphor-Kupfer-Legierungen gefunden werden, können vermieden werden. Eine Oxidation aufgrund der Sinter-Atmosphäre kann beträchtlich eingeschränkt werden. Und eine Oxidations-Färbung (dunkelbraun) eines gesinterten Körpers kann vermieden werden. Es ist ersichtlich, dass diese Vorteile einen Mehrwert auf das resultierende gesinterte Produkt übertragen und insbesondere nützlich sind für ein Erhöhen/Verbessern der Verbindung, wenn der gesinterte Körper während des Sinterprozesses mit einer Metallverstärkung verbunden wird. Wenn das gesinterte Material für eine Kontaktkomponente verwendet wird, ist es ferner anscheinend effektiv, die weggeschmolzenen Poren zu verwenden, welche geformt sind durch Zugabe einer angemessenen Menge an Phosphor-Kupfer-Legierungspulver, wenn der Öl-Zurückhaltefähigkeit Bedeutung beigemessen wird. Wenn jedoch die Phosphor-Kupfer-Legierungsmenge hinsichtlich der P-Menge 2 Gewichtsprozent übersteigt, werden übermäßig weggeschmolzene Poren erzeugt werden, woraus eine nachteilige Sprödigkeit resultiert, und, wenn die Phosphor-Eisen-Legierungsmenge hinsichtlich der P-Menge 2 Gewichtsprozent überschreitet, wird die durch das Sintern erreichte Verdichtung nachteilig behindert.
(5) Der Effekt der Si-Zugabe auf die Sinterfähigkeit
Es ist denkbar, dass eine Zugabe von Si die Sinterfähigkeit durch seine Funktion erhöht ähnlich der Funktion von Sn, da Si mit Al und Cu im Wesentlichen in der gleichen Beziehung wie Sn steht. Zum Beispiel wird, wenn Si zu Cu-Al-1 Gewichtsprozent TiH zugegeben wird, der sinterbegünstigende Effekt von Si deutlich bestätigt. Jedoch werden, wenn die Menge an Si 3 Gewichtsprozent übersteigt, sowohl eine beachtliche Härte als auch Sprödigkeit beobachtet. Demgemäß wird die Menge an Si bevorzugt auf 3 Gewichtsprozent oder weniger begrenzt.
Es ist gut bekannt, dass eine kombinatorische Zugabe von Si und Mn die Verschleißfestigkeit verbessern kann, insbesondere in einem Kupfer-basierten Kontaktmaterial. Eine kombinatorische Zugabe von Si und Mn ist auch in dem gesinterten Kontaktmaterial gemäß der Erfindung bevorzugt.
(6) Der Effekt von anderen Elementen
Es ist bekannt durch die Zugabe von Ni in Kombination mit Al, Sn, Ti oder Si starke intermetallische Verbindungen zu formen, was zu einer erhöhten Härte in einem Kupfer-basierten Kontaktmaterial führt. Darüber hinaus liegt es auf der Hand, dass Ni zusammen mit Mn, Fe etc. die Funktion aufweist, die Beta-Phase von Cu-Al-Legierungen zu stabilisieren, die eutektische Transformation von Beta = Alpha + Gamma zu verzögern und das Entstehen/Auftreten der spröden (Alpha + Gamma) Struktur zu vermeiden, z. B. während des Kühlens im Anschluss an das Sintern. Es ist daher günstig, Ni positiv zuzugeben, aber seine Menge ist vorzugsweise auf 10 Gewichtsprozent oder weniger begrenzt, und mehr bevorzugt auf 5 Gewichtsprozent oder weniger im Hinblick auf die Kosten-Leistung.
Die Funktion von Ni, welcher die Beta-Phase stabilisiert, reduziert die Menge an Al, was zu dem Auftreten der Beta-Phase führt, so dass das Sintern erleichtert ist. Aus dem Phasendiagramm nach Hansen ist ersichtlich, dass Beispiele der Elemente, welche das Auftreten der Beta-Phase in Cu-Legierungen erleichtern, Zn, Be, Ga, In, Sb, Si und Sn umfassen.
Ferner sind Co, Be, Cr, Mg, Ag, Ti, Si und andere gut bekannt als Elemente, welche die Härte von Kupfer-Legierungen merklich beeinflussen, und ihre positive Verwendung für das gesinterte Material gemäß der Erfindung hat sich als günstig erwiesen.
Darüber hinaus können in dem gesinterten Kontaktmaterial gemäß der Erfindung bekannte Materialien, wie zum Beispiel W, Mo, Werkzeugstahl-Zerstäubungspulver, SiC, Si₄N₃, Pb, Graphit, MnS, PbS, TiS und verschiedene Fluoride, offensichtlich positiv als ein Hartdispergiermittel oder ein festes Schmiermittel für den Zweck der Festfress-Vermeidung verwendet werden.
Es ist auch ersichtlich, dass die Zugabe von den oben genannten Elementen, wie zum Beispiel Ti, Sn, Mn, Ni, Si, Co, Be, Cr, Fe, Mg, Ag, W, Mo, Pb und P, die Form von Legierungen oder Verbindungen in Kombination mit Cu und anderen Legierungselementen annehmen kann.
Gemäß der Erfindung werden/sind ferner gesinterte Verbundkompaktkomponenten gemäß den Ansprüchen 7–15 bereitgestellt.
Außerdem sind durch die Erfindung Verfahren zum Herstellen einer gesinterten Kontaktkomponente gemäß den Ansprüchen 16–18 geschaffen.
Sn, welches in dem gesinterten Cu-Al-Sn-basierten Kontaktmaterial enthalten ist, schwitzt, wie vorangehend beschrieben, so dass Sn dazu neigt, sich zu entmischen/abzusondern, wobei/wodurch es während des Gleit-Betriebs auf der Kontaktoberfläche der resultierenden Komponente vorliegt. Demgemäß weist Sn als ein Kontaktmaterial eine gute Festfress-Beständigkeit auf. Es ist bevorzugt, eine geringe Menge von einem Element (z. B. Ti und Ni), welches das beachtliche Schwitzen von Sn steuert, zu der Cu-Al-Sn-basierten gesinterten Kontaktmaterial-Schicht zuzugeben, wodurch eine Porosität aufgrund des Schwitzens in dem Prozess des Sinterns vermieden wird. Es ist auch bevorzugt, ein härtendes Element, wie zum Beispiel Ti, Si, Mn und Ni, zuzugeben, um dadurch die Härte einzustellen und in Folge die Verschleißfestigkeit des resultierenden Kontaktmaterials zu erhöhen.
Ferner weist das Cu-Al-Sn-basierte gesinterte Kontaktmaterial zumindest eine Beta-Phase in seiner Struktur auf. Die Beta-Phase ist eine harte Phase, mit einer Härte nach Vickers von Hv 200 oder mehr, und ist der Alpha-Phase hinsichtlich des Haftwiderstands überlegen. Es ist denkbar, dass, wenn das Material nach dem Sintern auf Raumtemperatur heruntergekühlt wird/ist, die meisten Beta-Phasen-Bestandteile in eine Beta'-Phase martensidtransformiert werden/sind. Allerdings würde der Formgedächtniseffekt, welcher erzielt wird durch die Martensidtransformation von der Beta-Phase (nicht transformierte Phase) zu der Beta'-Phase sowie durch die umgekehrte Transformation von der Beta'-Phase zu der Beta-Phase zu der Zeit des Haftens an der Kontaktoberfläche, ein Anwachsen eines durch Haftung erzeugten Schadens verhindern, da der martensitische Transformations-Punkt (Ms Punkt) nahe der Raumtemperatur ist. Da man dies sowie den Effekt einer verbesserten Zähigkeit erwarten würde, ist das gesinterte Kontaktmaterial gemäß der Erfindung strukturiert, um die (Alpha + Beta) duale Phase und die Beta-Phase als eine Basis aufzuweisen, und intermetallische Verbindungen, welche aus Legierungselementen wie Ti, Mn und Ni und Legierungselementen wie Al, Sn und Si bestehen, sind in der obigen Struktur in zweckmäßigen Mengen dispergiert. Der in der Erfindung auftretende Ausdruck "Beta-Phase" ist definiert als ein Beta-Phasen-Zustand bei Sinter-Temperatur. Es ist gut bekannt, dass, wie vorangehend diskutiert, die meisten Bestandteile der Beta-Phase in die Beta'-Phase martensidtransformiert sind, wenn das gesinterte Material nach dem Sintern auf Raumtemperatur heruntergekühlt worden ist. Daher schließt die Bedeutung des Ausdruckes "Beta-Phase" in der Erfindung den Zustand der Beta'-Phase mit ein.
Aufgrund der (Alpha + Beta) dualen Struktur werden die Kristallkörner des gesinterten Materials kleiner, so dass eine einheitliche Ausdehnung der Kontaktoberfläche während einer Haftung/Deformation erhöht ist, wohingegen die Zähigkeit und der Haftwiderstand erhöht sind durch Einschränken eines abrupten Härtens während der Verarbeitung.
In diesem Fall, obgleich erwartet wird, dass die Verschleißfestigkeit abnimmt, während das Entfernen von Verschleiß-Span-Pulver von der Kontaktoberfläche verbessert ist/wird, kann die Verschleißfestigkeit erhöht werden durch Dispergieren der oben aufgelisteten, zweckmäßigen intermetallischen Verbindungen. Es ist bekannt, dass der Effekt des Dispergierens der intermetallischen Verbindungen beobachtet wird, wenn sie in einer Menge von 0,2 Volumenprozent oder mehr zugegeben sind. Demgemäß ist in der Erfindung die untere Grenze der Fällungs-Menge von intermetallischen Verbindungen vorzugsweise 0,2 Volumenprozent oder mehr, wohingegen die obere Grenze abhängig ist von dem Einsatz bzw. der Anwendung des Materials (das heißt, welche von der Zähigkeit, dem Haftwiderstand und der Verschleißfestigkeit als wichtig angesehen wird) und daher nicht genau bestimmt/festgesetzt werden kann. Wenn die Menge an intermetallischen Verbindungen 35 Volumenprozent überschreitet, wird das Material oft spröde, so dass die bevorzugte obere Grenze 35 Volumenprozent oder weniger ist. Anscheinend kann die Fällung der intermetallischen Verbindungen in einer Menge von 0, 2 Volumenprozent mit einer Zugabe von ungefähr 0,1 Gewichtsprozent oder mehr der obigen Elemente ausgeführt werden. Daher wird die untere Grenze der Menge der Elemente, welche zu dem Zweck des Härtens zugegeben werden, vorzugsweise unter Berücksichtigung des oben genannten Wertes gesteuert.
Wenn das gesinterte Kontaktmaterial verwendet wird, um eine Kontaktkomponente zu formen, wird die Pulvermischung des Kontaktmaterials vorzugsweise in eine vorgegebene Form hinein verdichtet bzw. zu einer vorgegebenen Form verdichtet und dann zum Verdichten bei einer zweckmäßigen Temperatur gesintert. Insbesondere ist es bevorzugt, dass die Pulvermischung zu einer plattenähnlichen Form geformt wird und einmal bei einer Temperatur von 800°C oder mehr gesintert wird, wodurch ein blattähnlicher gesinterter Körper geformt wird, welcher wiederum mechanisch komprimiert wird mittels Walzens und welcher anschließend einem erneuten Sintern unterworfen wird. Durch das zumindest einmalige Durchführen dieses Prozesses kann ein kompaktes, hartes gesintertes Kontaktmaterial leicht hergestellt werden. Nachdem es einem Biegen in eine runde Form ausgesetzt/unterworfen wurde, wird das gesinterte Kontaktmaterial geschweißt oder geclincht und anschließend maschinell zu einer endgültigen Form verarbeitet, um eine Buchse zu formen. Das Cu-Al-Sn-basierte gesinterte Material gemäß der Erfindung kann wesentlich leichter geschweißt werden als harte hochfeste Messing-basierte Kontaktmaterialien, so dass ein extrem ökonomisches Herstellungs-Verfahren realisiert werden kann.
Gemäß der Erfindung ist der obige blattähnliche verdichtete oder gesinterte Körper mit einer Mehrzahl von unabhängigen Löchern vorgesehen und zu einer runden Form verarbeitet. Anschließend wird der gerundete Körper derselben Verarbeitung wie in dem obigen Fall unterworfen, wodurch eine zylindrische Buchse geformt wird. Die unabhängigen Löcher werden als Speicher-Löcher zum Zuführen verschiedener Schmiermittel zur Schmierung verwendet. Dieser Prozess schafft nicht nur längere Öl-Nachfüll-Intervalle, sondern stellt auch ein gesintertes Kontaktmaterial mit Löchern zu wesentlich günstigeren Kosten her verglichen mit Fällen, in welchen ein zylindrischer Körper mittels maschinellen Bearbeitens mit Löchern versehen wird.
Es ist ein Verfahren zum Herstellen einer gesinterten Verbundkontaktkomponente bekannt, bei welchem nachdem ein gesintertes Kontaktmaterial mit einer Metallverstärkung sinterverbunden wurde, ein Biegen in eine runde Form durchgeführt wird, was von einem Schweißen oder mechanischen Clinchen gefolgt ist, und dann werden die innere und die äußere Fläche des Materials maschinell bearbeitet (im dem Fall von Buchsen). Wie oben erläutert, wird das Cu-Al-Sn-basierte gesinterte Material in der Erfindung mittels Förderns der Sinterfähigkeit durch die Zugabe der verschiedenen Legierungselemente bei Sinter-Temperaturen von ungefähr 900°C oder mehr komprimiert. Unter Anwendung der beachtlichen Expandierfähigkeit bei Temperaturen, welche niedriger sind als die Sinter-Temperatur, welche eine Verdichtung ermöglicht, ist die zweite Erfindung folgendermaßen eingerichtet: Ein zylindrisches Formteil, welches aus dem Pulvergemisch des gesinterten Materials gemäß der Erfindung geformt ist, wird innerhalb des Innenumfangsabschnitts eines Stahlrohrs angeordnet, welches als eine Metallverstärkung verwendet wird, wobei das zylindrische Formteil einen Außendurchmesser aufweist, welcher genau so groß ist wie oder etwas kleiner ist als der Innendurchmesser des Stahlrohrs. Nachdem das zylindrische Formteil mit der Innenumfangsfläche der Metallverstärkung bei Temperaturen, welche niedriger sind als der Temperaturbereich, welcher eine Verdichtung bereitstellt, verbunden wurde, wird das zylindrische Formteil, welches mit der Metallverstärkung verbunden ist, bei Temperaturen von 900°C oder mehr auf eine kompakte Art gesintert. Mit diesem Prozess kann eine gesinterte Verbundkontaktkomponente hergestellt werden, bei welcher das Cu-Al-Sn-basierte gesinterte Material mit der Innenumfangsfläche der Metallverstärkung sinterverbunden ist, und darüber hinaus kann die gesinterte Verbundkontaktkomponente ökonomisch hergestellt werden ohne den konventionell angewandten externen Druck, welcher von dem Bohrungs-Abschnitt aus ausgeübt wird.
Zusammenfassend ist die Erfindung derart ausgelegt, dass eine Pulvermischung, welche 2–14 Gewichtsprozent Al enthält, welches in der Form von Cu-Al-basiertem Legierungspulver oder Al-Pulver zugegeben ist, komprimiert/verpresst wird, um einen gewünschten zylindrischen Grünling zu formen, welcher wiederum in eine Metallverstärkung eingesetzt/eingefügt wird, welche eine Bohrung aufweist, welche etwas größer ist als der Außendurchmesser des Grünlings. Dann wird mit dem Grünling ein Sinter-Verbinden bei einer Temperatur von 800°C oder mehr in einem Sinter-Ofen durchgeführt, welcher derart geregelt ist, dass er ein Vakuum, einen neutrale oder eine reduzierte Atmosphäre aufweist, womit eine gesinterte Verbundkontaktkomponente hergestellt wird, bei welcher das gesinterte Material mit dem Innenumfangsabschnitt der Metallverstärkung verbunden ist.
Vorzugsweise wird das Sinter-Verbinden des Grünlings mit dem Innenumfangsabschnitt der Metallverstärkung durchgeführt mittels Verwendens einer dritten Metalllegierung, welche zwischen der Metallverstärkung und dem Grünling eingefügt ist. In diesem Fall kann die dritte Metalllegierung aus einer Blocklegierung und/oder einer gesinterten Legierung bestehen, welche zumindest bei der Sinter-Verbindungs-Temperatur eine flüssige Phase erzeugt, die für das Verbinden mit der Metallverstärkung erforderlich ist. Der Innenumfangsabschnitt der Metallverstärkung kann mit einer Nut versehen sein, so dass die Nut nach dem Sinter-Verbinden zu einem Ölreservoir für Schmiermittel wird. Darüber hinaus kann die Metallverstärkung Stahl sein.
Gemäß der Erfindung wird in den Fällen, in denen eine Buchse, welche eine Verschleißfestigkeit und einen Haftwiderstand als kritische Faktoren erfordert, aus dem Cu-Al-Sn-basierten gesinterten Material geformt wird, welches eine Struktur aufweist, in welcher eine (Alpha + Beta) duale Phase, welche viele harte Beta-Bestandteile aufweist, oder eine Beta-Phase als eine Basis erzeugt ist und in welcher intermetallische Verbindungen verteilt/dispergiert sind, in dem gesinterten Kontaktmaterial keine Rissbildung durch das oben beschriebene Biegen in eine runde Form verursacht.
Als ein alternatives Verfahren zu dem oben erläuterten Sinter-Verbinden des zylindrischen Grünlings, welcher aus der Pulvermischung geformt ist, kann die zylindrische gesinterte Verbundkontaktkomponente auf die folgende Art und Weise hergestellt werden. Ein blattähnliches Formteil, welches aus einer Pulvermischung hergestellt ist, wird einleitend gesintert, in eine runde Form gebracht und dann durch Sintern verbunden, wobei es innerhalb des Innenumfangsabschnitts des Stahlrohrs angeordnet ist.
Zu der Zeit des Verdichtens oder nach dem anfänglichen Sintern, wird das blattähnliche Formteil mit einer Mehrzahl von unabhängigen Löchern versehen, welche als Speicher-Löcher für verschiedene Schmiermittel verwendet werden, so dass eine Schmierung für die Kontaktfläche der resultierenden zylindrischen gesinterten Verbundkontaktkomponente bereitgestellt ist. Dank dieser Anordnung weist die gesinterte Verbundkontaktkomponente längere Schmiermittel-Nachfüll-Intervalle auf.
Wie oben beschrieben, kann ein kompaktes, hartes gesintertes Kontaktmaterial hergestellt werden durch zumindest einmaliges Durchführen eines Prozesses, in welchem ein blattähnlicher gesinterter Körper, welcher durch einmaliges Sintern bei 800°C oder mehr erhalten wurde, einem mechanischen Verdichten mittels Walzens unterworfen wird und anschließend einem erneuten Sintern unterworfen wird. Das gesinterte Kontaktmaterial kann zu einer runden Form gebogen werden und anschließend geschweißt oder geclincht (d. h. geometrisches Verbinden) werden. Mit diesem Prozess kann das Material einfach z. B. zu einer Buchse geformt werden. Es ist ersichtlich, dass dieser Prozess die folgenden Vorteile bietet: (i) Materialien (z. B. intermetallische Verbindungen), welche eine schwache Reaktivität hinsichtlich z. B. Cu aufweisen und nicht in der Form eines Blockes verwendet werden können, können in der Form von feinen Körnern mit Größen von 1 μm oder weniger dispergiert bzw. verteilt werden. (ii) W, Mo, Keramik, Werkzeugstahlpulver, WC, Hartmetalle, Cermet, Festschmierstoffe und andere können dispergiert werden.
Die Erfinder haben eine einstückige, gesinterte Verbundkontaktkomponente entwickelt mittels Sinter-Verbindens eines Cu-Al-Sn-basierten gesinterten Kontaktmaterials mit einer Stahlplatte, basierend auf derartigen Ergebnissen, dass exzellente Kontakt-Eigenschaften (z. B. Zähigkeit während einer Gleit-Bewegung, Festfresswiderstand und Verschleißfestigkeit) erzielt werden können, welche gleich oder besser als diejenigen von Pb-Bronze-basierten gesinterten Kontaktmaterial sind, mittels der oben beschriebenen Struktur, welche die feine (Alpha + Beta) duale Phase als eine Basis aufweist. Es wird angenommen, dass die gesinterte Verbundkontaktkomponente gemäß der Erfindung als eine Pb-freie gesinterte Kontaktkomponente insbesondere beim Bewältigen der kürzlichen Umweltprobleme eine zunehmend wichtige Rolle spielen wird.
Wenn die Menge an Elementen wie Ti, Si, Ni, Mn und FeP, welche Verbindungen formen, angehoben wird, ist es wahrscheinlicher, dass das resultierende Kontaktmaterial sein Gegen-Element angreift, wenn es im Gleit-Kontakt mit letzterem bewegt wird, und daher ist es wünschenswert, die oben genannten Elemente in der (Alpha + Beta) Dualphasen-Struktur der Cu-Al-Sn-basierten gesinterten Verbundkontaktkomponente so gut wie möglich zu reduzieren.
Die mit der Stahlplatte sinterverbundene Cu-Al-Sn-basierte gesinterte Verbundkontaktkomponente kann derart geformt werden, dass nachdem die Pulvermischung komprimiert wurde (z. B. mittels Walzens), der komprimierte Körper zumindest zweimal bei 700°C oder mehr in einem Ofen gesintert wird, der geregelt ist, um ein Vakuum, eine neutrale oder eine reduzierte Atmosphäre aufzuweisen, wobei die Schwierigkeit des Sinterns des Cu-Al-basierten gesinterten Materials aufgrund der Ausbildung eines oxidierten Films bewältigt wird mittels einer durch das Formpressen verursachten Zerstörung des oxidierten Films, so dass selbst mittels Niedertemperatursinterns ein hochzähes gesintertes Material erhalten werden kann, welches gesinterte Material ein Pb-freies Kontaktmaterial ist, welches sein Gegen-Material kaum angreift und welches die feine (Alpha + Beta) Dualphasen-Struktur als eine Basis aufweist.
Anschaulich wird die Pulvermischung aus Cu-Al-Sn-basiertem gesinterten Kontaktmaterial, welches zumindest aus einem Bronze-Pulver, einem Kupfer-Pulver, einem Sn-Pulver, einem Al-Pulver und einem TiH-Pulver besteht, auf die Stahlplatte gesprüht, und ein Sinter-Verbinden wird bei 700°C oder mehr in einem Sinter-Ofen durchgeführt, der derart geregelt ist, dass er ein Vakuum, eine neutrale oder eine reduzierte Atmosphäre aufweist. Dann werden das Formpressen (z. B. Walzen) und der oben beschriebene Sinter-Prozess bei 700°C in der gleichen Sinter-Atmosphäre vorzugsweise zweimal oder öfters wiederholt, wodurch eine gesinterte Cu-Al-Sn-Verbundkontaktkomponente erhalten wird. Es ist wünschenswert, insbesondere hinsichtlich der Streufähigkeit bzw. der Zerstäubungsfähigkeit ein atomisiertes Pulver zu verwenden. Für das Erzielen einer gleichmäßigeren Verbindung ist es nötig, Bronze-Zerstäubungspulver zweckmäßig zu verwenden. Darüber hinaus ist die Menge an Sn, welche in dem Cu-Al-Sn-basierten gesinterten Kontaktmaterial enthalten ist, vorzugsweise 3 Gewichtsprozent oder mehr, um eine gute Verbindung bzgl. der Stahlplatte sicherzustellen, wohingegen die Menge an Al unter Berücksichtigung der quantitativen Beziehung zwischen der Alpha-Phase und der Beta-Phase gesteuert wird. Zum Beispiel wird in dem Fall von Cu-Al-Sn-Ti-Ternärlegierungen, welche 3 Gewichtsprozent Sn und 1 Gewichtsprozent Ti enthalten, die (Alpha + Beta) duale Phase erzeugt, wenn die Menge an Al 10 Gewichtsprozent ist, aber, wenn die Menge an Al ungefähr 12 Gewichtsprozent oder mehr ist, weist das Material eine Beta- Einzelphase und daher eine übermäßige Härte auf, was in einer schwachen Zähigkeit resultiert. Daher sollte die Menge an Al ungefähr 12 Gewichtsprozent nicht überschreiten.
Es ist wünschenswert, die Menge an Al zu verringern, während die Menge an Sn erhöht wird, um eine stabile Verbindung bzgl. der Stahlplatte zu gewährleisten, aber es ist erforderlich, die Menge an Sn im Hinblick auf die Kosteneffizienz des Cu-Al-Sn-basierten gesinterten Kontaktmaterials zu reduzieren.
Darüber hinaus kann das Feinmachen der Kristallkörner des Cu-Al-Sn-basierten gesinterten Materials ausgeführt werden mittels: (i) Einschränkens des Körner-Wachstums infolge der Dualphasen-Struktur während des Sinterns, (ii) Sinterns bei niedrigen Temperaturen, was durchgeführt wird mittels der oben beschriebenen Wiederholung von Kompression/Sintern, und Feinmachens durch Rekristallisation und (iii) der Zugabe der Elemente (z. B. Ti, Si, Ni), welche voraussichtlich Verbindungen formen. Es sollte beachtet werden, dass, wenn die Sinter-Temperatur 700°C oder weniger ist, die Legierungs-Reaktion langsam wird und eine ausreichende Deformation in dem Kompressions-Prozess nicht sicher gestellt werden kann, was zu Rissen innerhalb des gesinterten Körpers führt, auch wenn eine flüssige Phase erzeugt wird. Daher ist eine wünschenswerte Sinter-Temperatur 800°C oder mehr.
Kurze Beschreibung der Zeichnung
1 zeigt graphisch den Effekt von Al, welches in unterschiedlichen Formen zugegeben ist, auf die Sinterfähigkeit.
2 zeigt graphisch die Abmessungen von Cu-Al-binärlegierungsbasierten gesinterten Körpern und Cu-Al-1Ti-ternärlegierungsbasierten gesinterten Körpern.
3 zeigt graphisch Sinter-Temperaturen und die Schwitz-Zusammensetzungs-Bereiche des Cu-Al-Sn-ternärlegierungsbasierten gesinterten Körpers.
4 zeigt graphisch den Effekt von Ti auf die Abmessungen der Cu-Al gesinterten Körper.
5 zeigt graphisch den Effekt einer kombinatorischen Zugabe von Sn und Ti auf die Abmessungen von Cu-Al gesinterten Körpern.
6 zeigt graphisch den Effekt verschiedener Legierungselemente auf die Abmessungen von Cu-Al-1Ti gesinterten Körpern.
7 zeigt graphisch die Gebiete, in welchen eine Alpha-Phase und/oder eine Beta-Phase in gesinterten Cu-Al-Sn-Legierungen vorliegt.
8 ist eine Querschnittsansicht, welche die Form eines Musters zeigt, welches in einem Gleittest verwendet wurde.
9 ist eine Ansicht, in welcher die Struktur eines Abschnitts eines Stahlrohres nahe seiner Grenzfläche exemplarisch gezeigt ist, wobei das Stahlrohr ein gesintertes Material B1 aufweist, welches mit dem Innenumfangsabschnitt davon verbunden ist.
10(a) ist eine Konzeptionszeichnung eines Testers.
10(b) ist eine Darstellung, welche Test-Bedingungen zeigt.
11 zeigt graphisch das Resultat eines Gleittests, welcher an/mit gesinterten Buchsen durchgeführt wurde, deren Innenumfangsabschnitt einem Verbinden unterzogen wurde.
12(a) ist eine Konzeptionsdarstellung eines Reibungs/Abnutzungs-Testers mit konstanter Rate.
12(b) ist eine Ansicht einer Gleit-Tester-Haltevorrichtung.
13 ist eine perspektivische Ansicht, welche die Form eines Musters für die Verwendung in einem Reibungs/Abnutzungs-Test mit konstanter Rate zeigt.
14(a) zeigt graphisch die Abnutzungs-Menge für die Evaluierung der Zähigkeit.
14(b) zeigt graphisch das Ergebnis eines PV-Wert-Reproduzierbarkeitstests.
Beste Art und Weise, die Erfindung auszuführen.
Mit Bezugnahme auf die angehängte Zeichnung werden nachstehend bevorzugte Ausführungsformen des gesinterten Materials und der gesinterten Verbundkontaktkomponente der Erfindung konkret beschrieben.
Ausführungsform 1: Die Effekte der Al-Zugabe und der Sn-Zugabe auf die Verdichtbarkeit und die Sinterfähigkeit.
Cu-A-Zerstäubungs-Legierungspulver, welche eine Korngröße von 250 Mesh oder weniger aufweisen und Al in Mengen von 6,9, 10,2 bzw. 13,7 Gewichtsprozent enthalten, ein Al-Zerstäubungspulver, ein Sn-Zerstäubungspulver, ein TiH-Pulver und ein elektrolytisches Kupferpulver ("CE15", hergestellt von Fukuda Metal Foil & Powder Co., Ltd.) wurden verwendet, um Pulvermischungen mit den in Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzungen zuzubereiten. Es ist zu beachten, dass das Al-Zerstäubungspulver, das Sn-Zerstäubungspulver und das TiH-Pulver eine Korngröße von 300 Mesh oder weniger hatten. Die Pulvermischungen wurden mit einer Matrize/Pressform für durch die JIS spezifizierte Zugversuche bei einem Druck von 4 Tonnen/cm² verdichtet. Die Abmessung (Länge) einer jeden Zugversuch-Probe wurde gemessen. Tabelle 1 zeigt die Abmessung und den Auffederungs-Grad einer jeden Probe.
Die Ergebnisse zeigen, dass, wenn Pulvermischungen, welche ein Cu-Al-Legierungspulver als eine Al-Quelle enthalten, verdichtet wurden, ein signifikanter Auffederungs-Grad bestätigt wurde, und dass ein hohes Risiko einer Beschädigung der resultierenden Formteile bestand, welche verursacht wird, wenn die Formteile nach der Verdichtung aus der Matrize entnommen werden, insbesondere in Fällen, in denen die Pulvermischungen eine Beta-Phase oder ein Beta-Phasen-Pulver mit einer hohen Konzentration an Al enthielten. Der Auffederungs-Grad war besonders auffällig in dem Fall der in Tabelle 1 gezeigten Probe mit der Nr. CA10, wobei 0,57% erreicht wurden, in welchem Fall eine Cu-Al-Sinterlegierung, enthaltend 10 Gewichtsprozent Al, erhalten wurde mittels Verwendens eines Beta-Phasen-Cu-Al-Legierungspulvers, enthaltend 13,7 Gewichtsprozent Al. Hieraus ist ersichtlich, dass, wenn ein gesinterter Cu-Al-Körper mit einer (Alpha + Beta)-Dualphasen- oder einer Beta-Phasen-Struktur und einer hohen Konzentration an Al aus Legierungspulver geformt wird, es im Wesentlichen unmöglich ist, ein Pressformen mit Matrizen anzuwenden, und es ist daher angemessen, weiches Al und Al-Legierungspulver wie in Tabelle 1 gezeigt zu verwenden.
In Tabelle 1 sind die Abmessungen der gesinterten Körper gezeigt, welche erhalten wurden mittels Sinterns von Zugversuch-Proben, welche unter Verwendung der in Tabelle 1 gezeigten Pulvermischungen verdichtet wurden, in einem Vakuum-Sinter-Ofen (Grad des Vakuums = ungefähr 10^–2 Torr, Sinter-Temperatur = 900°C und 1020°C). Aus dem Vergleich der Proben mit den Nummern CA1, CA3, CA5 und CA7 in Tabelle 1 geht hervor, wobei diese Proben eine Al-Konzentration von 5 Gewichtsprozent aufweisen, dass, je größer die Al-Konzentration einer Al-Quelle ist, desto größer ist die Abmessung des resultierenden gesinterten Körpers in der expandierten Form, selbst wenn die Sinter-Temperatur 1020°C beträgt. Darüber hinaus ist es notwendig, ein Alpha-Phasen-Cu-Al-Legierungspulver mit einer niedrigen Konzentration an Al zu verwenden und die Al-Konzentration des gesinterten Körpers zu begrenzen, z. B. auf 5,6% oder weniger, um die Expansion einzuschränken.
Beim Prüfen des Effektes der Zugabe von 3 Gewichtsprozent Sn (mit der Koexistenz von 1 Gewichtsprozent Ti) für die Proben mit den Nummern CA2, CA4, CA6, CA8 und CA11 wurde herausgefunden, dass eine Zugabe von 3 Gewichtsprozent Sn bei einem Niedertemperatur-Sintern bei 900°C zu einer erheblichen Expansion der Abmessungen der gesinterten Körper führt und im Gegensatz dazu bei 1020°C zu einer Kontraktion führt, unabhängig von unterschiedlichen Al-Zugabe-Bedingungen. Folglich ist es ersichtlich, dass die Zugabe von Sn für eine Einschränkung der durch das Sintern von Cu-Al-Sinterkörpern verursachten Expansion sehr nützlich ist, und dass Cu-Al-basierte Sinterprodukte, welche frei sind von einer abnormalen Expansion, mittels Verwendens von Al oder einer Al-Legierung mit einer geringen Tendenz zum Auffedern als eine Al-Quelle mit der konventionellen Pressform-Technik erhalten werden können.
Ausführungsform 2: Die Effekte der Zugabe von verschiedenen Legierungselementen auf Cu-Al-Legierungen, welche Al-Pulver als eine Al-Quelle enthalten.
Zusätzlich zu dem elektrolytischen Kupfer-Pulver, dem Sn-Pulver, dem TiH-Pulver und dem Al-Pulver, welche in der Ausführungsform 1 verwendet wurden, wurden ein Mn-Pulver, ein Ni-Pulver, Phosphor-Eisen (P: 25 Gewichtsprozent) und ein Si- Pulver verwendet, um Pulvermischungen mit den in Tabelle 2 gezeigten Zusammensetzungen zuzubereiten. Es ist zu bemerken, dass das Mn-Pulver, das Ni-Pulver, Phosphor-Eisen und das Si-Pulver eine Korngröße von 300 Mesh oder weniger hatten. Unter Verwendung derselben Zugversuch-Matrize wie in der Ausführungsform 1 wurden Zugversuch-Proben, welche bei einem Druck von 4 Tonnen/cm² verdichtet wurden, bei Vakuum (10^–2 Torr) bei 800 bis 1020°C gesintert. Nach dem Sintern wurden die Abmessungen der gesinterten Körper gemessen und ihre Strukturen wurden beobachtet. Die Abmessungen der gesinterten Körper sind in Tabelle 2 gezeigt, wobei die Abmessung der Formteile 96,56 mm ist. Die Beispiele mit den Nummern 1–17 in Tabelle 2 sind nicht Bestandteil der Erfindung.
Tabelle 2 Zusammensetzungen verschiedener Pulvermischungen und gesinterte Abmessungen, wenn Al-Pulver zugegeben ist.
(1) Der Effekt der Sn-Zugabe auf Cu-Al basiertes gesintertes Material.
Die Probennummern 1–17 in Tabelle 2 zeigen jeweils die Abmessungen gesinterter Körper, welche erhalten wurden, wenn Sn nicht zu Cu-Al zugegeben wurde und wenn Sn zu Cu-Al zugegeben wurde. 2 zeigt die Abmessungen gesinterter Körper, welche aus binären Cu-Al-Legierungen (Probennummern 1–4) geformt sind, in einem Vergleich mit denen von gesinterten Körpern, welche aus ternären Cu-Al-Ti-Legierungen geformt/gebildet sind, welche 1 Gewichtsprozent Ti (Probennummern 18–24) enthalten und welche später beschrieben werden.
Wie aus Tabelle 2 und 2 ersichtlich, während bei 1000°C alle gesinterten Körper proportional zu der Al-Konzentration expandiert wurden, wurde für diejenigen gesinterten Körper eine Abnahme in dem Betrag der Expansion bestätigt, welche mittels Sinterns der Materialien bei 1020°C geformt wurden, was gerade unterhalb der eutektischen Temperatur in dem Cu-Al-Binärlegierungs-Phasendiagramm ist/war, wobei die Materialien eine Struktur aufweisen, welche der eutektischen Zusammensetzung in dem oben genannten Phasendiagramm ähnlich ist. Offensichtlich ist dies auf eine Sinter-Erscheinung zurückzuführen, welche wahrscheinlich eine Übergangs-Flüssigphase bei Temperaturen gerade unterhalb des eutektischen Punktes erzeugt.
Mit Bezug auf Tabelle 2 in Verbindung mit 2, welche die Abmessungen gesinterter Cu-Al-Körper zeigt, wird der Effekt der Sn-Zugabe beschrieben. Während bei einer Zugabe von 3 Gewichtsprozent Sn keine Kontraktion beobachtet werden konnte, wurde bei 1000°C, 960°C und 930°C eine beachtliche Kontraktion bestätigt, wenn 6 Gewichtsprozent Sn bzw. 11 Gewichtsprozent Sn zugegeben wurde. Folglich ist es ersichtlich, dass die Sinterfähigkeit durch die Flüssigphase verbessert werden konnte, welche durch die Zugabe von Sn verursacht wird. Jedoch schwitzten die gesinterten Körper, denen Sn alleine zugegeben wurde, oft beträchtlich und wurden porös. Die Proben mit den Nummern 5 und 6 zeigten bei 1000°C eine geringfügige Sinter-Kontraktion, da die Flüssigphase in Folge der Schwitz-Erscheinung von dem gesinterten Körper abgegeben wurde, so dass die für die Kontraktion benötigte Flüssigphase auslief/ausging. Die Schwitz-Erscheinung der Flüssigphase kann durch Zugabe von anderen Elementen für eine verbesserte Sinterfähigkeit eingeschränkt werden.
3 zeigt die Gebiete in den Strukturen der Cu-Al-Sn-Ternärlegierungs-Sinterkörper (Probennummern 5–17 in Tabelle 2), in welchen die Schwitz-Erscheinung während des Vakuum-Sinterns bei Temperaturen von 1000°C, 960°C und 900°C bestätigt wurde. Wie aus 3 ersichtlich, trat bei 850°C oder weniger kein Schwitzen auf.
Um den Effekt von Ti auf die Schwitz-Erscheinung infolge des Sn weiter zu verdeutlichen, wurde das Auftreten/Nicht-Auftreten der Schwitz-Erscheinung geprüft, wenn die Proben mit den Nummern 5 bis 17 (Tabelle 2), zu welchen 0,3 Gewichtsprozent Ti zugegeben wurde, bei 1000°C gesintert wurden und wenn die Proben mit den Nummern 13 bis 17, zu welchen 0,3 Gewichtsprozent Ti zugegeben wurde, bei 930°C gesintert wurden. Als Ergebnis wurde herausgefunden, dass das Schwitzen eingeschränkt wurde, mit Ausnahme von der Probe mit der Nummer 7, welche bei 1000°C gesintert wurde und leicht schwitzte.
(2) Der Effekt der Ti-Zugabe auf Cu-Al-basiertes gesintertes Material.
Tabelle 2 zeigt die Abmessungen gesinterter Körper, welche aus Cu-Al geformt wurden, zu welchem TiH zugegeben wurde (Probennummern 18 bis 20). 4 zeigt das Ergebnis eines Vakuum-Sinterns bei 1000°C und 1020°C. Wie das Ergebnis zeigt, konnte mit der Zugabe von Ti bis zu 3 Gewichtsprozent bei einer Sinter-Temperatur von 1000°C die Brennbarkeit verbessert werden und es trat keine Kontraktion auf. Eine auffällige Kontraktions-Reaktion (Deformation der Proben und Schmelz-Verlust) wurde beim Vakuum-Sintern (bei 1020°C) derjenigen Proben bestätigt, zu welchen 3 Gewichtsprozent Ti zugegeben wurde. Dies ist zurückzuführen auf den Effekt des Sinterns bei Sintertemperaturen gerade unterhalb des in Tabelle 2 gezeigten eutektischen Punkts oder des Sinterns in dem eutektischen Ternärlegierungs-Gebiet. Unter Berücksichtigung von Temperaturschwankungen des Vakuum-Ofens bei der Durchführung einer Massenproduktion, ist der Effekt einer Zugabe von Ti, welche ein Sintern nur innerhalb eines begrenzten Temperaturbereiches ermöglicht, als ein sinterförderndes Element unbefriedigend, so dass Ti in Kombination mit einem flüssigphasenerzeugenden Element, wie z. B. Sn, zugegeben werden muss.
(3) Der Effekt der kombinatorischen Zugabe von Sn und Ti auf gesintertes Cu-Al-basiertes Material.
5 zeigt die Abmessungen gesinterter Körper, welche mittels Sinterns von Cu-Al, zu welchen Sn und TiH in Kombination zugegeben wurden, bei 960°C bis 1000°C geformt wurden. In dem Fall der kombinatorischen Zugabe wurde eine Kontraktions-Reaktion beobachtet, welche noch deutlicher ist als die für diejenigen Fälle, in welchen ein einziges Element von Sn oder Ti zu Cu-Al zugegeben wurde. Der Grund hierfür ist, dass zum Beispiel in den Fällen der Proben mit den Nummern 28 bis 32, 36, 37, 41, 42, 46, 47, 51 und 52 in Tabelle 2 die Schwitz-Erscheinung, welche für die gesinterten Cu-Al-Sn-ternärlegierungsbasierten Körper während des Vakuum-Sinterns bei 1000°C beobachtet wurde, aufgrund der 1 bis 3 Gewichtsprozent Ti, welche in Kombination mit Sn zugegeben wurden, vollständig verschwand, so dass die Flüssigphase, welche durch die Zugabe von Sn erzeugt wird, nicht abgeführt wurde, sondern effektiv auf die Sinter-Reaktion wirkte bzw. an dieser teilnahm.
(4) Die Effekte der Zugabe von anderen Legierungselementen auf das gesinterte Cu-Al-basierte Material.
6 zeigt die jeweiligen Effekte der Zugabe von anderen Legierungselementen auf Cu-Al-1 Gewichtsprozent Ti, welches mittels Vakuum-Sinterns bei 1000°C geformt wurde. Durch diese Figur kann der oben beschriebene beachtliche sinterfördernde Effekt der Sn-Zugabe bestätigt werden. Außerdem kann der beachtliche sinterfördernde Effekt einer Si-Zugabe bestätigt werden. Die obigen Effekte von Sn und Si sind den folgenden Charakteristika zuzuordnen: (i) Al und Sn (Si) lösen sich ineinander, wenn sie eine flüssige Phase in dem Phasendiagramm sind, aber lösen sich kaum, wenn sie in dem Zustand einer festen Phase sind. (ii) Al und Sn (Si) formen miteinander keine intermetallischen Verbindungen. (iii) Der Schmelzpunkt von Sn (Si) nimmt durch Reaktion mit Cu beträchtlich ab, um die Erzeugung der flüssigen Phase zu unterstützen.
Der sinterfördernde Effekt wurde bei Mn und Phosphor-Eisen (Fe25P) deutlich beobachtet, obgleich er nicht so auffällig war. Ferner machte eine Zugabe von Phosphor-Eisen die goldene Farbe des gesinterten Körpers leuchtender und zeigte eine beachtliche Reduktions-Wirkung. Eine Zugabe von Cu8P hat die folgenden Effekte. Cu8P hat einen sinterfördernden Effekt, welcher weniger beachtlich ist als der von P, welcher in der Form von Phosphor-Eisen zugegeben ist, so dass die gesinterten Körper in dem Fall von Cu8P leicht expandieren. Dies ist der Tatsache zuzuordnen, dass die gesinterten Körper, welche durch Verwendung von Cu8P geformt sind, eine Anzahl von sehr kleinen Poren aufweisen. Darüber hinaus ist die eutektische Temperatur von Cu8P nur 714°C, da weggeschmolzene Löcher dazu neigen, aufgrund der auf der Niedertemperaturseite beim Sintern erzeugten Flüssigphase lokal geformt zu werden.
Ausführungsform 3: Der Effekt der Sn-Zugabe auf das Auftreten eines (Alpha + Beta) Dualstruktur-Gebiets in Cu-Al.
Tabelle 3 zeigt die Strukturen der Proben und die Ergebnisse der Härte-Messungen. Die in Tabelle 3 gezeigten Strukturen stehen im Zusammenhang mit Alpha- und Beta-Phasen nach einem Vakuum-Sintern bei einer exemplarischen Temperatur von 1000°C. 7 zeigt die jeweiligen Gebiete in Cu-Al-Sn-ternärlegierungsbasierten Materialien, in welchen eine Alpha- und/oder eine Beta-Phase vorliegt, basierend auf Beobachtungen der Strukturen der bei Temperaturen von 1000°C bis 820°C gesinterten Materialien. Wie aus den Ergebnissen ersichtlich, ging das (Alpha + Beta)-Dualphasen-Gebiet in Cu-Al-Binärlegierungen infolge der Zugabe von Sn auf die Al-Niederkonzentrationsseite über, und folglich wurde belegt, dass Sn ein Element ist, welches die Beta-Phase weiter stabilisiert. Wie durch die gestrichelte Linie in 7 gezeigt, wurde das Vorhandensein der Beta-Phase auf der Al-Niederkonzentrationsseite bestätigt, wenn das Sintern bei niedrigen Temperaturen durchgeführt wurde. Der Grund hierfür ist, dass beim Sintern kein angemessener Gleichgewichtszustand erreicht wurde. In dem Nichtgleichgewichtszustand werden die Alpha/(Alpha + Beta)-Struktur, in welcher die Beta-Phase beginnt aufzutreten, und die (Alpha + Beta)/Beta-Struktur, in welcher die Alpha-Phase verschwunden ist und welche in eine einzelne Beta-Phase übergeht, durch den folgenden Ausdruck bzw. die folgende Ungleichung dargestellt. 18,5 ≤ 2,5 × (Al Gew.-%) + (Sn Gew.-%) ≤ 28,5* Der Bereich des (Alpha + Beta)-Dualphasen-Gebiets
Tabelle 3
Aus der Härte der Proben, welche nach dem Sintern erhalten wurden, ist ersichtlich, dass die gesinterten Materialien härter werden, wenn die Beta-Phase auftritt, und dass ihre Härte auch mit der Zugabe von Ti, Si oder ähnlichen beträchtlich zunimmt. Dies ist der Fällung von vielen intermetallischen Verbindungen zuzuordnen.
Die Struktur in dem oben beschriebenen Nichtgleichgewichtszustand wird mit einer niedrigeren Sinter-Temperatur und einer kürzeren Sinter-Zeit signifikanter. Jedoch wird bei solch einem Sintern der gesinterte Körper deutlich expandiert, und daher kann keine ausreichende Festigkeit erzielt werden. Wenn eine Komprimier/Press-Behandlung, wie später beschrieben (z. B. Walzen), in Kombination mit dem Sintern angewandt wird, ist eine für das Anwenden einer solchen Behandlung ausreichende Festigkeit notwendig. In der Praxis sollte die Sinter-Temperatur 800°C oder mehr sein in Anbetracht der Fakten, dass eine Walz-Behandlung gemäß der Erfindung bei 820°C (die niedrigste Sinter-Temperatur dieser Ausführungsform) für 20 Minuten angewandt werden kann und dass das Sn, welches ein essentielles Element der Erfindung ist, bei der peritektischen Temperatur (798°C) von Cu-Sn-Legierungen eine feste Verbindung bezüglich Cu herstellt.
Ausführungsform 4: Verbinden mit dem Innenumfangsabschnitt eines Teiles und Verifikation der Gleit-Eigenschaften.
Tabelle 4 zeigt die Zusammensetzungen der Pulvermischungen, welche in dieser Ausführungsform verwendet wurden. B1 ist für eine Kompaktkomponente mit einer (Alpha + Beta)-Dualphasen-Struktur und B2 und B3 sind für Kontaktkomponenten mit einer Beta-Phasen-Struktur. Es ist zu bemerken, dass B3 für einen Vergleich hinsichtlich des Effektes von Phosphor-Eisen auf die Verbindung mit dem Innenumfangsabschnitt eines Teils verwendet wurde und dass B4 zum Verifizieren des Effektes einer ölzurückhaltenden Cu-P-Kontaktkomponente verwendet wurde, welche 8 Gewichtsprozent P enthält und weggeschmolzene Löcher (melt-off holes) verwendet. Als Vergleichs-Proben für den Gleit-Test wurden vier Arten von hochfesten Messing-Materialien verwendet. Die Zusammensetzung der Materialien ist in Gewichtsprozent dargestellt. Tabelle 4
Vergleichs-Beispiel hochfestes Messing (Cu-25Zn-5Al-3Mn-2,5Fe)
Die Pulvermischungen wurden jeweils bei einem Verdichtungs-Druck von 2 Tonnen/cm² zu zylindrischen Körpern mit einem Außenmesser von 53 mm, einem Innendurchmesser von 47 mm und einer Höhe von 35 mm verdichtet. Jeder zylindrische Körper wurde wiederum in dem Innenumfangsabschnitt eines Stahlrohres (S40C) mit einem Außendurchmesser von 66 mm, einem Innendurchmesser von 53 mm und einer Höhe von 40 mm angeordnet. Dann wurde für 20 Min. ein Vakuum-Sintern bei Temperaturen von 990°C (für B1) und 960°C (für B2, B3 und B4) durchgeführt. Dann wurde jeder gesinterte Körper unter Verwendung von N₂-Gas heruntergekühlt.
8 zeigt die Form der Proben (in der Form einer Buchse), welche in einem Gleit-Test zum Prüfen der mit dem Innenumfangsabschnitt des Stahlrohres zu verbindenden gesinterten Körper verwendet wurden. Das Kontakt-Material B4 wurde ohne das Anwenden einer Einkerb-Behandlung auf die Innenumfangsfläche der Buchse getestet. 9 ist eine schematische Ansicht, welche die Metallstruktur der Grenzfläche des verbundenen Teils von B1 zeigt, welcher mit dem Innenumfangsabschnitt des Stahlrohres verbunden ist. Wie aus dieser Figur ersichtlich, weist B1 eine typische (Alpha + Beta)-Dualstruktur auf. Die gesinterten Schichten von B1 und B2 sind extrem hart, wobei Sie eine Härte nach Vickers von Hv = 165 bzw. Hv = 230 aufweisen. Tabelle 4 zeigt auch den prozentualen Anteil der Verbindung zwischen dem Stahlrohr und der gesinterten Schicht einer jeden Komponente, wobei der prozentuale Anteil mittels eines Ultraschall-Prüfgeräts gemessen wurde. Wie aus den gemessenen Werten ersichtlich, konnte der prozentuale Anteil der Verbindung durch die Zugabe von Phosphor-Eisen stark verbessert werden. Die Menge an zurückgehaltenem Öl in B4 war ungefähr 4 bis 5 cm³. Folglich wurde eine beachtliche Öl-Zurückhaltung bestätigt.
Die 10(a) und 10(b) zeigen eine Konzeptionszeichnung eines Gleit-Testers bzw. Test-Bedingungen. 11 zeigt das Ergebnis des Gleittests. In dem Gleittest wurde jede Buchsen-Probe 10 000 Mal hin- und herbewegt für jede vorstehende Fläche von 100 kg/cm² bis 800 kg/cm² erreicht wurden, während der Lager-Druck schrittweise erhöht wurde. Der Test wurde an dem Punkt angehalten, an dem der Reibungskoeffizient aufgrund eines Festfressens stark anstieg, an dem sich eine Abnutzung rasch aufgebaut hat oder an dem ein abnormales Geräusch auftrat.
Wie aus 11 ersichtlich, sind die Materialien gemäß der Erfindung den hochfesten Messing-Materialien überlegen. Das Material B1, welches die (Alpha + Beta)-Dualphasen-Struktur aufweist, brachte ein zufriedenstellendes Ergebnis, d. h. weniger Abnutzung im Anfangsstadium und einen exzellenten Festfress-Widerstand. Obgleich die durchschnittliche Menge der in dem Material B2 auftretenden Abnutzung größer war als die des Materials B1, zeigte das Material B2 eine bessere Verschleißfestigkeit bzw. einen besseren Abnutzungs-Widerstand als das Material B1.
Ausführungsform 5: Anfertigen gesinterter Cu-Al-Sn-basierter Platten und Gleit-Test.
Die Proben mit den Nummern 1 bis 52 und die in Tabelle 2 gezeigten Zugversuch-Proben CA7, CA8 (gesinterte Materialien) wurden dermaßen bzw. bis zu solch einem Ausmaß gewalzt, dass sie nicht rissen bzw. brachen, und wurden anschließend für die Härte-Messung bei derselben Temperatur für dieselbe Zeitdauer nochmals gesintert. Danach wurden die gewalzten, nochmals gesinterten Materialien (2S1W-Materialien) einem Reibungs/Abnutzungs-Test mit konstanter Rate unterworfen, in welchem der Druck und die Geschwindigkeit geprüft wurden, bei welchen der Reibungskoeffizient einer jeden Probe begann steil anzusteigen, und basierend auf dem Druck und der Geschwindigkeit wurden die Festfress-Einschränkung (PV-Wert) und die Abnutzungs-Menge (ΔW) an dem Punkt, an dem die Festfress-Einschränkung erreicht wurde, zur Evaluierung gemessen.
Die 12(a) und 12(b) zeigen eine Konzeptionszeichnung eines Reibungs/Abnutzungs-Testers mit konstanter Rate bzw. eine perspektivische Ansicht einer Gleit-Tester-Haltevorrichtung. Die Bedingungen des Gleit-Testes sind die Folgenden.
[Gleittest-Bedingungen]

Gegen-Element: SCM 420, auf gekohlt und abgeschreckt. Oberflächen-Härte = H_RC 60 bis 62 Oberflächen-Rauhigkeit = 2,5 S oder weniger
Schmiermittel: EO10, Öl-Menge = 250 cm³/Min. Öl-Temperatur = 60°C
Umfangs-Geschwindigkeit = 10 m/Sek.
Lager-Druck = 800 kg/cm² max. (Lager-Druck wird zu einer Zeit schrittweise um 50 kg/cm² erhöht)

Jede Gleittest-Probe wurde maschinell bearbeitet, um eine Dicke von 2 mm, eine Breite von 5 mm und eine Länge von 5 mm aufzuweisen, und wurde dann zum Testen in der Gleittest-Haltevorrichtung angeordnet. In dem Gleittest war der Lager-Druck anfänglich 100 kg/cm² und wurde jede 5 Minuten schrittweise um 50 kg/cm² angehoben bis er 800 kg/cm² erreichte, sofern nicht ein abnormaler Reibungskoeffizient oder eine abnormale Abnutzung auftraten.
Die Härte nach Vickers (Hv), der PV-Wert und die Abnutzungs-Menge einer jeden Probe sind zusammen in Tabelle 5 gezeigt. Anhand dieses Ergebnisses wurden die folgenden Fakten herausgefunden.

(1) Die Zugabe von Sn zu Cu-Al ergab nahezu keinen Effekt des Erhöhens der Härte. Als die Konzentration des Al angehoben wurde, stieg die Härte leicht an. In dem Fall des Materials mit der β-Einzelphasen-Struktur war das Durchführen des Walzens schwer, woraus eine schwache Härte resultiert.
(2) Die Zugabe von Ti hatte den beachtlichen Effekt des Anhebens der Härte von gesinterten Cu-Al-basierten Körpern und gesinterten Cu-Al-Sn-basierten Körpern. Dieser Effekt nahm mit ansteigender Sinter-Temperatur zu, da Ti die Funktion aufwies, das Legieren zu fördern. Die gleiche, das Legieren fördernde/begünstigende Funktion konnte in den Fällen von Mn, Ni und Si beobachtet werden.
(3) Die Gleit-Eigenschaften einer jeden Probe wurden evaluiert mittels eines Reibungs/Abnutzungs-Testes mit konstanter Rate, und anhand der Ergebnisse wurde herausgefunden, dass die Gleit-Eigenschaften der Alpha-Phasen-Materialien, der (Alpha + Beta)-Dualphasen-Materialien und der Beta-Phasen-Materialien durch die Zugabe von Sn verbessert werden konnten.
(4) Es konnte nachgewiesen werden, dass die Gleit-Eigenschaften der (Alpha + Beta)-Dualphasen-Materialien und der Beta-Phasen-Materialien verglichen mit den harten, Alpha-Phasen-Materialien wesentlich verbessert sind.
(5) Es konnte nachgewiesen werden, dass durch die Zugabe von Ti, Si, Mn und Ni die Verschleißfestigkeit erhöht wird.

Das in Tabelle 5 gezeigte Test-Ergebnis der Proben CA7 und CA8 basiert auf den folgenden Bedingungen: Die für das Vakuum-Sintern bei 900°C genommene/beanspruchte Zeit wurde auf 5 Minuten verkürzt, und das Walzen und das Sintern wurden zweimal durchgeführt (3S2W-Materialien). Es wurde verifiziert, dass in dem Fall von CA8 die Beta-Phasen-Bestandteile in einem Nichtgleichgewichtszustand fein entlang der Korngrenze ausgefällt wurden, was den Effekt des Verbesserns der Gleit-Eigenschaften von CA8 ergab. Die Beispiele mit den Nummern 1–17 in Tabelle 5 sind nicht Bestandteil der Erfindung.
Tabelle 5
Ausführungsform 6: Herrichten einer Verbundkomponente, in welcher ein Material durch Sintern mit einer Stahlplatte verbunden ist und Gleit-Test.
In dieser Ausführungsform wurden ein Bronze-Zerstäubungspulver (Cu-20 Gewichtsprozent Sn), ein Kupfer-Zerstäubungspulver, ein Cu-Al-Zerstäubungspulver, enthaltend 20,2 Gewichtsprozent Al, ein Cu-Al-Zerstäubungspulver, enthaltend 50,5 Gewichtsprozent Al, und die in der Ausführungsform 1 angewandten Pulver verwendet, um die in Tabelle 6 gezeigten Pulvermischungen zuzubereiten. Es ist zu bemerken, dass das Bronze-, das Kupfer- und die Cu-Al-Zerstäubungspulver eine Korngröße von 250 Mesh oder weniger hatten. Für einen Sinterverbindungs-Test wurde jede Pulvermischung durch Sintern mit einer weichen Stahlplatte (SS400, Dicke = 3,5 mm, Breite = 90 mm, Länge = 300 mm) verbunden, deren Oberfläche aufgeraut wurde mittels eines Schleifpapiers mit der Nummer 400 und welche gründlich mit Aceton gewaschen wurde.
Tabelle 6
(1) Direktes Sprühen/Zerstäuben auf eine Stahlplatte und Sinterverbindungs-Test.
Jede der in Tabelle 6 gezeigten Pulvermischungen PB1 bis PB6 wurde auf die Stahlplatte gesprüht, um eine 3 mm hohe Schicht zu formen. Dann wurde eine Graphitplatte mit einer Dicke von 3 mm aufgelegt, und ein Sinterverbinden wurde durchgeführt mittels Heizens bei 900°C für 10 Minuten in einem Ofen mit einer Ammoniakcrackgas-Atmosphäre (Taupunkt = –38°C). Anschließend wurde mit einer Walze ein Walzen durchgeführt, derart, dass die resultierende gesinterte Schicht eine Dicke von 1,7 mm hatte. Das Ergebnis war, dass, wenn reines Al oder Cu-50Al als Al-Quelle verwendet wurde, keine ausreichende Festigkeit erzielt werden konnte, um dem Walzen standzuhalten. Die gewalzten Körper, bei denen PB2 bzw. PB4 bis PB6 versprüht wurde, wurden nochmals einem Sintern unterzogen unter den gleichen Bedingungen, wie vorangehend beschrieben, und wurden dann verarbeitet mittels Biegens in eine zylindrische Form mit einem Durchmesser 95 mm, mit der gesinterten Schicht im Innern. Die Beschaffenheit der gesinterten Schicht einer jeden Probe wurde dahingehend geprüft, ob sie oder ob sie nicht von der Stahlplatte abblätterte. Mittels Beobachtens wurde herausgefunden, dass sich in dem Fall von PB6 feine Risse bildeten, welche während des Walzens erzeugt wurden, was zu einem Abblättern führt, da PB6 eine Beta-Phase hatte.
(2) Test, in dem das Sinter-Verbinden mit einer eingeschobenen/eingefügten bzw. dazwischen angeordneten, dritten gesinterten Schicht durchgeführt wird.
Eine Pulvermischung wurde zubereitet mittels Zugebens von 3 Gewichtsprozent Sn-Zerstäubungspulver zu einem Cu-Sn-Legierungs-Zerstäubungspulver, welches 10 Gewichtsprozent Sn enthält und eine Korngröße von 250 Mesh aufweist. Diese Pulvermischung wurde auf Stahlplatten gesprüht, derart, dass auf jeder der Stahlplatten eine ungefähr 1 mm hohe Schicht geformt wurde, und anschließend wurde jede Stahlplatte bei 900°C in der Ofen-Atmosphäre aus Ammoniakcrackgas mit demselben Taupunkt aufgeheizt. Danach wurden ferner die in Tabelle 6 gezeigten Pulvermischungen PB7 bis PB10 auf die Stahlplatten gesprüht, um eine 2 mm hohe Schicht zu formen. Dann wurde jede Stahlplatte derart mittels der Walze gewalzt, dass die gesinterte Gesamtschicht eine Dicke von 2,0 mm hatte. Das Sintern wurde bei 900°C für 10 Minuten durchgeführt ähnlich dem obigen Fall, und erneut wurde ein Komprimieren/Pressen mittels Walzens durchgeführt, so dass die gesinterte Gesamtschicht 2,0 mm dick war. Danach wurde erneut ein Sintern bei 900°C durchgeführt, um Verzerrungen zu entfernen, welche durch das Walzen verursacht wurden, und darauf folgend wurde ein Rund-Biegen bzw. ein Biegen in eine runde Form durchgeführt. Als ein Ergebnis des Prüfens der Abblätter/Abschäl-Beschaffenheit der gesinterten Schicht einer jeden Probe wurde nachgewiesen, dass diejenigen Proben, welche die eingefügte, dritte gesinterte Schicht aufweisen, keine Probleme haben. Während in dieser Ausführungsform ein Bronze-Sintermaterial als die dritte gesinterte Schicht verwendet wurde, ist es ersichtlich, dass eisenbasierte Sintermaterialien, wie z. B. Fe-30Cu-5Sn, verwendet werden können.
(3) Evaluierung der Gleit-Eigenschaften
Die Gleit-Eigenschaften einer jeden Probe wurden unter Verwendung eines Reibungs/Abnutzungs-Testers mit konstanter Rate evaluiert. Es wurden das gleiche System und die gleichen Test-Bedingungen angewandt, wie die in Ausführungsform 5 verwendeten. 13 zeigt die Form der Gleittest-Proben. Als ein Vergleichs-Beispiel wurde ein Cu-Sn-Pb-Bleibronze-Sintermaterial (LBC) verwendet, welches 10 Gewichtsprozent Sn und 10 Gewichtsprozent Pb enthält und welches mit einer Stahlplatte sinterverbunden war.
Zum Verifizieren der Zähigkeit wurden PB2 und PB10 hinsichtlich einer Reproduzierbarkeit des PV-Wertes von N = 5 evaluiert. Wie aus 14 ersichtlich, zeigten PB2 und PB10 eine Reproduzierbarkeit ähnlich der des Vergleich-Beispiels und bessere Durchschnitts-PV-Werte als das Bleibronze-Sintermaterial, während sich ihre Verschleißfestigkeit als bemerkenswert verbessert erwies.

Claims

Cu-Al-Sn-basiertes gesintertes Material, bestehend aus 1 bis 12 Gew.-% Sn, 2 bis 14 Gew.-% Al, einem oder mehreren von Ti in einer Menge von 0,3 bis 5 Gew.-% und von Si in einer Menge von 0,5 bis 3 Gew.-%, optional Mn, Ni und Fe in einer jeweiligen Menge von 5 Gew.-% oder weniger, und optional P in einer Menge von 2 Gew.-% oder weniger, wobei der Rest Cu und unvermeidbare Verunreinigungen sind, wobei sich die Beziehung zwischen dem prozentualen Gewichtsanteil von Al und dem prozentualen Gewichtsanteil von Sn ergibt durch: 18,5 ≤ 2,5 × (Al Gew.-%) + (Sn Gew.-%).
Gesintertes Material gemäß Anspruch 1, das eine Struktur aufweist, in der eine Beta-Phase wenigstens innerhalb eine r gesinterten Struktur vorhanden ist, wobei intermetallische Verbindungen innerhalb einer (Alpha + Beta) dualen Phase, der Beta-Phase und/oder der Basis der (Alpha + Beta) dualen Phase und der Beta-Phase verteilt sind.
Gesintertes Material gemäß Anspruch 2, das ein oder mehrere Elemente enthält, die ausgewählt sind aus Mn, Ni und Fe, wobei die Gesamtmenge dieses einen oder der mehreren Elemente 5 Gew.-% oder weniger ist.
Gesintertes Material gemäß einem der Ansprüche 1 bis 3, das P in einer Menge von 2 Gew.-% oder weniger enthält.
Gesintertes Material gemäß einem der Ansprüche 1–4, wobei P in Form eines Phosphor-Eisen-Legierungspulvers zugegeben ist.
Gesintertes Material gemäß einem der Ansprüche 1 bis 4, das Löcher aufweist, die mit darin gebildetem Öl imprägniert sind, und für die Verwendung in gleitenden Teilen ist.
Gesinterte Verbundkontaktkomponente, wobei das Cu-Al-Sn-basierte gesinterte Material, das in einem der Ansprüche 1 bis 6 beschrieben ist, durch Sintern einstückig mit einer Metallverstärkung verbunden ist.
Gesinterte Verbundkontaktkomponente gemäß Anspruch 7, wobei das Cu-Al-Sn-basierte gesinterte Material mit der Innenseite einer zylindrischen Metallverstärkung durch Sintern verbunden ist.
Gesinterte Verbundkontaktkomponente gemäß Anspruch 8, wobei das Sinter-Verbinden eines ungesinterten Formteils durch Sintern mit dem Innenumfangsabschnitt einer Metallverstärkung durch Verwenden einer dritten Metalllegierung, die zwischen der Metallverstärkung und dem ungesinterten Formteil eingesetzt ist, durchgeführt ist.
Gesinterte Verbundkontaktkomponente gemäß Anspruch 9, wobei die dritte Metalllegierung aus einer Blocklegierung und/oder einer gesinterten Legierung besteht, welche eine flüssige Phase erzeugt, die für das Verbinden mit der Metallverstärkung bei wenigstens einer Temperatur zum Verbinden durch Sintern erforderlich ist.
Gesinterte Verbundkontaktkomponente gemäß Anspruch 8 oder 9, wobei der Innenumfangsabschnitt der Metallverstärkung gefurcht ist, so dass die Furche zu einem Ölreservoir für ein Schmiermittel nach dem Verbinden durch Sintern wird.
Gesinterte Verbundkontaktkomponente gemäß Anspruch 7 oder 8, wobei die Metallverstärkung aus Stahl besteht.
Gesinterte Verbundkontaktkomponente gemäß Anspruch 7, die auf solche Art und Weise gebildet ist, dass ein bronzebasiertes oder ein Cu-Sn-basiertes Legierungspulver oder Pulvergemisch, das 5 bis 12 Gew.-% Sn enthält, auf eine Stahlplatte gesprüht wird; das Legierungspulver oder Pulvergemisch dann innerhalb eines Sinterofens, der so geregelt wird, dass er ein Vakuum, eine neutrale oder verringerte Atmosphäre aufweist, durch Sintern bei 700°C oder mehr mit der Stahlplatte verbunden wird, um die Metallverstärkung, auszubilden; und ein Pulvergemisch, das zur Herstellung des Cu-Al-Sn-basierten gesinterten Materials verwendet wird, auf die Metallverstärkung gesprüht wird, die dann bei einer Temperatur von 700°C oder mehr gewalzt und gesintert wird.
Gesinterte Verbundkontaktkomponente gemäß Anspruch 13, wobei das Walzen und Sintern bei 700°C oder mehr zweimal oder öfter wiederholt wird, wodurch die Cu-Al-Sn-basierte gesinterte Schicht verfeinert wird, um eine durchschnittliche Korngröße von 5 μm oder weniger zu erhalten, während sie verdichtet wird, so dass sie eine relative Dichte von 90% oder mehr aufweist.
Gesinterte Verbundkontaktkomponente gemäß Anspruch 14, wobei die Härte auf Hv 100 oder mehr erhöht wird und die Verschleißfestigkeit verbessert wird.
Verfahren zum Herstellen einer gesinterten Verbundkontaktkomponente, wobei das Cu-Al-Sn-basierte Pulvergemisch, das besteht aus 1 bis 12 Gew.-% Sn, 2 bis 14 Gew.-% Al, einem oder mehreren von Ti in einer Menge von 0,3 bis 5 Gew.-% und von Si in einer Menge von 0,5 bis 3 Gew.-%, optional Mn, Ni und Fe in einer jeweiligen Menge von 5 Gew.-% oder weniger, und optional P in einer Menge von 2 Gew.-% oder weniger, wobei der Rest Cu und unvermeidbare Verunreinigungen sind, in eine gewünschte zylindrische Gestalt gepresst wird, wodurch ein ungesintertes Formteil gebildet wird; das ungesinterte Formteil in eine Metallverstärkung mit einer Bohrung, die etwas größer ist als der Aussendruchmesser des ungesinterten Formteils, eingesetzt wird; das ungesinterte Formteil innerhalb eines Sinterofens, der so geregelt wird, dass er ein Vakuum, eine neutrale oder verringerte Atmosphäre aufweist, durch Sintern mit dem Innenumfangsabschnitt der Metallverstärkung bei einer Temperatur von 800°C oder mehr verbunden wird.
Verfahren zum Herstellen einer gesinterten Verbundkontaktkomponente, wobei ein bronzebasiertes oder Cu-Sn-basiertes Legierungspulver oder Pulvergemisch, das 5 bis 12 Gew.-% Sn enthält, auf eine Stahlplatte gesprüht wird; das Legierungspulver oder Pulvergemisch dann innerhalb eines Sinterofens, der so geregelt wird, dass er ein Vakuum, eine neutrale oder verringerte Atmosphäre aufweist, durch Sintern bei 700°C oder mehr mit der Stahlplatte verbunden wird, um eine Metallverstärkung, auszubilden; und ein Cu-Al-Sn-Pulvergemisch, das besteht aus 1 bis 12 Gew.-% Sn, 2 bis 14 Gew.-% Al, einem oder mehreren von Ti in einer Menge von 0,3 bis 5 Gew.-% und von Si in einer Menge von 0,5 bis 3 Gew.-%, optional Mn, Ni und Fe in einer jeweiligen Menge von 5 Gew.-% oder weniger, und optional P in einer Menge von 2 Gew.-% oder weniger, wobei der Rest Cu und unvermeidbare Verunreinigungen sind, auf die Metallverstärkung gesprüht wird, die dann bei einer Temperatur von 700°C und mehr gewalzt und gesintert wird.
Verfahren zur Herstellung einer gesinterten Verbundkontaktkomponente gemäß Anspruch 17, wobei das Walzen und Sintern bei 700°C oder mehr zweimal oder öfters wiederholt wird, wodurch die Cu-Al-Sn-basierte gesinterte Schicht verfeinert wird, um eine durchschnittliche Korngröße von 5 μm oder weniger zu erhalten, während sie verdichtet wird, so dass sie eine relative Dichte von 90% oder mehr aufweist.