DE69520129T2

DE69520129T2 - Gesintertes Reibungsmaterial, Verbundkupferlegierung dazu sowie Verfahren seiner Herstellung

Info

Publication number: DE69520129T2
Application number: DE69520129T
Authority: DE
Inventors: Katsuyoshi Kondoh; Yoshishige Takano
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 1994-10-19
Filing date: 1995-09-29
Publication date: 2001-09-27
Anticipated expiration: 2015-09-30
Also published as: KR960013530A; EP0709476A1; KR100187616B1; US5972070A; EP0709476B1; JPH08253826A; US5824923A; DE69520129D1

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

Gebiet der Erfindung

Die vorliegende Erfindung betrifft ein gesintertes Reibmaterial vom Kupferlegierungstyp, und insbesondere eine Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit und verschiedener mechanischer Eigenschaften, so wie Verschleißbeständigkeit, Belegungswiderstand, Reibungskoeffizient, Festigkeit, Zähigkeit, Härte usw. eines gesinterten Reibmaterials, das vorzugsweise für gleitende Reibteile, wie eine Kupplung oder eine Bremse oder für mechanische gleitende Teile, wie einen Synchronisierring eines Fahrzeuges (einschließlich Motorrads) verwendet wird.

Beschreibung von verwandter Technik

Bei einem Fahrzeugantriebssystem, dessen Leistung immer wieder verbessert worden ist, wird ein hohes Drehmoment aufgebracht. Deshalb sind die Materialien der Teile, die darin verwendet werden, verbessert worden, die Konstruktionen sind unter die Lupe genommen worden und darüber hinaus ist das Schmieröl, welches ein Faktor in der Betriebsumgebung ist, verbessert worden. Beispielsweise hat ein extremes Druckadditiv für Öl basierend auf Phosphor (P) oder Schwefel (S) einen Effekt auf die Reduzierung von Schäden aufgrund von Verschleiß der gleitenden Reibteile, der unter schwierigen Gleitbedingungen verursacht wird. Es ist jedoch gut bekannt, daß Zersetzungen, wie Hydrogensulfide (H&sub2;S), die durch die Zersetzung der extremen Druckadditive bei hohen Temperaturen erzeugt werden, mit Nicht-Eisenmetallen reagieren, was die Korrosion des Materials verursacht.
Hinsichtlich des Korrosionsproblems weist Messing (Kupferzinklegierung) einen erhöhten Widerstand gegenüber der Korrosion aufgrund von Schwefel auf. Zur Zeit wird Messing praktisch für mechanische Teile eingesetzt, die in solchen Umgebungen verwendet werden, die anfällig für Korrosion aufgrund von Schwefel sind. Verschleißbeständigkeit und Belegungswiderstand von Messinglegierungen sind jedoch nicht überragend, und das Material ist nicht darauf ausgelegt, einen hohen Reibungskoeffizienten in Öl zu haben und folglich ist die Anwendung für gleitende Reibelemente schwierig.
In bezug auf dieses Problem offenbart die Japanische Patentschrift Nr. 4-80105, daß ein gegossenes Material, das durch Hinzufügung einer intermetallischen Verbindung aus Nickelsilicid und einer Metallkomponente wie Eisen, Aluminium und Magnesium oder ähnliches zu einer Kupferzinknickellegierung bereitgestellt wird, einen Reibungskoeffizienten in Öl innerhalb des Bereiches von ungefähr 0,1 bis 0,13 verwirklicht, und daß das gegossene Material für einen Synchronisierrüig verwendet werden kann.
Da bessere Qualität und höhere Leistungsfähigkeit von Fahrzeugen gefordert worden ist, ist herausgefunden worden, daß das Gefühl eines Fahrers, wenn er oder sie das Schaltgetriebe schaltet, durch Verbesserung des Reibungskoeffizienten eines Synchronisierrings stark verbessert werden kann, welcher ein Teil des Getriebesystems ist. Ein konventionelles Gleitelement, das aus einer Kupferlegierung, einschließlich derjenigen, die in der vorher genannten Japanischen Patentschrift Nr. 4-80105 genannt worden ist, gebildet wird, hat jedoch einen Reibungskoeffizienten in Öl im Bereich von ungefähr 0,1 bis 0,15 und kann folglich keinen ausreichenden Effekt zeigen, um das Gefühl des Fahrers zu verbessern.
Nun ist ein gesintertes Reibmaterial vom Typ einer Kupferlegierung konventionell bekannt als ein Reibmaterial mit relativ hohem Reibungskoeffizienten, beispielsweise offenbart in der Japanischen Offenlegungsschrift Nr. 58-79073, 58-151444, 60-116751, 61-67737, 63- 109131 usw. Bei gesinterten Reibmaterialien werden, um den Reibungskoeffizienten durch Verursachung von Reibwiderstand im Zeitpunkt des Gleitens zu verbessern, einfach harte Partikel oder reibungsanpassende Mittel mit dem Kupferlegierungpulver gemischt und das gemischte Pulver wird geformt und gesintert. Deshalb bilden mikroskopisch die harten Partikel oder die reibungsanpassenden Mittel sogar nach dem Sintern keine Reaktionsschicht mit der Basiskupferlegierung, sondern existieren mit den Räumen, die zwischen den Korngrenzen des Original-Kupferlegierungspulvers verblieben sind (insbesondere an den Triplepunkten der Korngrenzen).
Im Ergebnis fallen, bei den konventionellen Sinterreibmaterialien vom Kupferlegierungstyp, die harten Partikel oder die reibungsanpassenden Mittel aus den Korngrenzen des gesinterten Materials (insbesondere von den Triplepunkten der Korngrenzen) im Zeitpunkt des Reibgleitens und verursachen als geriebenes Pulver, welches das Gegenstück oder das gesinterte Reibmaterial selbst angreifen, eine Belegung oder einen Schaden aufgrund von Verschleiß. Weiterhin weisen, bei den konventionellen gesinterten Reibmaterialien vom Kupferlegierungstyp, die harten Partikel oder die reibungsanpassenden Mittel keinen geeigneten Korndurchmesser auf und sind nicht gleichmäßig dispergiert. Deshalb ist es schwierig, einen stabilen Reibungskoeffizienten von zumindest 0,2 bei Naßgleitbedingungen und zumindest 0,4 bei Trockengleitbedingungen zu realisieren, wobei diese Werte von den Hochleistungsreibmaterialien gefordert werden.
Weiteres gesintertes Reibmaterial nach dem Stand der Technik mit einer Kupferbasis und harten Partikeln ist zum Beispiel in US-A-5,326,384, EP 0 407 556 A1, EP 0 411 882 A1 und EP 0 638 654 A1 offenbart.
Wie oben beschrieben, ist es gewünscht, ein gesintertes Reibmaterial vom Kupferlegierungstyp bereitzustellen, das eine bessere Korrosionsbeständigkeit gegenüber Schwefel, verbesserte Verschleißbeständigkeit und erhöhte Belegungsbeständigkeit sowie einen stabilen, relativ hohen Reibungskoeffizienten in Öl aufweist.

WESEN DER ERFINDUNG

Deshalb ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein gesintertes Reibmaterial vom Kupferlegierungstyp bereitzustellen, das verschiedene verbesserte mechanische Eigenschaften und eine ebenfalls verbesserte Korrosionsbeständigkeit aufweist, wobei das gesinterte Reibmaterial vorzugsweise für Synchronisierringe für Übertragungsgetriebe und Getriebeteile von Fahrzeugen verwendet werden kann.
Die Erfindung ist in den Ansprüchen 1, 11, 33, 40 und 41 definiert. Bevorzugte Ausführungsformen sind in den Ansprüchen 2-10, 12-32 und 34-39 definiert.
Vorzugsweise beinhaltet die Kupferlegierungsbasis Sn im Bereich von 3 bis 20 Gew.-%. Vorzugsweise beinhaltet die Kupferlegierungsbasis weiterhin zumindest Si mit 1 bis 5 Gew.-%, Al mit 0,1 bis 5 Gew.-% oder Pb mit 0,5 bis 3 Gew.-%.
Das gesinterte Reibmaterial weist einen Reibungskoeffizienten von zumindest 0,2 bei Reibgleitung in Öl auf, wobei das Gegenteil Stahlmaterial ist.
Die harten Partikel weisen vorzugsweise einen maximalen Korndurchmesser von höchstens 25 um und einen Durchschnittskorndurchmesser von höchstens 10 um auf.
Die harten Partikel beinhalten zumindest eine intermetallische Eisenlegierung, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus FeMo, FeCr, FeTi, FeW und FeB.
Das gesinterte Reibmaterial kann als harte Partikel Partikel aus AOa von höchstens 5 Gew.-% zusätzlich zu den Partikeln der intermetallischen Eisenlegierung enthalten.
Das gesinterte Reibmaterial beinhaltet vorzugsweise Poren mit einem Durchschnittsdurchmesser von höchstens 30 um mit einer gleichmäßigen Verteilung mit einem Anteil von höchstens 20 Vol. %.
Vorzugsweise beinhaltet das gesinterte Reibmaterial femer einen festen Schmierstoff mit einem Anteil von höchstens 3 Gew.-%.
Der feste Schmierstoff beinhaltet vorzugsweise zumindest Graphit, MoS&sub2;, CaF&sub2; oder BN. Das gesinterte Reibmaterial weist eine Zugfestigkeit von zumindest 400 MPa auf.
Das gesinterte Reibmaterial kann eine Zugfestigkeit von zumindest 500 MPa aufweisen, wenn es zumindest einer plastischen Warmumformung, nämlich Heißextrudieren, Warmschmieden, Warmpressen oder einem HIP-Verfahren, nach dem Sintern unterzogen wird. Bei dem Verfahren zur Herstellung des gesinterten Reibmaterials in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung umfaßt das gesinterte Reibmaterial eine Kupferlegierungsbasis und harte Partikel, wobei die Kupferlegierungsbasis zumindest Zink oder Nickel im Bereich von 5 bis 40 Gew.-% beinhaltet und die harten Partikel gleichmäßig in der Matrix des Original-Verbindungskupferlegierungspulvers, das die Kupferlegierungsbasis bildet, verteilt ist und wobei die harten Partikel mit 10 bis 30 Gew.-% des gesinterten Reibmaterials enthalten sind, um eine überlegene Korrosionsbeständigkeit gegenüber Schwefel und eine überlegene Verschleißbeständigkeit aufzuweisen, wobei das Verfahren die Schritte umfaßt: Herstellen des gemischten Pulvers, das das Kupferlegierungspulver und die harten Partikel beinhaltet, wobei das Kupferlegierungspulver zumindest Zn oder Ni innerhalb des Bereichs von 5 bis 40 Gew.-% enthält und die harten Partikel im Bereich von 10 bis 30 Gew. % in dem gemischten Pulver beinhaltet sind; Ausführen des Mischens und der Pulverisierung des gemischten Pulvers gemäß zumindest dem mechanischen Legierungsverfahren, dem mechanischen Mahlverfahren oder der Granulation, um ein Verbindungskupferlegierungspulver herzustellen, so daß die harten Partikel pulverisiert sind, um einen maximalen Korndurchmesser von höchstens 25 um und einen durchschnittlichen Korndurchmesser von höchstens 10 um zu haben und gleichzeitig in der Matrix des Verbindungskupferlegierungspulvers gleichmäßig dispergiert zu sein; und Formen und Sintern des Verbindungskupferlegierungspulvers.
An Stelle des Kupferlegierungspulvers kann eine Gruppe von Metallpulvem verwendet werden, wobei die Gruppe von Metallpulvern Cu-Pulver und zumindest Zn-Pulver oder Ni-Pulver im Bereich von 5 bis 40 Gew.-% beinhaltet.
Vorzugsweise enthält das Kupferlegierungspulver Sn innerhalb des Bereichs von 3 bis 20 Gew.-%.
Vorzugsweise beinhaltet das Metallpulver Sn-Pulver innerhalb des Bereichs von 3 bis 20 Gew.-%.
Das gemischte Pulver kann zusätzlich zu zumindest einer intermetallischen Eisenlegierung, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus FeMo, FeCr, FeTi, FeW und FeB, AL&sub2;O&sub3; als harte Partikel im Bereich von höchstens 5 Gew.-% beinhalten.
Vorzugsweise beinhaltet das Kupferlegierungspulver zumindest Si mit 1 bis 5 Gew.-%, Al mit 0,1 bis 5 Gew.-% oder Pb mit 0,5 bis 3 Gew.-%.
Vorzugsweise beinhaltet das Metallpulver zumindest Si-Pulver mit 1 bis 5 Gew.-%, Al- Pulver mit 0,1 bis 5 Gew.-% und Pb-Pulver mit 0,5 bis 3 Gew.-%.
Zumindest ein fester Schmierstoff, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Graphit, MoS&sub2;, CaF&sub2; und BN kann weiterhin mit einem Anteil von höchsten 3 Gew.-% in der Matrix des Verbindungskupferlegierungspulvers enthalten sein.
Jedes Partikel des Verbindungskupferlegierungspulvers hat einen längeren Durchmesser DL und einen kürzeren Durchmesser DS, und vorzugsweise ist DL im Bereich von 50 bis 300 um und das Seitenverhältnis DL/DS ist innerhalb des Bereichs von 1 bis 5.
Das Verbindungskupferlegierungspulver weist vorzugsweise eine Fluidität auf, die ausreichend ist, um durch ein Meßröhrchen mit einem Durchmesser von 2,5 um mit 30 Sekunden pro 50 g zu fließen.
Das Verbindungskupferlegierungspulver wird vorzugsweise so geformt, so daß es zumindest 70% der wahren Dichte aufweist, und der geformte Pulverkörper wird in einem Temperaturbereich von 800ºC bis 1200ºC für zumindest 30 Minuten in einer Atmosphäre gesintert, die zumindest ein Inertgas oder ein reduzierendes Gas beinhaltet.
Der gesinterte Körper, der bei einer Sintertemperatur DS innerhalb des Bereichs von 800ºC bis 1200ºC gesintert worden ist, wird vorzugsweise bei einer Temperatur von nicht weniger als 500ºC, aber nicht höher als der Sintertemperatur Ts in einer reduzierenden Gasatmosphäre getempert und sofort danach entweder einem Warmschmieden oder einem Heißextrudieren unterzogen, wobei die mechanischen Eigenschaften des gesinterten Körpers verbessert werden.
Vorzugsweise ist der Druck für das Warmschmieden im Bereich von 5 bis 8 t/cm² und das Extrudierverhältnis der Heißextrusion ist zumindest 10, so daß der gesinterte Körper ausreichend dicht wird.
Das Verbindungskupferlegierungspulver gemäß der vorliegenden Erfindung beinhaltet eine Kupferlegierungsbasis und harte Partikel, die gleichmäßig in der Basis in einem Bereich von 10 bis 30 Gew.-% dispergiert sind, und die harten Partikel weisen einen maximalen Korndurchmesser von höchstens 25 um und einen Durchschnittskorndurchmesser von höchstens 10 um auf.
Weiterhin beinhaltet das Verbindungskupferlegierungspulver gemäß der vorliegenden Erfindung eine Kupferlegierungsbasis und harte Partikel, die gleichmäßig in der Basis im Bereich von 10 bis 30 Gew.-% verteilt sind, und die Kupferlegierungsbasis beinhaltet zumindest Zn oder Ni im Bereich von 5 bis 40 Gew.-%.
Das Verfahren zur Herstellung des Verbindungskupferlegierungspulvers in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung ist dadurch charakterisiert, daß gemischtes Pulver mit Kupferlegierungspulver und zusätzlich harten Partikeln im Bereich von 10 bis 30 Gew. % hergestellt wird, daß das gemischte Pulver einem Mischvorgang und einer Pulverisierung gemäß zumindest dem mechanischen Legierungsverfahren, dem mechanischen Mahlverfahren oder der Granulation unterzogen wird, so daß es in Verbindungskupferlegierungspulver umgewandelt wird, wobei die harten Partikel pulverisiert werden, um einen maximalen Korndurchmesser von höchsten 25 um und einen durchschnittlichen Korndurchmesser von höchstens 10 um aufzuweisen, und gleichzeitig gleichmäßig in der Matrix des Verbindungskupferlegierungspulvers verteilt zu sein.
Anstatt des Kupferlegierungspulvers kann eine Gruppe von Metallpulvern entsprechend der Legierungszusammensetzung verwendet werden.
Das Vorangegangene und andere Aufgaben, Merkmale, Aspekte und Vorteile der vorliegenden Erfindung werden durch die nachfolgende detaillierte Beschreibung der vorliegenden Erfindung im Zusammenhang mit den beigefügten Zeichnungen deutlich werden.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Fig. 1A zeigt schematisch ein Gefüge des gesinterten Körpers bei Verwendung des mechanischen Mahlverfahrens in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung, und Fig. 1 B zeigt schematisch ein Gefüge des gesinterten Körpers bei Verwendung der konventionellen einfachen Pulvermischung.
Fig. 2A ist ein Gefügebild, das die gesamte Form des Verbindungskupferlegierungspulvers zeigt, das mechanischem Mahlen in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung ausgesetzt war, und Fig. 2B ist ein Gefügebild, das in Vergrößerung einen Teil des Bildes aus Fig. 2A zeigt.
Fig. 3 ist ein Flußdiagramm, das die Herstellungsschritte des gesinterten Reibmaterials gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt.
Fig. 4 ist eine Darstellung eine Reibtests.

DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG.

Als erstes sind die harten Partikel bei der vorliegenden Erfindung fein und gleichmäßig in der Gleitoberfläche des gesinterten Reibmaterials verteilt, sie unterdrücken das Zusammenkleben mit einem Gegenstück zum Zeitpunkt der Reibgleitung bei Raumtemperatur oder bei einer hohen Temperatur, sie verbessern die Belegungsbeständigkeit, und dienen zur Verbesserung der Reibungskoeffizienten, da die Partikel in direktem Kontakt mit der Oberfläche der Basis des Gegenstücks sind. Damit jedoch die harten Partikel in dieser Weise funktionieren, dürfen die harten Partikel nicht aus der Basis der Gleitoberfläche des gesinterten Reibmaterials während der Reibgleitung herausfallen.
Die Erfinder haben überlegt, daß das gesinterte Reibmaterial ein derartiges Gefüge, wie schematisch in Fig. 1A gezeigt, haben sollte, um überlegene Effekte der harten Partikel zu zeigen. Insbesondere eine derartige Struktur, in der die feinen harten Partikel gleichmäßig in den Originalpulverkörnern der Basiskupferlegierung mit einer vorgeschriebenen Zusammensetzung dispergiert sind, und daß die harten Partikel fest gebunden an die Basiskupferlegierung befestigt sind. Bei gesintertem Reibmaterial mit einem derartigen Gefüge kann das Herausfallen der harten Partikel im Zeitpunkt der Gleitreibung unterdrückt werden, und folglich kann ein stabiler Zustand der Gleitreibung für eine lange Zeitdauer gesichert werden. Im Ergebnis kann die Veränderung des Reibungskoeffizienten, der mit dem Wechsel der Gleitgeschwindigkeit verbunden ist, unterdrückt werden und ferner kann der Unterschied zwischen dem Koeffizienten der statischen Reibung und dem Koeffizienten der dynamischen Reibung beim Start und Stop des Gleitens minimiert werden. Es wurde ebenfalls gefunden, daß Probleme mit Vibration, Rattern und Kreischgeräuschen gelöst werden können.
Um ein derartiges Gefüge, wie in Fig. 1A gezeigt, darzustellen, haben die Erfinder überlegt, daß es notwendig ist, feine harte Partikel gleichmäßig verteilt in der Matrix des Kupferlegierungspulvers zu haben und dann dieses mit dispergierten Partikeln präparierte Kupferlegierungspulver zu formen und zu sintern. Im besonderen ist es das wichtigste Merkmal der vorliegenden Erfindung, ein gesintertes Reibmaterial bereitzustellen, das ein Gefüge, wie in Fig. 1A gezeigt, aufweist, und zwar durch Verwendung von Kupferlegierungspulver, in welchem harte Partikel dispergiert sind.
Durch wiederholte Experimente und Untersuchungen wurde gefunden, daß die Anwendung von mechanischem Mischen und Pulverisierungsverfahren eine effektive Methode zur Herstellung von mit Partikeln dispergiertem Kupferlegierungspulver ist, bei welchem feine harte Partikel gleichmäßig in ökonomischer Weise dispergiert sind. Insbesondere durch die Anwendung von mechanischem Mischen und Pulverisierungsverfahren, repräsentiert durch das mechanische Legierungsverfahren, das mechanische Mahlverfahren und die Granulation, werden intermetallische Verbindungs- oder Metallpulver, welche die harten Partikel sind, fein pulverisiert, und zur gleichen Zeit können die feinen harten Partikel gleichmäßig in der Matrix des Kupferlegierungspulvers verteilt werden.
Solche mechanischen Pulverisierungs- und Mischverfahren werden als Trockenverfahren und nicht als Naßverfahren, wie bei der konventionellen Pulverisierung oder Mischung mittels einer Kugelmühle, ausgeführt. Falls gewünscht, kann das exzessive Zusammenkleben von Pulver durch Hinzufügen einer kleinen Menge Stearinsäure, Alkohol oder ähnlichem als ein PC A (process control agent (Verfahrenssteuermittel)) verhindert werden. Ein Attritor oder Kugelmühlen können vorzugsweise als Verarbeitungsapparaturen verwendet werden. Ein Attritor ist für Hochgeschwindigkeitsverarbeitung geeignet, da er eine überlegene Effizienz der Pulverisierung aufweist. Obwohl die Kugelmühle eine lange Verarbeitungsdauer erfordert, ermöglicht sie eine einfache Steuerung der Atmosphäre und ist deshalb im Hinblick auf die Wirtschaftlichkeit relativ überlegen, wenn die Erzeugung der aufgewendeten Energie geeignet durchgeführt wird.
Als Alternative kann Pulver mit harten Partikeln, die darin dispergiert sind, durch Hinzufügen von harten Partikeln zu einer geschmolzenen Kupferlegierung hergestellt werden, sowie durch Rühren desselben zur Erzeugung der Dispersion und Zerstäubung des resultierenden Gemisches. Es ist jedoch nicht möglich, die harten Partikel durch Zerstäubung kleiner zu machen, und deshalb müssen die feinen harten Partikel im Voraus hergestellt werden, um zu der geschmolzenen Kupferlegierung hinzugefügt zu werden. In diesem Fall ist der Schritt einer ausreichenden Rührung erforderlich, um das Zusammenkleben oder die ungleichmäßige Verteilung der harten Partikel in der geschmolzenen Legierung zu verhindern, was die Herstellungskosten des Verbindungskupferlegierungspulvers erhöht und folglich aus ökonomischer Sicht nicht zu bevorzugen ist. Wenn eine große Menge an harten Partikeln hinzuzufügen ist, besteht ebenfalls ein Problem in der Verstopfung der Düse durch die harten Partikel während der Zerstäubung der geschmolzenen Kupferlegierung mit den harten Partikeln. Angesichts des Vorangegangenen ist die mechanische Pulverisierung und Mischung des Pulvers bei der Herstellung des gesinterten Reibmaterials vom Kupferlegierungstyp der vorliegenden Erfindung bevorzugt.
Was die gewünschte Größe und die Menge an Zusatz von harten Partikeln anbelangt, eväluierten die Erfinder Kupferpulver mit der beschriebenen Zusammensetzung mit Verarbeitungsbedingungen, die variierend bei der Ausführung der mechanischen Pulverisierung und des Mischverfahrens, die oben erwähnt wurden, gewechselt wurden. Als Ergebnis wurde gefunden, daß die folgenden Bereiche der Größe und der Zusatzmenge der harten Partikel geeignet sind, um einen stabilen und hohen Reibungskoeffizienten ohne Beeinträchtigung der mechanischen Eigenschaften zu sichern. Insbesondere hat sich bestätigt, daß, wenn harte Partikel mit einem maximalen Korndurchmesser von höchstens 25 um und einem durchschnittlichen Korndurchmesser von höchstens 10 um in dem gesinterten Material im Bereich von 10 bis 30 Gew.-% enthalten sind, die harten Partikel gleichmäßig und fein in den Legierungskristalliten des Basismaterials dispergiert sind, was einen stabilen hohen Reibungskoeffizienten ohne Beeinträchtigung der mechanischen Eigenschaften des gesinterten Reibmaterials sichert.
Unterdessen kann, falls der Gehalt an harten Partikeln in dem gesamten gesinterten Reibmaterial nicht größer als 10 Gew.-% ist, solch ein hoher Reibungskoeffizient, der 0,2 ohne Belegung bei nasser Reibgleitung in Öl und 0,4 ohne Belegung bei Trockenreibgleitung übersteigt, nicht erhalten werden, wenn das Reibmaterial über ein Gegenstück aus Stahlmaterial, wie SPCC, S10C, S35C gemäß JIS (Japanese Industrial Standard) gleitet, und der Effekt der Verbesserung der Verschleißbeständigkeit kann nicht erhalten werden. Wenn die Partikel einen maximalen Korndurchmesser größer als 25 um aufweisen und der durchschnittliche Korndurchmesser 10 um übersteigt oder der Gehalt 30 Gew.-% des gesamten gesinterten Reibmaterials übersteigt, neigen die harten Partikel dazu, der Ausgangspunkt von Rissen zu sein, die die Festigkeit und Zähigkeit des gesinterten Reibmaterials reduzieren. Ferner wird bei Zusatz der harten Partikel von über 30 Gew.-% das Gegenstück signifikant verschlissen und der Effekt der Unterdrückung der Vibration, des Ratterns oder von Kreischgeräuschen oder ähnlichem, wie oben erwähnt, wird reduziert. Wünschenswerterweise beinhaltet die intermetallische Eisenlegierung zur Verwendung als harte Partikel zumindest eine, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus FeMo, FeCr, FeTi, FeW und FeB. Der Grund dafür ist, daß diese intermetallischen Eisenlegierungen ausreichende Härte aufweisen, um als harte Partikel geeignet zu sein, und diese sind spröde, das heißt, einfach zu pulverisieren, so daß, wenn diese verwendet werden, die harten Partikel einfach während des mechanischen Mischens und des Pulverisierungsverfahrens bei der vorliegenden Erfindung einfach hergestellt werden können. Zusätzlich zu diesen intermetallischen Verbindungen weisen Metalloxide wie Al&sub2;O&sub3;, SiO&sub2;, ZrO und Keramiken wie SiC, AlN den Effekt auf, den Reibungskoeffizienten zu verbessern. Verglichen jedoch mit der intermetallischen Eisenlegierung beeinträchtigen diese Partikel die Bearbeitbarkeit des gesinterten Reibmaterials, und deshalb sind diese aus wirtschaftlicher Sicht nicht sehr bevorzugt. Letztendlich ist die intermetallische Eisenlegierung zur Verwendung als harte Partikel bevorzugter.
Aluminium als Hartpartikel hat jedoch den Effekt, die Hochtemperaturfestigkeit und die Hochtemperaturhärte des gesinterten Reibmaterials zu verbessern. Deshalb können Aluminiumpartikel gleichmäßig und in Ergänzung zu der intermetallischen Eisenlegierung in der Legierungsbasis für gesintertes Reibmaterial verteilt sein, welches überlegene Hochtemperatureigenschaften erfordert. Falls jedoch der Gehalt an Aluminium 5 Gew.-% des gesinterten Reibmaterials übersteigt, nimmt die Zähigkeit ab. Um die mechanischen Eigenschaften und die Reibgleiteigenschaft des gesinterten Materials nicht zu beeinträchtigen, sollten die Aluminiumpartikel wünschenswerterweise einen durchschnittlichen Korndurchmesser von höchstens 10 um aufweisen.
Insgesamt wird ein Kupferpulver mit der beschriebenen Zusammensetzung und Partikel aus intermetallischer Eisenlegierung mechanisch gemischt und pulverisiert, so daß die Partikel der intermetallischen Verbindung pulverisiert werden und einen maximalen Korndurchmesser von höchstens 25 um und einen durchschnittlichen Korndurchmesser von höchstens 10 um aurweisen, und daß die pulverisierten Partikel gleichmäßig und fein in den Partikeln des Kupferlegierungspulvers verteilt sind. Das gemischte und pulverisierte Pulver wird mittels einer Form geformt und dann gesintert, wobei eine Reaktionsschicht an der Schnittstelle zwischen der Kupferbasislegierung und den harten Partikeln der intermetallischen Verbindung gebildet wird, und folglich sind die harten Partikel der intermetallischen Verbindung fest in der Basis fixiert. Als Ergebnis kann das Herausfallen der harten Partikel aus der Basis des gesinterten Körpers während der Reibgleitung verhindert werden, ein stabiler Zustand der Reibgleitung kann sichergestellt werden und folglich kann ein Reibmaterial, welches einen stabilen hohen Reibungskoeffizienten, ohne Belegung zu verursachen, gewährleistet, erhalten werden.
Bei einem einfachen Pulvermischverfahren gemäß konventioneller Pulvermetallurgieverfahren werden die harten Partikel nicht pulverisiert. Deshalb ist der Koradurchmesser der harten Partikel, wie in dem schematischen Diagramm des Gefüges aus Fig. 1 B gezeigt, der Originalkomdurchmesser, wie wenn das Pulver in das Kupferlegierungspulver gemischt wird. Derartige harte Partikel verteilen sich nicht in der Matrix des Kupferlegierungspulvers und reagieren nicht mit dem Kupferlegierungspulver. Deshalb existieren, wenn das gemischte Pulver, das durch das konventionelle Pulvermetallurgieverfahren erhalten wird, geformt und gesintert wird, grobe und große harte Partikel an den Korngrenzen des Originalpulvers (insbesondere an den Triplepunkten der Korngrenzen) der Kupferbasislegierung und die harten Partikel fallen aus der Basis, welche sich zu abgeriebenem Pulver umwandeln, was zum Problem von Angriffen gegen das Gegenstück oder das gesinterte Material selbst oder zum Problem der Belegung führt. Falls eine Spannung auf das gesinterte Reibmaterial ausgeübt wird und falls harte Partikel an den Originalkorngrenzen des Pulvers existieren, stellen die harten Partikel Ausgangspunkte und Ausbreitungspfade für Risse bereit, die die Beeinträchtigung der mechanischen Eigenschaften des gesinterten Reibmaterials verursachen.
Die Fließfähigkeit des mit harten Partikeln dispergierten Kupferlegierungspulvers wird nun beschrieben. Im allgemeinen wird Pulver einer metallischen Form zugeführt und mittels eines oberen und unteren Stempels druckgeformt. Zu diesem Zeitpunkt wird, falls der Druck aufgewandt wird, wenn das Pulver nicht gleichmäßig in die Metallform gefüllt wird, die Dichte in dem geformten Körper ungleichmäßig, was in Abplatzungen oder Rissen an Endbereichen resultiert oder zu einer Krümmung des gesinterten Körpers nach dem Sintern führt. Um diese Probleme zu unterdrücken, muß das Pulver gleichmäßig von den Endbereichen zum Inneren der Metallform zugeführt und eingefüllt werden. Die Fließfähigkeit des Pulvers ist ein wichtiger Faktor, der die Gleichmäßigkeit des Füllens der Metallform mit dem Pulver dominiert.
Hier ist Pulver ein quasi Fluid und folglich kann eine überlegene Fließfähigkeit durch Anpassung der Korngröße des Pulvers erzielt werden. Die Erfinder wiederholten verschiedene Experimente und Untersuchungen und fanden, daß, um die Schritte der Formgebung, die eine gleichmäßige Füllung des Pulvers in die Metallform sowie eine ökonomische Massenproduktion erlauben, einzuführen, eine derartige Pulverfließfähigkeit erforderlich ist, die höchstens 30 Sekunden für 50 g Pulver erfordert, um durch eine Meßröhre mit einem Durchmesser von 2,5 mm nach unten zu fließen. Insbesondere ist es, falls Pulver mit einer Fließfähigkeit, die 30 Sekunden pro 50 g übersteigt, verwendet wird, nicht ökonomisch, da die Massenproduktivität behindert wird, da es viel längere Zeit zur gleichmäßigen Füllung der Metallform mit dem Pulver erfordert. Darüber hinaus kann es möglich sein, daß die Metallform nicht gleichmäßig mit dem Pulver mit einer derartigen niedrigen Fließfähigkeit gefüllt werden kann, und daß in diesem Fall die Probleme des Abplatzens und von Rissen des geformten Körpers, wie oben erwähnt, vorhanden sein würden.
Es wurde gefunden, daß das Verbindungskupferlegierungspulver, das die bevorzugte Fließfähigkeit aufweist, einen längeren Durchmesser DL und einen kürzeren Durchmesser DS aufweist, wobei DL im Bereich von 50 bis 300 um und das Seitenverhältnis DL/DS im Bereich von 1 bis 5 ist. Insbesondere ist, falls das Verbindungskupferlegierungspulver einen DL von weniger als 50 um aufweist, die Fließfähigkeit verringert. Falls DL 300 um übersteigt oder falls das Seitenverhältnis DL/DS 5 übersteigt, wird die Formbarkeit des Verbindungskupferlegierungspulvers verringert, was zu Abplatzungen oder Rissen an den Ecken des geformten Pulverkörpers führt. Insbesondere flach geformte Pulver mit dem Seitenverhältnis DL/DS von mehr als 5 sind in ihrer Fließfähigkeit signifikant verringert.
Wenn das oben beschriebene Kupferverbindungslegierungspulver hergestellt werden soll, kann das mechanische Misch- und Pulverisierungsverfahren des Pulvers in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung auf jedes Kupferpulver irgendeiner Zusammensetzung angewandt werden, unabhängig von der Zusammensetzung der Kupferlegierungsbasis. Deshalb kann, wenn Kupferlegierungspulver mit Zusammensetzungen, die sich von denen unterscheiden, die im Detail im nachfolgenden beschrieben werden, zum Beispiel Kupferlegierungspulver mit der Zusammensetzung Cu-Cr, Cu-Be, Cu-Zr, Cu-Ni oder Kombinationen von diesen, verwendet werden, Verbindungskupferlegierungspulver, in welchem harte Partikel dispergiert sind, durch Anwendung der vorliegenden Erfindung hergestellt werden.
Die Zusammensetzung der Kupferlegierungsbasis, die in dem gesinterten Reibmaterial und in dem Verbindungskupferlegierungspulver gemäß der vorliegenden Erfindung erwünscht ist, wird nun beschrieben.
Zn hat einen deoxidierenden Effekt, und eine stabile ZnO-Schicht kann, falls es zu der Basis hinzugefügt wird, gleichmäßig auf der gesamten Oberfläche der gesinterten Körperbasis gebildet werden. Die Zinkoxidschicht kann als ein Schutzfilm dienen und er verhindert die Reaktion zwischen der Kupferlegierung und S in einer Atmosphäre, die Schwefel enthält, wobei die Bildung von Kupfersulfid unterdrückt wird, welches der Grund für Korrosion ist. Unterdessen würde, falls die Zugabemenge an Zn zur Basis der Kupferlegierung zunimmt, eine β'-Phase entstehen, und als Ergebnis wird die Legierungsbasis hart und spröde, was in niedrigerer Festigkeit und geringerer Anfälligkeit für Kaltverformung resultiert.
Die Menge an Zn, die für die Unterdrückung der Korrosion aufgrund von Schwefel notwendig ist, beträgt mindestens 5 Gew.-% der Basis und eine Zugabe von Zn, welche 40 Gew.-% übersteigt, ist nicht bevorzugt, um zu verhindern, daß die Basis spröde wird. Die bevorzugte Menge an Zn, die der Legierungsbasis hinzugefügt werden soll, ist von 5 bis 40 Gew.-%.
Nickel weist einen Effekt zur Unterdrückung der Bildung von Kupfersulfid auf, wie dies Zn tut, verbessert die Härte der Legierungsbasis und erlaubt die Existenz von intermetallischen Verbindungen mit Si (Nickelsilicide) in der Form von feinen sphärischen Partikeln und verbessert den Reibungskoeffizienten, da die Partikel aus Nickelsilicid im Zeitpunkt der Reibgleitung Widerstand erzeugen. Um einen derartigen bevorzugten Effekt zu erhalten, ist die Zugabe von zumindest 5 Gew.-% Ni zu der Basis erforderlich. Falls jedoch die Zugabemenge an Ni 40 Gew.-% übersteigt, wird die Legierungsbasis spröde, und als Ergebnis wird die Verarbeitbarkeit während der Warm- und Kaltverformung beeinträchtigt. Entsprechend ist die bevorzugte Zugabemenge an Ni von 5 bis 40 Gew.-% zu der Legierungsbasis.
Falls der gesamte Gehalt der Kupferbasis an Zn und Ni 40 Gew.-% übersteigt, wird die gesinterte Materialbasis signifikant gehärtet, was zu einer beeinträchtigten Zähigkeit führt, und folglich wird die Verarbeitbarkeit des gesinterten Reibmaterials während der Warm- und Kaltverformung beeinträchtigt. Entsprechend ist der bevorzugte Gehalt an Zn und Ni zusammen in der Legierungsbasis höchstens 40 Gew.-%.
Die Zugabe von Sn zur Legierungsbasis hat den Effekt der Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit und Zähigkeit der Basis, und es hat ebenfalls den Effekt, den Belegungswiderstand bei hohen Temperaturen zu verbessern. Deshalb ist, falls die Bedingungen der Reibgleitung hart sind, die Zugabe von Sn zur Legierungsbasis bevorzugt. Falls die Zugabemenge von Sn nicht größer als 3 Gew.-% ist, kann ein bevorzugter Effekt nicht erhalten werden. Falls sie dagegen 20 Gew.-% übersteigt, wird eine harte und spröde Phase in der Basis ausgeschieden, was die Festigkeit und Zähigkeit reduziert. Entsprechend ist die bevorzugte Zugabemenge von Sn zu der Legierungsbasis von 3 bis 20 Gew.-%.
Al verbessert die Härte der Legierung und bildet Widerstandspartikel für die Reibgleitung, so daß es einen Effekt der Verbesserung des Reibungskoeffizienten aufweist. Falls jedoch die Zugabemenge an Al nicht größer als 0,1 Gew.-% ist, ist die Verbesserung in der Härte und im Reibwiderstand nicht ausreichend. Falls stattdessen Al mit über 5 Gew.-% zugegeben wird, wird die Legierung spröde, die Verarbeitbarkeit während der Kaltverformung wird beeinträchtigt und eine starke Oxidschicht (Al&sub2;O&sub3;) wird auf der Oberfläche des Pulvers gebildet, was die Sintereigenschaft und die Verarbeitbarkeit der Legierungsbasis beeinträchtigt. Entsprechend ist die bevorzugte Zugabemenge von Al zur Legierungsbasis von 0,1 bis 5 Gew.-%.
Wie bereits beschrieben, bilden Si und Ni zusammen feine sphärische intermetallische Verbindungen (Nickelsilicide), wobei die intermetallische Verbindung als Widerstand bei der Reibgleitung dient, so daß der Reibungskoeffizient verbessert wird. Falls die Zugabemenge an Si nicht größer als 1 Gew.-% ist, kann ein ausreichender Effekt der Verbesserung des Reibungskoeffizienten nicht erhalten werden. Falls die Zugabemenge an Si 5 Gew.-% übersteigt, würde die Verarbeitbarkeit der Legierungsbasis während der Warm- und Kaltumformung beeinträchtigt. Deshalb ist die bevorzugte Zugabemenge an Si zur Legieningsbasis von 1 bis 5 Gew.-%.
Pb existiert gleichmäßig zwischen Korngrenzen der α-Phase und Dendriten der Kupferlegierungsbasis und bewirkt eine Verbesserung der Verarbeitbarkeit der Basis und eine Schmierung während der Reibgleitung. Um derartige Effekte zu erhalten, ist die Zugabe von zumindest 0,5 Gew.-% Pb erforderlich. Falls die Zugabemenge an Pb 3 Gew.-% übersteigt, würde eine Segregation in der Legienmgsbasis auftreten, was die mechanischen Eigenschaften beeinträchtigt. Deshalb ist die bevorzugte Zugabemenge an Pb zu der Legierungsbasis von 0,5 bis 3 Gew.-%.
Ein fester Schmierstoff reduziert die Angriffe des gesinterten Reibmaterials gegen das Gegenstück unter harten Reibgleitbedingungen und hilft einen stabilen Reibungskoeffizienten von ungefähr 0,2 oder höher in Öl zu erhalten, selbst wenn die Reibgleitbedingungen, die Geschwindigkeit der Gleitung und der aufgebrachte Druck variieren. Darüber hinaus bewirkt er, da er die Schmierung zwischen den Gleitoberflächen verbessert, die Unterdrückung der Vibration oder des Knatterns während des Gleitens. Als eine feste Schmierstoffkomponente mit einem derartigen Effekt kann in dem gesinterten Reibmaterial vom Kupferlegierungstyp Graphit, MoS&sub2;, CaF&sub2; und BN verwendet werden, welche auch hinsichtlich der Wirtschaftlichkeit bevorzugt sind. Nunmehr sollten zumindest Graphit, MoS&sub2;, CaF&sub2; oder BN vorzugsweise im Bereich von höchstens 3 Gew.-% hinzugefügt werden. Eine Zugabe des festen Schmierstoffs, welche 3 Gew.-% übersteigt, ist nicht bevorzugt, da die Festigkeit und Zähigkeit des gesinterten Körpers beeinträchtigt wird.
Die Erfinder versuchten, natürliches flockiges Graphitpulver zu verwenden, welches unterschiedliche Eigenschaften zu dem sphärischen Graphitpulver aufweist, das in konventionellen Pulvertechnologieverfahren verwendet wird, bzw. expandiertes Graphitpulver, welches natürliches flockiges Graphitpulver ist, das in seiner Dicke gestreckt ist, und zwar als Graphit, das als fester Schmierstoff dient. Insbesondere weisen das natürliche flockige Graphitpulver und das expandierte Graphitpulver, verglichen mit dem sphärischen Graphitpulver, eine überlegene Formbarkeit sowie bessere Druck- und Schmiereigenschaften auf.
Aus diesem Grund führt das flockige Graphitpulver oder das expandierte Graphitpulver mit der überlegenen Formbarkeit nicht zu einer Beeinträchtigung der mechanischen Eigenschaften des gesinterten Körpers, selbst wenn es mit bis zu 15 Gew.-% hinzugefügt wird, während das sphärische Graphitpulver, die mechanischen Eigenschaften des gesinterten Körpers aufgrund von Abplatzungen und Rissen in dem geformten Körper beeinträchtigt, wenn es mit 3 Gew.-% oder mehr hinzugefügt wird. Da das flockige Graphitpulver und das expandierte Graphit eine überlegene Schmierfähigkeit aufweisen, können das Knattern, die Vibration und die Kreischgeräusche während des Gleitens effektiver unterdrückt werden, die Anpassung mit dem Gegenstück im Anfangsstadium des Gleitens kann verbessert werden und der Reibungskoeffizient kann stabiler gemacht werden. Wenn flockiges Graphitpulver oder expandiertes Graphitpulver in dem gesinterten Körper dispergiert wird, kann die Kompressionseigenschaft des gesinterten Körpers selbst zur Zeit der Verdichtung verbessert werden, da das Graphitpulver bessere Kompressionseigenschaften aufweist, und im Ergebnis wird nicht lokaler Kontakt, sondern globaler Kontakt mit der Gleitoberfläche des Gegenstücks möglich, was zu einer Stabilisierung der Reibgleitungseigenschaft führt.
Insbesondere weist der gesinterte Körper, der durch das Mischen von mit harten Partikeln dispergiertem Verbindungskupferlegierungspulver und zumindest flockigem Graphitpulver oder expandiertem Graphitpulver erhalten wird, bessere mechanische Eigenschaften und überlegene Reibgleiteigenschaften auf, und insbesondere kann ein stabiler Reibungskoeffizient vom Anfangsstadium der Gleitung an erhalten werden.
Die Bedingungen der Formgebung und des Sintems des gemischten und pulverisierten Verbindungskupferlegierungspulvers wird nun beschrieben. Zuerst sollte die Dichte des geformten Körpers zumindest 70% der wahren Dichte sein. Falls das Verhältnis der wahren Dichte kleiner als 70% ist, kann keine ausreichende Festigkeit des geformten Körpers erhalten werden und folglich würden Abplatzungen und Risse während des Transports vor dem Sintern des geformten Körpers erzeugt und deshalb würde die Handhabung problematisch. Um den geformten Körper während der Massenproduktion gut handhaben zu können, muß er ein wahres Dichteverhältnis von zumindest 70% aufweisen.
Was die Sinterungsbedingung anbelangt, muß zunächst das Sintern in einer Inertgas oder in einer reduzierenden Gasatmosphäre ausgeführt werden. Falls die Sinteratmosphäre kein Inertgas oder eine reduzierende Gasatmosphäre ist, würde ein Oxidfilm, der auf der Oberfläche des Verbindungskupferlegierungspulvers gebildet wird, vorhanden sein, der die Sintereigenschaft signifikant stört, und im Ergebnis würden die Festigkeit und die Zähigkeit des gesinterten Körpers beeinträchtigt. Was die Sintertemperatur anbelangt, so würde das Sintern bei einer Temperatur unter 600ºC in dem geformten Körper aus Verbindungskupferlegierungspulver kaum voranschreiten. Deshalb sollte die Sintertemperatur zumindest 600ºC betragen. Um jedoch das Sintern bei derart relativ niedrigen Temperaturen zu vervollständigen, ist die erforderliche Zeit für das Sintern zu lang, um ökonomisch zu sein. Um deshalb das Sintern unter zufriedenstellenden ökonomischen Bedingungen durchzuführen, ist eine Sintertemperatur von nicht weniger als 800ºC bevorzugt. Die Erfinder haben als ein Verfahren der Durchführung des Sinterns in einer kurzen Zeitperiode in einem Temperaturbereich von 600 bis 800ºC bestätigt, daß es effektiv ist, das Sintern in einer reduzierenden Gasatmosphäre unter Druck auszuführen. Falls die Sintertemperatur 1200ºC übersteigt, entstehen flüssige Phasen in dem geformten Pulverkörper und der gesinterte Körper zieht sich zusammen. Im Ergebnis wird die Maßhaltigkeit des gesinterten Körpers beeinträchtigt. Deshalb sollte die Sintertemperatur vorzugsweise höchstens 1200ºC betragen. Um einen gesinterten Körper mit ausreichenden mechanischen Eigenschaften bei einer Sintertemperatur im Bereich von 800 bis 1200ºC zu erhalten, beträgt die erforderliche Sinterzeit zumindest 30 Minuten.
Poren in dem gesinterten Reibmaterial weisen eine Korrelation mit mechanischen Eigenschaften, wie Reibgleiteigenschaften, Festigkeit und Härte des gesinterten Körpers in Schmieröl auf. Deshalb wurden verschiedene Experimente und Untersuchungen in bezug auf die Korrelation durchgeführt. Als Ergebnis wurde gefunden, daß durch die Kontrolle der Größe, der Menge und der Verteilung der Poren in dem gesinterten Körper ein gesintertes Reibmaterial mit ausreichenden mechanischen Eigenschaften und einem stabilen Reibungskoeffizienten, der 0,2 in Öl übersteigt, erhalten werden kann.
Zunächst können, wenn der durchschnittliche Durchmesser der Poren 30 um übersteigt, die Poren als Ausgangspunkt für Risse dienen, was die Festigkeit und Zähigkeit des gesinterten Materials signifikant reduziert. Falls die Poren in einem Maße verteilt sind, das 20 Vol. % des gesinterten Materials übersteigt, werden die Festigkeit und die Zähigkeit des gesinterten Körpers beeinträchtigt, und die Zugfestigkeit erreicht keine 400 MPa. Falls unterdessen die Poren mit einem durchschnittlichen Durchmesser von höchstens 30 um gleichmäßig in dem gesinterten Körper mit höchstens 20 Vol. % verteilt sind, weist das gesinterte Material eine Zugfestigkeit von zumindest 400 MPa auf und andere mechanische Eigenschaften werden nicht beeinträchtigt. Deshalb kann das gesinterte Material selbst für unterschiedliche Reibgleitelemente verwendet werden.
Im allgemeinen bewirken Poren in dem gesinterten Reibmaterial bei Reibgleitung in einem Schmieröl die Verbesserung der Gleitfähigkeit (Belegungswiderstand) mit dem Gegenstück, da die Poren in dem gesinterten Reibmaterial Öl halten und einen Ölfilm auf der Gleitoberfläche bilden. Bei einem derartigen Reibelement des nassen Typs wird jedoch, falls ein dicker und starker Ölfilm gebildet wird, der Reibungskoeffizient ungefähr so niedrig wie 0,05 bis 0,1. Insbesondere bei einem gesinterten Reibmaterial vom Kupferlegierungstyp wird, falls der Porenanteil 25 Vol. % übersteigt, der Reibungskoeffizient signifikant reduziert.
Falls die Poren nicht gleichmäßig verteilt sind, wird die Paßgenauigkeit mit dem Gegenstück bei der Gleitung lokal beeinträchtigt. Im Ergebnis kann kein stabiler Reibungskoeffizient erhalten werden, und die Belegung mit dem Gegenstück wird bei der Gleitung wahrscheinlich. Um deshalb gute mechanische Eigenschaften und gute Gleiteigenschaften des gesinterten Reibmaterials zu gewährleisten, ist es bevorzugt, daß die Poren mit einem durchschnittlichen Durchmesser von höchstens 30 um gleichmäßig innerhalb des Bereichs von bis zu 20 Vol. % in dem gesinterten Körper dispergiert sind. Die Größe und Menge der Poren kann durch Einstellung des Drucks während der Formgebung des Pulvers kontrolliert werden.
Wie oben beschrieben, ist es gemäß der vorliegenden Erfindung möglich, ein gesintertes Reibmaterial mit überlegenen mechanischen Eigenschaften zu erhalten. Manchmal kann jedoch eine höhere Festigkeit und höhere Zähigkeit gewünscht sein, um ein Reibelement zu erhalten, das ebenfalls als ein Strukturteil dient, und zwar durch einen einzelnen gesinterten Körper.
Insbesondere erfordern einige Fahrzeugteile nicht nur gute Reibgleiteigenschaften, sondern auch höhere Festigkeit. Beispielsweise sind für einen Synchronisierring für ein erstes Schaltgetriebe oder für ein zweites Schaltgetriebe, auf welches eine hohe Last wirkt, eine Zugfestigkeit von mehr als 400 MPa erforderlich. Solche Anforderungen können durch die folgenden zwei Ansätze erfüllt werden.
Einer ist es, eine zweischichtige Struktur bereitzustellen, bei welcher das gesinterte Reibmaterial vom Kupfertyp gemäß der vorliegenden Erfindung am inneren Durchmesserteil des Synchronisierrings, der gute Reibgleiteigenschaften erfordert, verwendet wird, und daß ein Legierungsmaterial am äußeren Durchmesserteil, der Festigkeit erfordert, verwendet wird. Der äußere periphere Bereich und der innere periphere Bereich können nunmehr durch Diffusionsverbindungsverfahren oder Schweißen fest verbunden werden.
Ein weiterer Ansatz ist es, mechanische Eigenschaften des gesinterten Körpers durch Reduzierung der Menge an Poren in dem gesinterten Körper und durch Verdichten des gesinterten Körpers durch heißplastische Umformung, wie zum Beispiel Warmschmieden, Warmextrudieren, Warmpressen oder HP (heißisostatisches Pressen) zu verbessern. Dies ermöglicht eine Zugfestigkeit von bis zu 500 MPa oder höher. Deshalb kann ein Reibmaterial vom Kupferlegierungstyp, welches derartig hohe Festigkeiten erreicht, selbst als Synchronisierring verwendet werden.
Was die Beispiele der heißplastischen Umformung anbelangt, so muß beim Warmschmieden und beim Warmextrudieren der gesinterte Körper vor dem Deformationsprozeß vorgeheizt werden. Der Temperaturbereich dafür sollte zumindest 500ºC sein und sollte nicht höher sein als die Sintertemperatur Ts. Falls die Vorheiztemperatur niedriger als 500ºC ist, ist der Umformwiderstand des gesinterten Körpers zu groß, um den gesinterten Körper dicht zu machen, und darüber hinaus ist es aus ökonomischer Sicht bevorzugt, da eine aufwendige Einrichtung zur Anwendung des hohen Drucks auf den gesinterten Körper erforderlich wird, um den gesinterten Körper dicht zu machen. Ferner würde unter dem hohen Druck die Lebenszeit der Metallform oder der Extrusionsdüse kürzer. Falls unterdessen die Vorheizung bei einer Temperatur höher als der Sintertemperatur Ts ausgeführt wird, leidet die Ausscheidungsphase in der gesinterten Legierung an einer Phasenveränderung, was zur Beeinträchtigung der mechanischen Eigenschaften führt. Der Druck während des Warmschmiedens sollte vorzugsweise innerhalb des Bereichs von 5 bis 8 t/cm² sein, und zwar ebenfalls aus ökonomischen Gesichtspunkten. Falls das Extrusionsverhältnis 10 oder mehr ist, kann der gesinterte Körper dicht gemacht werden, und die mechanischen Eigenschaften können verbessert werden.
Wie oben beschrieben, weist das gesinterter Reibmaterial mit einem derartigen Gefüge und einer Legierungszusammensetzung, die gemäß der vorliegenden Erfindung erhalten wird, ausreichende mechanische Eigenschaften, wie Festigkeit, Zähigkeit und Härte sowie Verschleißbeständigkeit und Belegungswiderstand auf, um selbst ohne irgendein Verstärkungsmaterial verwendet zu werden. Das gesinterte Reibmaterial leidet nicht an Korrosion aufgrund von Schwefel, selbst wenn in der Atmosphäre Schwefel enthalten ist, hat einen hohen Reibungskoeffizienten, der ungefähr 0,2 in Öl und 0,4 bei Trockenreibung übersteigt, und der Reibungskoeffizient ist stabil gegenüber Veränderungen der Reibgleitbedingungen. Deshalb kann das gesinterte Reibmaterial vom Kupferlegierungstyp, das durch die vorliegende Erfindung erhalten wird, vorzugsweise als Oberflächenreibelement für eine Kupplung, Bremse oder einen Synchronisierring für ein Getriebe verwendet werden.

BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN

Als erstes wird ein spezifisches Beispiel des mechanischen Pulverisier- und Mischverfahrens des gemischten Pulvers einschließlich des Kupferlegierungspulvers und der harten Partikel beschrieben, und Fig. 2 ist ein Gefugebild des Verbindungskupferlegierungspulvers, das durch dieses Verfahren erhalten wird. In diesem spezifischen Beispiel werden zu zerstäubtem Kupferlegierungspulver mit 18 Gew.-% Zn, 18 Gew.-% Ni und dem verbleibenden Teil aus Kupfer FeMo-Partikel mit 20 Gew.-% hinzugefügt. Die harten Partikel des hinzugefugten FeMo haben einen durchschnittlichen Korndurchmesser von 50 um. Das gemischte Pulver mit 800 g, zu welchem harte Partikel hinzugefügt wurden, und 8 kg Stahlkugeln mit einem Durchmesser von 3/8 inch werden in einen Topfbehälter für eine Vibrationsmühle aus einem rostfreien Stahl SUS304 (mit einem Volumen von 12560 cm³) gegeben. Der Behälter wird auf 1 · 10&supmin;&sup4; Torr evakuiert und ein Austausch mit Argongas wird für 30 Minuten durchgeführt. Der Topf wird kontinuierlich für 5 Stunden mit einer Vibrationsfrequenz von 1100 Hz und der Amplitude von 10 mm vibriert, wodurch das mechanische Misch- und Pulverisierungsverfahren realisiert wird.
Fig. 2 ist ein Beispiel eines mikroskopischen Fotos, das das Gefüge des Verbindungskupferlegierungspulver zeigt, das in dieser Weise erhalten wurde. Die Pulverpartikel sind in Harz eingebettet und der Querschnitt ist durch Schleifen freigelegt. Fig. 2A zeigt die gesamte Form der Partikel des Verbindungskupferlegierungspulvers. Fig. 2B ist ein Foto, das in Vergrößerung einen Teil des Gefüges aus Fig. 2A zeigt. Die harten Partikel aus FeMo sind so klein gemacht, daß sie einen maximalen Korndurchmesser von 9 um und einen durchschnittlichen Korndurchmesser von ungefähr 6 um aufweisen, und es kann beobachtet werden, daß die harten Partikel gleichmäßig verteilt in der Matrix des Verbindungskupferlegierungspulvers verteilt sind. Die Partikel des Verbindungskupferlegierungspulvers aus Fig. 2A haben einen langen Durchmesser DL von 188 um und einen kurzen Durchmesser DS von 134 um, und somit beträgt das Seitenverhältnis DL/DS 1,4. Tabelle 1
Tabelle 1 zeigt den Einfluß von längerem Durchmesser DL, kürzerem Durchmesser DS und dem Seitenverhältnis DL/DS der Partikel des Verbindungskupferlegierungspulvers auf die Fließfähigkeit, die Formbarkeit und die Sintereigenschaft des Pulvers. Proben A bis 0 des Verbindungskupferlegierungspulvers in Tabelle 1 haben dieselbe Zusammensetzung wie das Pulver aus Fig. 2 und sind unter Verwendung derselben Vibrations-Kugelmühle hergestellt worden. Der lange Durchmesser DL, der kurze Durchmesser DS und das Seitenverhältnis DL/DS der Pulverpartikel wurden jedoch verschiedentlich durch Veränderung der Menge der zugefügten Kugeln, der Vibrationsbedingungen, der Verarbeitungszeit usw. bei der Vibrationskugelmühle verändert.
Die Fließfähigkeit des Pulvers wurde ermittelt durch die Zeit (Sekunden), die für ein Pulver von 50 g erforderlich waren, um komplett in einer Meßtube mit einem Durchmesser von 2,5 mm nach unten zu fließen. Um die Formbarkeit des Pulvers zu evaluieren, wurde das Pulver mit einer O-förmigen Metallform mit einem äußeren Durchmesser von 140 mm, einem inneren Durchmesser von 80 mm und einer Dicke von 3 mm geformt. Das Pulver wurde in die Metallform unter Verwendung eines automatischen Pulverzuführapparates zugeführt. Pulver, welches jedoch extrem niedrige Fließfähigkeit aufwies oder Pulver, das nicht floß, wurde manuell zugeführt. Druck von 6 t/cm² wurde auf das Pulver, das in die Metallform gefüllt war, ausgeübt. Der geformte Pulverkörper, der in dieser Weise gebildet wurde, wurde anschließend gesintert.
Wie aus Tabelle 1 zu ersehen ist, weisen die Pulverproben A bis J mit dem langen Durchmesser DL innerhalb des Bereichs von 50 bis 300 um und dem Seitenverhältnis DL/DS im Bereich von 1 bis 5 gemäß der vorliegenden Erfindung eine Fließ fähigkeit von höchstens 30 Sekunden pro 50 g Pulver auf und gute geformte Pulverkörper ohne Abplatzungen oder Risse konnten erhalten werden und die gesinterten Körper waren nicht verzogen.
Stattdessen litten die Proben K bis O zum Vergleich an den folgenden Problemen. Bei Probe K war der lange Durchmesser DL der Pulverpartikel 25 um klein, so daß das Pulver in dem Meßrohr zusammenklebte und die Fließfähigkeit nicht evaluiert werden konnte. Bei dem geformten Pulverkörper, der durch manuelles Füllen des Pulvers in die Metallform erhalten wurde, war die Dichte ungleichmäßig, Abplatzungen wurden an den Ecken des geformten Körpers beobachtet und der gesinterte Körper war verzogen.
Bei der Probe L war der längere Durchmesser DL 40 um, was kleiner ist als 50 um, und folglich war die Fließfähigkeit des Pulvers 48 s/50 g, was schlechter als 30 s/50 g ist, so daß es nicht geeignet war für die Formgebung bei Massenproduktion. Ferner wurde, da Unterschiede in den Dichten an den Ecken und an den Zentralbereichen des geformten Körpers auftraten, Abplatzungen an den Ecken des geformten Körpers beobachtet und der gesinterte Körper war verzogen.
In Probe M war der längere Durchmesser DL 380 um, was größer war als 300 um, und folglich war es schwierig, das Pulver in der Metallform gleichmäßig zu verdichten. Im Ergebnis trat eine Ungleichmäßigkeit der Dichte in dem geformten Pulverkörper auf, was zu Abplatzungen an den Ecken des geformten Körpers führte, und der gesinterte Körper war verzogen.
Bei den Proben N und O war das Seitenverhältnis DL/DS größer als 5 und die Fließfähigkeit war signifikant schlechter, da sie 50 s/50 g überstieg. Deshalb konnten diese nicht für die Formgebung bei der Massenproduktion verwendet werden. Ferner war es, da die Pulverpartikel eine flache Form harten, schwierig, das Pulver in der Metallform gleichmäßig zu verdichten, und im Ergebnis wurde die Dichte in dem geformten Körper ungleichmäßig, was zu Abplatzungen an den Ecken des geformten Körpers führte, und der gesinterte Körper war verzogen. Tabelle 2
Hinweis: verbleibender Teil → RP Tabelle 3
Hinweis: Verbleibender Teil → RP
Hinweis → R
Die Tabellen 2 und 3 zeigen Herstellungsschritte und Probenzusammensetzungen des gesinterten Reibmaterials in Übereinstimmung mit der Ausführungsform der vorliegenden Erfindung und Vergleichsbeispiele. Die Benennungen (a) bis (d) in der Spalte "Schritt" in den Tabellen 2 und 3 geben an, daß die ringförmigen Reibtestproben durch die Schritte (e) bis (g) nach irgendeinem der Schritte (a) bis (d) aus Fig. 3 hergestellt wurden.
In Schritt (a) der Fig. 3 werden gemischtes Pulvers des Kupferlegierungstyps, das heißt Cu-Zn, Cu-Ni oder Cu-Zn-Ni, und harte Partikel mechanisch pulverisiert und gemischt. In Schritt (b) werden gemischtes Pulver vom Kupfertyp mit Cu, Zn und/oder Ni und harte Partikel mechanisch pulverisiert und gemischt. In Schritt (c) werden Legierungspulver vom Kupfertyp aus Cu-Zn-Sn, Cu-Ni-Sn oder Cu-Zn-Ni-Sn und harte Partikel mechanisch pulverisiert und gemischt. In Schritt (d) werden gemischtes Pulver vom Kupfertyp mit Pulver aus Cu, Zn, Ni und/oder Sn und harte Partikel mechanisch pulverisiert und gemischt. Zu diesem Zeitpunkt wird für das mechanische Pulverisieren und das Mischverfahren zumindest eines von den Verfahren, nämlich mechanisches Legierungsverfahren, mechanisches Mahlverfahren und Granulation verwendet. In den Schritten (a) bis (d) können Si, Al und/oder Pb nach Bedarf zugesetzt werden.
Nach einem der Schritte (a) bis (d) wird in Schritt (e), falls erforderlich, ein fester Schmierstoff hinzugefügt.
Danach wird in Schritt (f) das hergestellte Pulver geformt, um einen Ring mit einer Form zu haben, der einen äußeren Durchmesser von 75 mm, einen inneren Durchmesser von 40 mm und eine Dicke von 7 mm aufweist und der eine wahre Dichte von ungefähr 75% besitzt, und zwar durch Aufbringen von Δruck von ungefähr 6 t/cm², dann wird es für eine Stunde bei einer Temperatur von ungefähr 1000ºC in einer Stickstoffatmosphäre gesintert, und danach im Ofen abgekühlt. Die Eigenschaften des gesinterten Körpers werden kaum beeinflußt, sogar dann nicht, wenn eine Wasserstoffatmosphäre statt der Stickstoffatmosphäre verwendet wird.
Schließlich wird in Schritt (g) der gesinterte Körper bearbeitet, um zu einem Ring geformt zu werden, der einen äußeren Durchmesser von 60 mm, den inneren Durchmesser von 45 mm und eine Dicke von 5 mm aufweist.
Mit Bezug auf die Tabellen 2 und 3 bedeuten die Zahlen, die mit Zn, Ni, Sn, Si, Al, Pb und Cu verbunden sind, Gew.-%e dieser Komponenten in der Basislegierung.
Unterdessen bedeuten die Zahlen, die mit den harten Partikeln und den festen Schmierstoffen verbunden sind, Gew.-%e in bezug auf das gesamte gesinterte Material. Die Zahlen, die mit den Poren verbunden sind, stellen Vol. %e in bezug auf das gesamte gesinterte Material dar. Die Bezugsbuchstaben A, B, C und D der festen Schmierstoffe bedeuten Graphit, MoS&sub2;, CaF&sub2; bzw. BN.
Bei Probe 36, das mit *1 bei den Hinweisen der Tabelle 3 versehen ist, wurde das gemischte Pulver mechanisch pulverisiert und gemischt, gemäß Schritt (a). Durch den Wechsel der Druckbedingungen zur Zeit der Pulverformgebung wurde jedoch der Durchmesser der Poren, die in dem geformten Pulverkörper verteilt sind, auf durchschnittlich 45 um geändert und der geformte Körper wurde nachfolgend gesintert.
Bei Probe 37, die mit *2 bei den Hinweisen versehen ist, wurde das gemischte Pulver mechanisch pulverisiert und gemischt, gemäß Schritt (a). Durch Änderung der Pulverisierungsbedingungen wurde jedoch der maximale Korndurchmesser der harten Partikel auf 40 um eingestellt und das gemischte Pulver wurde anschließend geformt und gesintert.
Bei Probe 38, welche mit *3 in den Hinweisen versehen ist, wurde das gemischte Pulver mechanisch pulverisiert und gemischt, gemäß Schritt (a). Die Pulverisierungsbedingung wurde jedoch so geändert, daß die harten Partikel einen durchschnittlichen Korndurchmesser von 25 um aufwiesen, und das gemischte Pulver wurde anschließend geformt und gesintert.
Die Probe 39, welche mit *4 in den Hinweisen versehen ist, wurde einfach ohne irgendwelche mechanische Pulverisierung gemäß einem mechanischen Legierungsverfahren, mechanischem Mahlverfahren oder Granulation gemischt und anschließend gesintert, gemäß Schritt (f). Tabelle 4 Tabelle 4 (Fortsetzung)
Tabelle 4 zeigt mechanische Eigenschaften, Reibgleiteigenschaften und Beständigkeit gegenüber Schwefelkorrosion, basierend auf den Ergebnissen von Zugtests, Reibtests und Korrosionstest an den gesinterten Körperproben mit den Zusammensetzungen, die in den Tabellen 2 und 4 gezeigt sind.
Mit Bezug auf Fig. 4 ist festzustellen, daß die Proben 1 bis 23 gemäß der Ausführungsfonn der vorliegenden Erfindung eine Zugfestigkeit aufweisen, die 400 MPa überschreitet, und eine Dehnung von zumindest 5% zeigen. Im Gegensatz dazu haben die meisten der Proben 24 bis 39 zum Vergleich eine Zugfestigkeit von nicht mehr als 400 MPa und diese Proben zeigen kaum Dehnung. Mit anderen Worten ist festzustellen, daß die Proben gemäß der Ausführungsform der vorliegenden Erfindung eine höhere Festigkeit und eine höhere Zähigkeit als die Vergleichsproben aufweisen.
Die Reibgleiteigenschaft wurde mittels eines Naßreibtests, wie in Fig. 4 gezeigt, gemessen. In TOYOTA 70 W 90-01 (Schmierstofföl DEXRON E für automatisches Getriebe kann für denselben Effekt verwendet werden) gleitet ein Probenstück 1 des gesinterten Materials relativ zu einem Gegenstütz 2 aus Stahlmaterial S35C auf einer Gleitoberfläche S. Probenstück 1 hat eine Ringform mit einem äußeren Durchmesser von 60 mm, einen inneren Durchmesser von 45 mm und eine Dicke von 5 mm, wie bereits erwähnt, und in einem Teilschnitt in Fig. 4 gezeigt. Das Gegenstück 2 ist eine Scheibe mit einem Durchmesser von 70 mm und einer Dicke von 5 mm und rotiert, wie mit dem Pfeil angezeigt, entlang der Achse 3. Das Probenstück 1 war fixiert und ein Druck W von 5 kgf/cm² wurde gegen das Gegenstück 2 ausgeübt. Die relative Gleitgeschwindigkeit zwischen dem Probenstück 1 und dem Gegenstück 2 an der Gleitoberfläche 2 war 10 m/s und die Reibzeit war eine Stunde.
Wie aus Tabelle 4 zu entnehmen ist, zeigten die Proben 1 bis 23 gemäß der Ausführungsform der vorliegenden Erfindung einen relativ hohen stabilen Reibungskoeffizienten u von 0,3 bis 0,4 im stationären Zustand. Im Gegensatz dazu variieren die Werte des Reibungskoeffizienten u im stationären Zustand bei den Vergleichsproben 24 bis 39. Insbesondere der Wert u von ungefähr 0,7 oder höher bedeutet, daß eine Belegung stattgefunden hat.
Der anfängliche Wert von u der Proben, die einen derartig großen u-Wert zeigten, war nicht höher als 0,2. Bei den Proben gemäß der Ausführungsform der Erfindung war der Wert von Δ u, der den Unterschied zwischen dem Koeffizienten der statischen Reibung und dem Koeffizienten der dynamischen Reibung darstellt, höchstens 0,09. Im Gegensatz dazu überschritt Δ u von einigen Vergleichsproben 0,1 deutlich.
Was den Wert an Verschleiß des gesinterten Probenstücks 1 und des Gegenstücks 2 anbelangt, zeigten die Proben gemäß der Ausführungsform eine stabile und geringe Menge an Verschleiß. Im Gegensatz dazu zeigten einige der Vergleichsproben eine bemerkenswert große Menge an Verschleiß oder an Adhäsion. In der Spalte des Verschleißwertes in Tabelle 4 stellt der absolute Wert der Zahlen mit negativem Vorzeichen die Menge an Gewichtszunahme aufgrund von Adhäsion dar.
Was die Beschädigung der Gleitoberfläche anbelangt, so zeigten die Proben gemäß der Ausführungsform keinerlei Probleme. Im Gegensatz dazu zeigten einige der Vergleichsproben eine Belegung oder einen Angriff gegenüber dem Gegenstück.
Was die Beständigkeit gegenüber Schwefelkorrosion anbelangt, so wurde die Korrosionssituation der Proben evaluiert, nachdem die Proben für 24 Stunden in TOYOTA 70 W 90- 01 getaucht wurden, welches bei 140ºC gehalten wurde. Wie aus der Tabelle 4 zu entnehmen ist, zeigten die Proben gemäß der Ausführungsform keinerlei Probleme in Hinsicht auf Korrosion. Schwefelkorrosion wurde jedoch bei einigen der Vergleichsproben beobachtet.
Die spezifischen Nachteile der Proben 24 bis 39 waren zum Vergleich wie folgt.
Bei Probe 24 erreichte der gesamte Gehalt an Zn und Ni in der Legierungsbasis nicht 5 Gew.-% und folglich wurde Schwefelkorrosion bei einem Auslagerungstest des gesinterten Körpers in Öl beobachtet.
Bei Probe 25 überschritt der gesamte Gehalt an Zn und Ni in der Legierungsbasis 40 Gew. %, so daß die Zähigkeit des gesinterten Körpers beeinträchtigt wurde.
In Probe 26 enthielt der gesinterte Körper keine harten Partikel. Deshalb wurde Belegung zwischen einem Gleitelement und einem Gegenstück beobachtet.
In Probe 27 erreichte der Gehalt an harten Partikeln in dem gesinterten Körper nicht 10 Gew.-%. Deshalb war der anfängliche u-Wert 0,12 und der abschließende u-Wert war 0,81, und zwar als Ergebnis von Belegung mit dem Gegenstück.
In Probe 28 überschritt der Gehalt an harten Partikeln in dem gesinterten Körper 30 Gew. %. Deshalb wurden Festigkeit und Zähigkeit des gesinterten Körpers beeinträchtigt.
In Probe 29 überschritt der Gehalt an Sn in der Legierungsbasis 20 Gew.-%. Deshalb wurde die Basis extrem hart und griff das Gegenstück an, und die u-Werte wurden erhöht.
In Probe 30 überschritt der Gehalt an Si in der Legierungsbasis 5 Gew.-%, und die Zähigkeit des gesinterten Körpers wurde beeinträchtigt.
In Probe 31 überschritt der Gehalt an Al in der Legierungsbasis 5 Gew.-%. Deshalb war die Sintereigenschaft gestört und Festigkeit und Zähigkeit des gesinterten Körpers waren beeinträchtigt.
In Probe 32 überschritt der Gehalt an Pb in der Legierungsbasis 5 Gew.-%. Deshalb wurde Pb in dem gesinterten Körper ausgeschieden, und als Ergebnis waren die Festigkeit und Zähigkeit des gesinterten Körpers beeinträchtigt.
In Probe 33 überschritt der Gehalt an festem Schmierstoff aus Graphit in dem gesinterten Körper 3 Gew.-%. Deshalb waren Festigkeit und Zähigkeit des gesinterten Körpers beeinträchtigt.
In Probe 34 überschritt der Gehalt an festem Schmierstoff aus MoSa in dem gesinterten Körper 3 Gew.-%. Deshalb waren Festigkeit und Zähigkeit des gesinterten Körpers beeinträchtigt.
In Probe 35 überstiegen die Poren, die in dem gesinterten Körper enthalten waren, 20 Vol. %, so daß die Festigkeit und Zähigkeit des gesinterten Körpers beeinträchtigt waren. In Probe 36 überschritt der durchschnittliche Durchmesser der Poren 30 um. Deshalb waren die Festigkeit und Zähigkeit des gesinterten Körpers beeinträchtigt.
In Probe 37 überschritt der maximale Korndurchmesser der harten Partikel 25 um. Deshalb waren Festigkeit und Zähigkeit des gesinterten Körpers beeinträchtigt.
In Probe 38 überschritt der durchschnittliche Korndurchmesser der harten Partikel 10 um. Deshalb waren Festigkeit und Zähigkeit des gesinterten Körpers beeinträchtigt.
In Probe 39 wurden nur die Pulver der vorgeschriebenen Zusammensetzung gemischt und gesintert, ohne irgendwelche Pulverisierung und Mischung. Deshalb waren Festigkeit und Zähigkeit des gesinterten Materials beeinträchtigt, eine Reaktionsschicht zwischen den harten Partikeln und der Matrix wurde nicht gebildet und grobe und große Partikel existierten. Deshalb fielen im Zeitpunkt der Gleitung harte Partikel aus der Basis heraus, was zur Belegung mit dem Gegenstück führte. Tabelle 5
Tabelle 5 zeigt ein Ergebnis der Ermittlung des Einflusses des Pulvers, das als Matrixmaterial des Verbindungskupferlegierungspulvers verwendet wird, auf die mechanischen Eigenschaften und die Reibgleiteigenschaft des gesinterten Reibmaterials. Die Proben 41 und 42 der Tabelle 5 haben dieselbe Zusammensetzung wird das Verbindungskupferlegierungspulver, das in Fig. 2 gezeigt ist, und wurden unter denselben Bedingungen dem mechanischen Legierungsprozeß unterworfen, mit Ausnahme, daß die Verarbeitungszeit auf sechs Stunden abgeändert wurde. Hier wurde bei Probe 41 zerstäubtes Kupferpulver für den mechanischen Legierungsprozeß als das Matrixmaterial des Verbindungskupferlegierungspulvers verwendet, während in Probe 42 eine Gruppe von Metallpulvem einschließlich Cu-Pulver, Zn-Pulver und Ni-Pulver in einem vorgeschriebenen Verhältnis verwendet wurde. Die mechanischen Eigenschaften und die Reibgleiteigenschaft der erhaltenen gesinterten Körper wurde in der gleichen Weise wie bei Tabelle 4 ermittelt.
Wie aus Tabelle 5 ersehen werden kann, gibt es, unabhängig davon, ob das zerstäubte Kupferlegierungspulver oder die Metallpulvergruppe als das Matrixmaterial des Verbindungskupferlegierungspulvers für den mechanischen Verarbeitungsprozeß verwendet wurde, kaum irgendeinen Unterschied zwischen den mechanischen Eigenschaften und der Reibgleiteigenschaft der erhaltenen gesinterten Körper. Gemäß dem mechanischen Legierungsverfahren der vorliegenden Erfindung kann nämlich nicht nur ein Kupferlegierungspulver, welches im Voraus legiert worden ist, sondern auch eine Metallpulvergruppe mit einem vorgeschriebenen Kompoundierdruck in gleicher Weise verwendet werden. Tabelle 6
Hinweis: Verbleibender Teil → RP
Tabelle 6 zeigt den Einfluß von hinzugefügten Aluminiumpartikeln zusätzlich zu der intermetallischen Eisenlegierung als harte Partikel im Verbindungskupferlegierungspulver auf die mechanischen Eigenschaften des gesinterten Reibmaterials. Bei den Proben 51 bis 55 der Tabelle 6 hat das Verbindungskupferlegierungspulver dieselbe Zusammensetzung mit Ausnahme des Gehalts an Aluminium. In diesen Proben war der durchschnittliche Korndurchmesser des Aluminiums 8 oder 9 um. Es wird jedoch davon ausgegangen, das Aluminium im wesentlichen denselben Korndurchmesser aufweist. Das Verbindungskupferlegierungspulver wurde durch mechanisches Legierungsverfahren ähnlich dem von dem Pulver aus Fig. 2 hergestellt mit Ausnahme, daß die Zeit für das mechanische Legierungsverfahren auf sieben Stunden abgeändert wurde. Jede Probe wurde zu einem geformten Körper aus Verbindungskupferlegierungspulver verarbeitet und gesintert, um ein gesintertes Reibmaterial mit Poren von 8 Vol. % zu haben.
Wie aus Tabelle 6 ersichtlich, war die Zugfestigkeit und die Dehnung bei den gesinterten Reibmaterial - Proben 51 bis 53 mit Aluminiumpartikeln von höchstens 5 Gew.-% nicht stark verändert, verglichen mit Probe 54, welche keine Aluminiumpartikel enthielt. Es wird jedoch festgestellt, daß die Hochtemperaturhärte (MHv: Microvickershärte) signifikant verbessert wird. Unterdessen wurde in Probe 55 mit 6,5 Gew.-% Aluminiumpartikel, was 5 Gew.-% übersteigt, die Hochtemperaturhärte signifikant verbessert, während die Dehnung deutlich beeinträchtigt wurde. Insbesondere sollte, falls überlegene Hochtemperatureigenschaften von dem Reibgleitmaterial gefordert werden, das Reibgleitmaterial vorzugsweise Aluminiumpartikel bis zu 5 Gew.-% zusätzlich zu der intermetallischen Eisenlegierung als harte Partikel enthalten. Tabelle 7 Tabelle 7 (Fortsetzung)
Mit Bezug auf Fig. 7 wird der Einfluß der wahren Dichte und der Sinterbedingungen des geformten Pulverkörpers auf die mechanischen Eigenschaften des gesinterten Körpers gezeigt. Mit Bezug auf Tabelle 7 wurde das Rohmaterialpulver entsprechend der Zusammensetzung der Proben 9 und 12 aus Tabelle 2 mechanisch gemixt und pulverisiert, und das resultierende Pulver wurde in eine Metallform mit dem Querschnitt von 10 · 31 mm² mittels eines automatischen Pulverzufuhrgeräts eingefüllt, unter verschiedenen Drucken geformt und die gesinterten Körper wurden unter verschiedenen Sinterbedingungen hergestellt.
Wie aus Tabelle 7 zu sehen ist, zeigen die Proben 9A bis 9E und 12A bis 12E, die druckgeformt sind, um ein wahres Dichtenverhältnis von zumindest 70% aufzuweisen, und die für mehr als 30 Minuten bei dem Temperaturbereich von 800 bis 1100ºC in einer Atmosphäre aus Inertgas und/oder reduzierendem Gas gemäß der vorliegenden Erfindung gesintert wurden, eine Zugfestigkeit, die 400 MPa deutlich übersteigt, sowie eine ausreichende Dehnung, die 5% übersteigt. Die Proben gemäß der vorliegenden Erfindung zeigten keine Abplatzungen oder Risse des geformten Körpers während des Transportschritts oder der Sinterung der geformten Körper.
Im Gegensatz dazu zeigten die Proben 9F bis 9K und 12F bis 12H, die zum Vergleich mit einem Verfahren außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung hergestellt wurden, eine Zugfestigkeit von weniger als 400 MPa und eine Dehnung von weniger als 4%, und die Proben hatten die folgenden Nachteile.
Die Proben 9F und 12F hatten das wahre Dichteverhältnis des geformten Körpers von 65% bzw. 66%, welches geringer als 70% ist. Deshalb wurden Abplatzungen bei den geformten Körpern beim Transportschritt der geformten Körper beobachtet.
Bei den Proben 9 G und 9H war die Sintertemperatur 700ºC und 650ºC, also niedriger als 800ºC, und deshalb waren die mechanischen Eigenschaften der gesinterten Körper nicht zufriedenstellend.
Bei Probe 91 war die Sintertemperarur 1250ºC, was höher als 1200ºC ist. Deshalb schmolz der geformte Körper, und ein guter gesinterter Körper konnte nicht erhalten werden.
Die Proben 9J und 12G wurden für 15 Minuten bzw. 20 Minuten gesintert, was kürzer als 30 Minuten war, und folglich waren die mechanischen Eigenschaften der gesinterten Körper nicht ausreichend.
Die Proben 9K und 12H wurden in Luft gesintert, so daß ein Oxidfilm auf der Oberfläche des Pulvers gebildet wurde, was die Sintereigenschaft störte, und deshalb waren die mechanischen Eigenschaften der gesinterten Körper nicht ausreichend. Tabelle 8
Tabelle 8 zeigt die Ergebnisse der Ermittlung der mechanischen Eigenschaften der gesinterten Legierung, wenn die gesinterte Materialprobe 12L aus Tabelle 7 heißplastischer Verformung unter verschiedenen Bedingungen unterzogen wurde, und die gesinterten Materialproben 4, 9 und 12 wurden heiß gepreßt.
Wie aus Tabelle 8 zu ersehen ist, zeigten die Proben 12L1 bis 12L6, die auf eine Temperatur von nicht mehr als der Sintertemperatur Ts = 1050ºC der Probe 12L und nicht weniger als 500ºC vorgeheizt wurden und heißplastischer Verformung unter den Herstellungsbedingungen der vorliegenden Erfindung ausgesetzt wurden, eine Zugfestigkeit, die deutlich 500 MPa überstieg, und eine ausreichende Dehnung, die 6% deutlich überstieg. Es ist offensichtlich, daß die Proben 4HP, 9HP und 12HP, die durch Heißpressen der Proben 4, 9 und 12 bei verschiedenen Temperaturen erhalten wurden, überlegene mechanische Eigenschaften aufweisen. Beim Heißpressen wurde Druck von 6 t/cm² für 30 Minuten in Stickstoffgas ausgeübt.
Unterdessen litten die Proben 12L7 bis 12L11, die zum Vergleich durch Herstellungsverfahren außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung gebildet wurden, unter den folgenden Problemen.
Bei Probe 12L7 war nämlich die Temperatur des Vorheizens 400ºC, was niedriger als 500ºC ist, so daß der gesinterte Körper nicht ausreichend dicht gemacht wurde, so daß der Effekt der Verbesserung der mechanischen Eigenschaften des gesinterten Körpers durch Warmschmieden nicht ausreichend war.
Bei Probe 12L8 war die Vorheiztemperatur 450ºC, welche niedriger als 500ºC war, und folglich verstopfte der gesinterte Körper bei der Extrusion die Düse.
Bei der Probe 12L9 war die Vorheiztemperatur 1100ºC, was die Sintertemperatur Ts = 1050ºC überstieg. Deshalb zog sich, obwohl die mechanischen Eigenschaften verbessert wurden, der gesinterte Körper zusammen, was in einer beeinträchtigten Maßhaltigkeit resultierte.
Bei der Probe 12L10 war der Druck während des Wannschmiedens so niedrig wie 3 t/cm², so daß der gesinterte Körper nicht ausreichend dicht gemacht wurde, und der Effekt der Verbesserung der mechanischen Eigenschaften des gesinterten Körpers, der durch das Schmieden bereitgestellt wird, wurde kaum beobachtet.
Bei der Probe 12L11 war das Extrusionsverhältnis zum Zeitpunkt der Warmextrusion 7, was kleiner als 10 ist, so daß der gesinterte Körper nicht ausreichend dicht gemacht wurde, und folglich war die Verbesserung in den mechanischen Eigenschaften des gesinterten Körpers, die durch die Extrusion bereitgestellt wird, klein.
In der Tabelle 8 sind ebenfalls zum Vergleich die mechanischen Eigenschaften der Probe 12L aus Tabelle 7, welche keiner heißplastischen Verformung unterzogen wurde, gezeigt. Tabelle 9
Tabelle 9 zeigt ein Ergebnis der Untersuchung von gepreßten Pulverkörpern, wenn gemischte Pulver mit mit harten Partikeln dispergierte Verbindungskupferlegierungspulver mit der Zusammensetzung entsprechend der Probe 12 aus Tabelle 2 und sphärisches Graphitpulver, flockiges Graphitpulver oder gestrecktes Graphitpulver, die mit verschiedenen Anteilen enthalten sind, gepresst und mit Drucken von 7 t/cm² geformt werden.
Mit Bezug auf Tabelle 9 kann festgestellt werden, daß, wenn der Gehalt an sphärischem Graphitpulver 3 Gew.-% übersteigt, Risse und Abplatzungen in dem geformten Körper beobachtet wurden und die Formbarkeit beeinträchtigt wird. Unterdessen kann verstanden werden, daß flockiges Graphitpulver oder expandiertes Graphitpulver überlegene Formungseigenschaften verglichen mit dem sphärischen Graphitpulver aufweisen, da Abplatzungen oder Risse in dem geformten Körper selbst dann nicht beobachtet wurden, wenn es mit bis zu 15 Gew.-% in dem gemischten Pulver enthalten war. Tabelle 10
Tabelle 10 zeigt die Reibgleiteigenschaften der gesinterten Reibmaterialproben vom Kupfertyp 61A, 63A und 66A, die durch Sintern der geformten Körper der Proben 61, 63 und 66 der Tabelle 9 in einer Stickstoffgasatmosphäre bei 980ºC für eine Stunde erhalten wurden, als Ergebnis der Messung des Wechsels im Koeffizient der dynamischen Reibung im Intervall von 5 s nach dem Start des Tests durch Verwendung des Naßreibtestes, der in Fig. 4 gezeigt ist. Der Anteil der Poren, die in den Reibmaterialproben 61A, 63A und 66A in diesem Fall enthalten waren, war auf 7 Vol. % angepaßt. Gemäß Tabelle 10 zeigen die Proben 63A oder 66A mit flockigem Graphitpulver oder expandiertem Graphitpulver verglichen mit der Probe 61A mit sphärischem Graphitpulver kaum temporären Anstieg des Reibungskoeffizienten, der im allgemeinen im Anfangsstadium des Tests (anfängliches Anpaßphänomen) allgemein beobachtet wird, und es kann dahingehend verstanden werden, daß die Proben eines stabilen Reibungskoeffizienten vom Anfangsstadium der Gleitung an aufweisen.
Gemäß der vorliegenden Erfindung kann ein gesintertes Reibmaterial, welches frei von Korrosion aufgrund von Schwefel in schwefelhaltigem Öl ist, welches einen hohen Reibungskoeffizienten über ungefähr 0,2 bei nassen Gleitbedingungen und über 0,4 bei trockenen Gleitbedingungen stabil halten kann, welches einen Unterschied zwischen statischem Reibungskoeffizienten und dynamischem Reibungskoeffizienten von höchstens 0,1 aufweist und welches das Problem der Vibration, des Knatterns, von Kreischgeräuschen oder ähnlichem im Zeitpunkt der Gleitung lösen kann, in hochökonomischer Weise erhalten werden. Ferner weist das gesinterte Reibmaterial, das durch die vorliegende Erfindung erhalten wird, geringe Angriffseigenschaften gegenüber dem Gegenstück im Zeitpunkt der Reibgleitung auf, ist frei von Belegungseffekten und hat zufriedenstellende mechanische Eigenschaften, wie Festigkeit, Zähigkeit und Härte. Deshalb kann es selbst als Strukturteil verwendet werden. Deshalb wird das gesinterte Reibmaterial gemäß der vorliegenden Erfindung vorzugsweise für verschiedene Reibelemente, für einen Synchronisierring eines Getriebes, eine Bremse oder eine Kupplung eines Fahrzeugs verwendet werden. Obwohl die vorliegende Erfindung im Detail beschrieben und dargestellt worden ist, ist es klar verständlich, daß dasselbe nur zum Zweck der Illustration und beispielhaft ist und nicht als beschränkend angesehen werden sollte, wobei der Bereich der vorliegenden Erfindung lediglich durch den Ausdruck der beigefugten Ansprüche beschränkt wird.

Claims

1. Gesintertes Reibmaterial, mit einem Kupferlegierungsgrundwerkstoff und harten Partikeln, bei welchem der Kupferlegierungsgrundwerkstoff zumindest entweder Zn oder Ni innerhalb eines Bereichs von 5 bis 40 Gewichtsprozent sowie optional Sn innerhalb eines Bereichs von 3 bis 20 Gewichtsprozent und weiterhin optional zumindest Si mit 1 bis 5 Gewichtsprozent, Aluminium mit 0, 1 bis 5 Gewichtsprozent oder Pb mit 0,5 bis 3 Gewichtsprozent sowie dem Rest Kupfer, abgesehen von Verunreinigungen, enthält, bei welchem die harten Partikel zumindest eine intermetallische Eisenlegierung beinhalten, die ausgewählt wird aus der Gruppe, die aus FeMo, FeCr, FeTi, FeW und FeB besteht, und bei welchem die harten Partikel gleichmäßig in der Matrix in einem Bereich von 10 bis 30 Gewichtsprozent des Reibmaterials in der Originalzusammensetzung des Kupferlegierungspulvers, das den Grundwerkstoff bildet, dispergiert sind, wobei das gesinterte Reibmaterial eine verbesserte Widerstandsfähigkeit gegenüber Schwefelkorrosion und eine verbesserte Verschleißbeständigkeit aufweist.

2. Gesintertes Reibmaterial gemäß Anspruch 1, welches einen Reibkoeffizient von nicht weniger als 0,2 aufweist, und zwar bei einer Gleitreibung auf einem Stahlgegenstück in Öl.

3. Gesintertes Reibmaterial gemäß Anspruch 1, bei welchem die harten Partikel einen maximalen Korndurchmesser von höchstens 25 um und einen durchschnittlichen Korndurchmesser von höchstens 10 um aufweisen.

4. Gesintertes Reibmaterial gemäß Anspruch 3, das ferner Al&sub2;O&sub3;-Partikel bis zu 5 Gewichtsprozent der harten Partikel beinhaltet.

5. Gesintertes Reibmaterial gemäß Anspruch 1, das gleichmäßig dispergierte Poren beinhaltet, die einen durchschnittlichen Durchmesser von höchstens 30 um bis zu einem Verhältnis von höchstens 20 Volumenprozent aurweisen.

6. Gesintertes Reibmaterial gemäß Anspruch 1, das einen festen Schmierstoff bis zu einem Verhältnis von höchstens 3 Gewichtsprozent beinhaltet.

7. Gesintertes Reibmaterial gemäß Anspruch 6, bei welchem der feste Schmierstoff zumindest Graphit, MoS&sub2;, CaF&sub2; oder BN beinhaltet.

8. Gesintertes Reibmaterial gemäß Anspruch 1, das als den festen Schmierstoff zumindest natürlich flockiges Graphitpulver oder expandiertes Graphitpulver, welches natürliches flockiges Graphitpulver ist, das in der Dickenrichtung gestreckt ist, bis zu einem Verhältnis von höchstens 15 Gewichtsprozent enthält.

9. Gesintertes Reibmaterial gemäß Anspruch 1, das eine Zugfestigkeit von mindestens 400 MPa aufweist.

10. Gesintertes Reibmaterial gemäß Anspruch 9, das eine Zugfestigkeit von zumindest 500 MPa als Ergebnis von zumindest einer heißplastischen Verformung durch Warmextrusion, Warmschmieden, Warmpressen oder heißisostatisches Pressen nach dem Sintern aufweist.

11. Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Reibmaterials gemäß einem der Ansprüche 1 bis 10, wobei das Verfahren die Schritte umfaßt: Herstellen eines gemischten Pulvers, das Kupferlegierungspulver und harte Partikel beinhaltet, wobei das Kupferlegierungspulver zumindest Zn oder Ni innerhalb eines Bereichs von 5 bis 40 Gewichtsprozent und optional Sn innerhalb eines Bereichs von 3 bis 20 Gewichtsprozent und ferner optional zumindest Si von 1 bis 5 Gewichtsprozent, Al von 0,1 bis 5 Gewichtsprozent oder Pb von 0,5 bis 3 Gewichtsprozent mit dem Rest Kupfer unabhängig von Verunreinigungen enthält, wobei die harten Partikel zumindest eine intermetallische Eisenlegierung beinhalten, die ausgewählt wird aus der Gruppe, die aus FeMo, FeCr, FeTi, FeW und FeB besteht, und wobei die harten Partikel in dem gemischten Pulver innerhalb eines Bereichs von 10 bis 30 Gewichtsprozent enthalten sind;

Mischen und Pulverisieren des gemischten Pulvers durch zumindest ein mechanisches Legierungsverfahren, ein mechanisches Mahlverfahren oder eine Granulation, um ein zusammengesetztes Kupferlegierungspulver zu bilden, wobei die harten Partikel pulverisiert werden, um einen maximalen Korndurchmesser von höchstens 25 um und einen durchschnittlichen Korndurchmesser von höchstens 10 um aufzuweisen und gleichzeitig gleichmäßig in der Matrix des zusammengesetzten Kupferlegierungspulvers dispergiert zu sein; und

Formen und Sintern des zusammengesetzten Kupferlegierungspulvers.

12. Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Reibmaterials gemäß einem der Ansprüche 1 bis 10, wobei das Verfahren die Schritte umfaßt:

Herstellung eines gemischten Pulvers, das eine Metallpulvergrappe und harte Partikel beinhaltet, wobei die Metallpulvergruppe zusätzlich zu Kupferpulver zumindest Zn-Pulver oder Ni-Pulver innerhalb eines Bereichs von 5 bis 40 Gewichtsprozent mit dem Rest Kupfer, abgesehen von Verunreinigungen, und optional Sn innerhalb eines Bereichs von 3 bis 20 Gewichtsprozent mit dem Rest Kupfer, abgesehen von Verunreinigungen, und weiterhin optional zumindest Si mit 1 bis 5 Gewichtsprozent, Al mit 0,1 bis 5 Gewichtsprozent oder Pb mit 0,5 bis 3 Gewichtsprozent bei einem Rest von Kupfer, abgesehen von Verunreinigungen, enthält, wobei die harten Partikel zumindest eine intermetallische Eisenlegierung beinhalten, die aus der Gruppe ausgewählt wird, die aus FeMo, FeCr, FeTi, FeW und FeB besteht, und wobei die harten Partikel in dem gemischten Pulver innerhalb eines Bereichs von 10 bis 30 Gewichtsprozent enthalten sind;

Mischen und Pulverisieren des gemischten Pulvers durch zumindest ein mechanisches Legierungsverfahren, ein mechanisches Mahlverfahren oder Granulation, um ein zusammengesetztes Kupferlegierungspulver bereitzustellen, wobei die harten Partikel pulverisiert sind, um einen maximalen Korndurchmesser von höchstens 25 um und einen durchschnittlichen Korndurchmesser von höchstens 10 um aufzuweisen sowie gleichzeitig gleichmäßig in der Matrix des originalen Kupferlegierungspulvers dispergiert zu sein; und

Formen und Sintern des zusammengesetzten Kupferlegierungspulvers.

13. Verfahren zur Herstellung von gesintertem Reibmaterial gemäß Anspruch 11, das.

gleichmäßig dispergierte Poren beinhaltet, die einen durchschnittlichen Durchmesser von höchstens 30 um bis zu einem Verhältnis von höchstens 20 Volumenprozent aufweisen.

14. Verfahren zur Herstellung von gesintertem Reibmaterial gemäß Anspruch 12, welches gleichmäßig dispergierte Poren bis zu einem Verhältnis von höchstens 20 Volumenprozent enhält, welche einen durchschnittlichen Durchmesser von höchstens 30 um aufweisen.

15. Verfahren zur Herstellung von gesintertem Reibmaterial gemäß Anspruch 11, bei welchem die harten Partikel zumindest eine intermetallische Eisenlegierung beinhalten, die von der Gruppe ausgewählt wird, die aus FeMo, FeCr, FeTi, FeW und Feß besteht.

16. Verfahren zur Herstellung von gesintertem Reibmaterial gemäß Anspruch 12, bei welchem die harten Partikel zumindest eine intermetallische Eisenlegierung beinhalten, die von der Gruppe ausgewählt wird, die aus FeMo, FeCr, FeTi, FeW und Feß besteht.

17. Verfahren zur Herstellung von gesintertem Reibmaterial gemäß Anspruch 15, bei welchem das gemischte Pulver ferner Al&sub2;O&sub3;-Partikel bis zu 5 Gewichtsprozent der harten Partikel beinhaltet.

18. Verfahren zur Herstellung von gesintertem Reibmaterial gemäß Anspruch 16, bei welchem das gemischte Pulver femer Al&sub2;O&sub3;-Partikel bis zu 5 Gewichtsprozent der harten Partikel beinhaltet.

19. Verfahren zur Herstellung von gesintertem Reibmaterial gemäß Anspruch 11, bei welchem das gemischte Pulver ferner zumindest einen festen Schmierstoff aus Graphit, MoS&sub2;, CaF&sub2; oder Bn bis zu einem Verhältnis von höchstens 3 Gewichtsprozent beinhaltet.

20. Verfahren zur Herstellung von gesintertem Reibmaterial gemäß Anspruch 12, bei welchem das gemischte Pulver ferner zumindest einen festen Schmierstoff aus Graphit, MoS&sub2;, CaF&sub2; oder Bn bis zu einem Verhältnis bis zu 3 Gewichtsprozent beinhaltet.

21. Gesintertes Reibmaterial gemäß Anspruch 11, bei welchem das gemischte Pulver als einen festen Schmierstoff zumindest natürlich flockiges Graphitpulver oder expandiertes Graphitpulver, welches natürliches flockiges Grapnitpulver ist, das in der Dickenrichtung gestreckt ist, bis zu einem Verhältnis von höchstens 15 Gewichtsprozent beinhaltet.

22. Gesintertes Reibmaterial gemäß Anspruch 12, bei welchem das gemischte Pulver als einen festen Schmierstoff zumindest ein natürliches flockiges Graphitpulver oder expandiertes Graphitpulver, welches natürliches flockiges Graphitpulver ist, das in der Dickenrichtung gestreckt ist, bis zu einem Verhältnis von höchstens 15 Gewichtsprozent beinhaltet.

23. Verfahren zur Herstellung von gesintertem Reibmaterial gemäß Anspruch 11, bei welchem jedes Partikel des zusammengesetzten Kupferlegierungspulvers einen längeren Durchmesser DL und einen kürzeren Durchmesser DS aufweist, wobei DL sich innerhalb eines Bereichs von 50 bis 300 um befindet und das Aspektverhältnis DL/DS innerhalb eines Bereichs von 1 bis 5 ist.

24. Verfahren zur Herstellung von gesintertem Reibmaterial gemäß Anspruch 12, bei welchem jedes Partikel des zusammengesetzten Kupferlegierungspulvers einen längeren Durchmesser DL und einen kürzeren Durchmesser DS aufweist, wobei DL sich innerhalb eines Bereichs von 50 bis 300 um befindet und das Aspektverhältnis DL/DS sich innerhalb eines Bereichs von 1 bis 5 befindet.

25. Verfahren zur Herstellung von gesintertem Reibmaterial gemäß Anspruch 11, bei welchem das zusammengesetzte Kupferlegierungspulver ein Fließvermögen aufweist, das ausreichend ist, um durch ein Mündungsrohr mit einem Durchmesser von 2,5 mm innerhalb von 30 Sekunden pro 50 g nach unten zu fließen.

26. Verfahren zur Herstellung von gesintertem Reibmaterial gemäß Anspruch 12, bei welchem das zusammengesetzte Kupferlegierungspulver ein Fließvermögen aufweist, das ausreichend ist, um durch ein Mündungsrohr mit einem Durchmesser von 2,5 mm innerhalb von 30 Sekunden pro 50 g nach unten zu fließen.

27. Verfahren zur Herstellung von gesintertem Reibmaterial gemäß Anspruch 11, bei welchem das zusammengesetzte Kupferlegierungspulver geformt wird, um ein Verhältnis der wahren Dichte von zumindest 70% aufzuweisen, und wobei der so erhaltene, aus Pulver geformte Körper in einer Atmosphäre gesintert wird, die zumindest ein Inertgas oder ein reduzierendes Gas enthält, und zwar in einem Temperaturbereich von 800ºC bis 1200ºC für 30 Minuten.

28. Verfahren zur Herstellung von gesintertem Reibmaterial gemäß Anspruch 12, bei welchem das zusammengesetzte Kupferlegierungspulver geformt wird, um ein Verhältnis der wahren Dichte von zumindest 70% aufzuweisen, und bei welchem der so erhaltene, aus Pulver geformte Körper in einer Atmosphäre, die zumindest ein Inertgas oder ein reduzierendes Gas beinhaltet, innerhalb eines Temperaturbereichs von 800ºC bis 1200ºC für zumindest 30 Minuten gesintert wird.

29. Verfahren zur Herstellung von gesintertem Reibmaterial gemäß Anspruch 27, bei welchem der gesinterte Körper, der bei einer Sintertemperatur TS innerhalb des Bereichs von 800ºC bis 1200ºC gesintert wurde, auf eine Temperatur von nicht weniger als 500ºC und nicht höher als die Sintertemperatur TS in einer reduzierenden Gasatmosphäre aufgeheizt wird, der sich anschließend Warmschmieden oder Warmextrusion unmittelbar anschließt, wodurch die mechanische Eigenschaft des gesinterten Kör pers verbessert wird.

30. Verfahren zur Herstellung von gesintertem Reibmaterial gemäß Anspruch 28, bei welchem der gesinterte Körper, der bei einer Sintertemperatur TS innerhalb des Bereichs von 800ºC bis 1200ºC gesintert wurde, auf eine Temperatur von nicht weniger als 500ºC und nicht höher als die Sintertemperatur TS in einer reduzierenden Gasatmosphäre aufgeheizt wird, der sich anschließend Warmschmieden oder Warmextrasion unmittelbar anschließt, wodurch die mechanische Eigenschaft des gesinterten Körpers verbessert wird.

31. Verfahren zur Herstellung von gesintertem Reibmaterial gemäß Anspruch 29, bei welchem der Druck beim Warmschmieden innerhalb eines Bereichs von 5 bis 8 t/cm² und das Extrusionsverhältnis beim Heißextrudieren zumindest 10 ist.

32. Verfahren zur Herstellung von gesintertem Reibmaterial gemäß Anspruch 30, bei welchem der Druck beim Warmschmieden innerhalb eines Bereichs von 5 bis 8 t/cm² und das Extrusionsverhältnis beim Heißextrudieren zumindest 10 ist.

33. Zusammengesetztes Kupferlegierungspulver, das einen Kupferlegierungsgrundwerkstoff und harte Partikel beinhaltet, bei welchem das zusammengesetzte Kupferlegierungspulver die harten Partikel gleichförmig dispergiert in dem Kupferlegierungsgrundwerkstoff innerhalb eines Bereichs von 10 bis 30 Gewichtsprozent beinhaltet und bei welchem der Kupferlegierungsgrundwerkstoff zumindest Zn oder Ni innerhalb eines Bereichs von 5 bis 40 Gewichtsprozent und optional Sn innerhalb eines Bereichs von 3 bis 20 Gewichtsprozent und weiterhin optional zumindest Si mit 1 bis 5 Gewichtsprozent, Al mit 0,1 bis 5 Gewichtsprozent oder Pb mit 0,5 bis 3 Gewichtsprozent mit dem Rest Kupfer, abgesehen von Verunreinigungen, enthält, und bei welchem die harten Partikel zumindest eine intermetallische Eisenlegierung beinhalten, die aus der Gruppe ausgewählt wird, die aus FeMo, FeCr, FeTi, FeW und Feß besteht.

34. Zusammengesetztes Kupferlegierungspulver gemäß Anspruch 33, bei welchem die harten Partikel einen maximalen Korndurchmesser von höchstens 25 um und einen durchschnittlichen Korndurchmesser von höchstens 10 um aufweisen.

35. Zusammengesetztes Kupferlegierungspulver gemäß Anspruch 33, bei welchem die harten Partikel zumindest eine intermetallische Eisenlegierung beinhalten, die aus der Gruppe ausgewählt wird, die aus FeMo, FeCr, FeTi, FeW und FeB sowie optional Al&sub2;O&sub3;-Partikeln von bis zu 5 Gewichtsprozent besteht.

36. Zusammengesetztes Kupferlegierungspulver gemäß Anspruch 33, bei welchem jedes Partikel des zusammengesetzten Kupferlegierungspulvers einen längeren Durchmesser DL und einen kürzeren Durchmesser DS aufweist, wobei DL innerhalb eines Bereichs von 50 bis 300 um ist und das Aspektverhältnis DL/DS sich in einem Bereich von 1 bis 5 befindet.

37. Zusammengesetztes Kupferlegierungspulver gemäß Anspruch 33, das ein Fließvermögen aufweist, das ausreichend ist, um durch ein Mündungsrohr mit einem Durchmesser von 2,5 mm innerhalb von 30 Sekunden pro 50 g nach unten zu fließen.

38. Zusammengesetztes Kupferlegierungspulver gemäß Anspruch 33, das einen festen Schmierstoff mit bis zu 3 Gewichtsprozent dispergiert in dem Grundwerkstoff beinhaltet.

39. Zusammengesetztes Kupferlegierungspulver gemäß Anspruch 38, bei welchem der feste Schmierstoff zumindest Graphit, MoS&sub2;, CeF2 oder Bn beinhaltet.

40. Verfahren zur Herstellung eines zusammengesetzten Kupferlegierungspulvers gemäß Anspruch 33, das die Schritte umfaßt: Herstellung eines gemischten Pulvers, das das Kupferlegierungspulver und die harten Partikel beinhaltet, wobei das gemischte Pulver die harten Partikel in einem Bereich von 10 bis 30 Gewichtsprozent beinhaltet;

Ausführen des Misch- und Pulverisierungsverfahrens auf das gemischte Pulver mit zumindest einem mechanischen Legierungsverfahren, einem mechanischen Mahlverfahren oder einer Granulation, um ein zusammengesetztes Kupferlegierungspulver bereitzustellen, wodurch die harten Partikel pulverisiert werden, um einen maximalen Korndurchmesser von höchstens 25 um und einen durchschnittlichen Korndurchmesser von höchstens 10 um aufzuweisen und gleichzeitig gleichmäßig in der Matrix des zusammengesetzten Kupferlegierungspulvers dispergiert zu sein.

41. Verfahren zur Herstellung eines zusammengesetzten Kupferlegierungspulvers gemäß Anspruch 33, das die Schritt umfaßt:

Herstellung eines gemischten Pulvers, das eine Metallpulvergruppe zur Bildung des Kupferlegierungsgrundwerkstoffs und die harten Partikel beinhaltet, wobei das gemischte Pulver die harten Partikel innerhalb eines Bereichs von 10 bis 30 Gewichtsprozent beinhaltet; und

Ausführung eines Misch- und Pulverisierungsverfahrens mit dem gemischten Pulver durch zumindest ein mechanisches Legierungsverfahren, ein mechanisches Mahlverfahren oder eine Granulation, um ein zusammengesetztes Kupferpulver bereitzustellen, wodurch die harten Partikel pulverisiert werden, um einen maximalen Korndurchmesser von höchstens 25 um und einen durchschnittlichen Korndurchmesser von höchstens 10 um aufzuweisen und gleichzeitig gleichmäßig in der Matrix des zusammengesetzten Kupferlegierungspulvers dispergiert zu sein.