EP3272888A1 - Werkstoff aus einer kupfer-zink-legierung, verfahren zur herstellung eines solchen werkstoffs und gleitelement aus einem solchen werkstoff - Google Patents
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- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon
Definitions
- the invention relates to a material made of a copper-zinc alloy, a method for producing such a material and a sliding element made of such a material.
- improved copper-zinc alloys are disclosed, as well as methods of making tubes and rods from these alloys.
- the proportions of silicon, manganese, iron and nickel are adjusted that in the structure of the material both iron-nickel-manganese-containing mixed silicides with stem-like form as well as iron and nickel-enriched mixed silicides are present with globular shape.
- the structure of the material consists of an ⁇ -matrix, in which in addition to the silicides at least 5 vol .-% and up to 50 vol .-% ⁇ -phase is incorporated.
- the globular silicides are considered to cause stabilization of the ⁇ -phase.
- the processing of the alloy includes extrusion in a temperature range of 600 to 800 ° C. This hot working is favored by the structure in the cast state up to 50 vol .-% ⁇ -phase has. Tubes made from these alloys achieve elongation at break values of up to approximately 13%.
- a copper-zinc alloy known for sliding bearings contains 66 to 90% by weight of Cu, 1.0 to 8.0% by weight of Mn, 0.3 to 0.7% by weight of Al, 0.3 to 2.0% by weight of P and rest zinc.
- Manganese phosphides are contained in eutectic form in the structure. The eutectic excretion is controllable by the amount of added aluminum. The ratio of phosphorus to aluminum is important for the processability of this alloy. Silicon is not provided in this alloy. Materials made of this alloy can reach a hardness of up to 207 HB.
- the invention has for its object to provide a material which is due to its strength, hardness, ductility and wear properties for plain bearings and has a high formability for economical production.
- the material should have a high heat resistance up to over 300 ° C.
- the invention is based on the object, a production method for such a material and a particular temperature resistance and manufacturing cost improved sliding element specify.
- the invention is based on the idea to choose the composition of a copper-zinc alloy so that a wrought material with high cold workability and good wear properties is formed.
- the material may preferably be a band material. As a semi-finished such a strip material for the production of rolled plain bearing bushings or half shells is suitable.
- the material according to the invention is based on a copper-zinc alloy with a comparatively low zinc content for bearing materials.
- the zinc content should not fall below 21 wt .-%, otherwise the strength of the material is not sufficient.
- the zinc content should not exceed 27% by weight otherwise the cold workability is limited.
- the material has a structure with an alpha-phase matrix, which is favorable for high cold workability.
- the zinc content is at least 22.6 wt .-%. From this zinc content, the material has very favorable properties in terms of strength and hardness. Preferably, the zinc content is at most 25.2 wt .-%. Up to this upper limit of the zinc content, the cold workability of the material is excellent.
- the copper-zinc alloy of the material according to the invention also contains 0.2 to 0.8 wt .-% Si, 1.1 to 1.9 wt .-% Mn and 0.005 to 0.2 wt .-% P. Bei aus
- the prior art alloys of similar composition describe the formation of manganese silicides.
- manganese-containing phosphides are present in a significant amount and with a characteristic distribution, while the expected manganese silicides in the alloy can not be detected, although the silicon content is comparatively high relative to the phosphorus content. It is to be assumed that in the material according to the invention manganese silicides, which are formed as precipitates upon solidification and cooling of the melt, are redissolved in a subsequently performed heat treatment.
- the mass ratio of manganese to phosphorus is between 2.7 and 3.3.
- the quantitative composition of the particles is determined by means of energy-dispersive X-ray spectroscopy (EDXS).
- EDXS energy-dispersive X-ray spectroscopy
- particles can be detected which contain phosphorus, manganese and oxygen.
- the mass-related manganese content is significantly reduced in these particles compared to the manganese-containing phosphides. It is approximately at the same level as the oxygen content of these particles.
- the manganese-containing phosphides are phosphide particles of globular form educated.
- globular form does not only mean the exact sphere, but also all forms which can be described approximately as ellipsoids of revolution.
- At least 90% of the phosphide particles have a size of at most 2.0 ⁇ m.
- the maximum size of the phosphide particles is 4 ⁇ m.
- the diameter of the particle is defined as a measure of the size of the particle.
- size is understood to mean the volume-equivalent diameter, that is to say the diameter of a sphere which is the same volume as the particle.
- the average size of all phosphide particles which can be seen by light microscopy in the etched microstructure at 1000x magnification, is between 0.8 and 1.5 ⁇ m.
- the smallest light microscopic visible particles have a size of 0.5 microns. This means that phosphide particles smaller than 0.5 ⁇ m are not used in a light microscopic determination of the average size of the phosphide particles.
- the averaging therefore only begins with particles having a size of at least 0.5 ⁇ m. From the globular form, it can be concluded that the phosphide particles are not fragments of originally larger particles.
- the phosphide particles are compact and no cracks occur within the particles.
- the density of the incorporated in the matrix phosphide particles is inhomogeneous. There are first areas where the matrix is nearly free of phosphide particles, while second areas are rich in phosphide particles.
- the manganese-containing phosphides hinder the recrystallization of the microstructure at elevated temperatures and thus improve the wear resistance of the material.
- the manganese content is preferably from 1.3 to 1.6% by weight.
- the silicon content is preferably 0.3 to 0.6% by weight.
- the phosphorus content is 0.03 to 0.08 wt .-%.
- the copper-zinc alloy can be added up to 0.2 wt .-% nickel. Nickel together with phosphorus forms precipitates that increase the strength of the material.
- the copper content of the copper-zinc alloy of the material according to the invention may be between 72 and 76% by weight, depending on the exact composition.
- the copper-zinc alloy of the material according to the invention may contain impurities.
- Impurities are understood to mean elements which are present in the alloy in such a small proportion that they do not significantly affect the properties of the material.
- impurities are less than 0.1 wt% per element in the alloy and the sum of all impurities is less than 0.5 wt%, preferably less than 0.25 wt%.
- the particular advantage of the material according to the invention is that its alpha-phase matrix allows high degrees of cold work even without intermediate annealing.
- the degree of reduction q is the decrease in the cross-sectional area of the formed material relative to its starting cross-sectional area.
- the material according to the invention permits cold working degrees of more than 65%, even more than 85%, without intermediate annealing. This allows a cost-effective production of thin strips, which can be used for example as a semi-finished for the production of rolled plain bearing bushes.
- the material according to the invention exhibits a significant starting effect.
- the strength and hardness of the material can be further increased by annealing at 300 ° C for 1 to 3 hours.
- the tensile strength R m of 740 MPa to at least 780 MPa, the yield strength R p0.2 of 650 MPa to at least 720 MPa and the hardness of 200 HB 2.5 / 62.5 to at least 230 HB 2.5 / 62, 5 are raised.
- the elongation at break in this state is about 5%.
- the material can be subjected to a further heat treatment at temperatures above 300 ° C.
- a heat treatment between 380 and 420 ° C, the elongation at break can be increased to 16% to 25%.
- the tensile strength of the material only decreases by 13 to 24% relative to the initial value.
- the material is therefore very temperature resistant. In particular, its strength and hardness decrease less with increasing temperature than is the case with similar materials known in the art. For example, at temperatures above 440 ° C the hardness is only 20% below the value at 25 ° C. This temperature resistance is particularly important for plain bearings in modern internal combustion engines of great importance.
- Another advantage of the material according to the invention is its high wear resistance. This is due to the manganese-containing phosphides, which are embedded as small hard particles with a globular shape in the ductile matrix. On the other hand, the ductile matrix gives the material a high dynamic load capacity.
- Plain bearings made of this material have a coefficient of friction of less than 0.1.
- the manganese-containing phosphides can be arranged like a pearl cord.
- the phosphide particles are arranged along virtual lines like pearls on a string.
- the lines extend substantially along the forming direction, but they are not perfectly straight. Slight bends and kinks may be present. Also, deviations from the forming direction are present with respect to the alignment of the lines.
- the lines along which the particles are arranged follow the flow behavior of the matrix structure.
- the manganese-containing phosphides are arranged along the sliding lines and shear bands of the material. Neighboring phosphide particles are spaced apart with a few exceptions.
- the bead-like arranged phosphide particles thus form no coherent structure such as a chain or a stalky or needle-like conglomerate.
- the characteristic arrangement of the manganese-containing phosphides is due to the stretching of the microstructure during forming.
- the phosphides interdendritically stored as accumulation during the solidification process are essentially distributed in the shaping direction.
- the length of the individual bead-cord-like arrangements of phosphide particles is 10 to 60 ⁇ m.
- the length of the bead cord-like arrangement is related to the degree of deformation, which is applied during the forming of the material. The greater the degree of deformation, the greater the length of the bead-string-like arrangements. Since the individual phosphide particles are embedded in the matrix predominantly from adjacent particles, they are completely enclosed by matrix structure and their anchoring in the matrix is particularly firm. Breaking out of the phosphides from the matrix is thereby effectively prevented.
- the manganese-containing Phosphides may be arranged so that in at least 50% of all bead-like arrangements of manganese-containing phosphides, a section of 20 microns in length is present in which 7 to 30 phosphide particles are arranged with a size of 0.5 to 2.0 microns.
- the phosphide particles have a size distribution which is influenced, among other things, by the conditions which prevail during the solidification of the melt. The density with which the phosphide particles are arranged along a line correlates with the degree of deformation with which the material was formed. The stronger the deformation, the further the phosphide particles are distributed.
- the described arrangement of the phosphide particles By an appropriate process management in the production of the material, the described arrangement of the phosphide particles.
- this arrangement of the manganese-containing phosphide particles typical of the material is, as it were, the characteristic "fingerprint" left by the production process in the material.
- the manganese-containing phosphide particles arranged in this way ensure the particular wear resistance of the material. Consequently, the good suitability of the material for sliding elements is not a property which the alloy has on its own due to its composition, but it is the combination of alloying composition and manufacturing process that results in the inventive material.
- the microstructure of the material according to the invention may comprise first regions that are recrystallized and second regions that are not recrystallized.
- the microstructure is thus incompletely recrystallised after the final annealing.
- the melt solidifies, almost phosphide-free dendrites form.
- the phosphides accumulate and are pushed there by the growth of the dendrites to accumulations.
- the nearly phosphide-free dendrites become areas in the transformed microstructure that are virtually free from phosphides, while from the interdendritic accumulations of the phosphides regions with a high phosphide density in the reshaped microstructure become.
- the phosphide-poor regions recrystallize even at a lower temperature than the phosphide-rich regions, because the manganese-containing phosphides inhibit recrystallization in the phosphide-rich regions.
- the phosphide-poor, recrystallized areas are advantageous for the ductility of the material, the phosphide-rich, non-recrystallized areas are advantageous for its wear resistance. In other words, there are virtually two very different material components next to each other, which complement each other favorably in their properties.
- the copper-zinc alloy of the material according to the invention may contain at least 0.03 wt .-% Ni.
- Nickel together with phosphorus, forms nickel phosphides embedded in the structure.
- the nickel phosphides are so small that they are barely visible by light microscopy. They fix the grain boundaries and thus increase the strength of the material.
- the ratio of the proportions of nickel (in% by weight) and phosphorus (in% by weight) is particularly preferably between 0.8 and 1.2.
- Such an alloy composition are particularly favorable conditions for the simultaneous formation of manganese-containing phosphides and nickel phosphides before.
- the former contribute to the wear resistance of the material, the latter increase the strength of the material.
- an alloy according to the described composition is first melted.
- the alloy may also have a limited composition, as specified above in the description of the material according to the invention.
- the casting format cast in step b) is preferably slab or ribbon. After casting, the surface of the casting format can be milled. For homogenization, a heat treatment of between 610 ° C. and 800 ° C., preferably between 655 ° C. and 695 ° C., is carried out on the casting format. The duration of this heat treatment is between 1 and 6 hours. To get from the casting format to the final dimension of the material, forming steps are carried out.
- At least one sequence of cold-forming steps without intermediate annealing is carried out with a total degree of deformation of at least 50%.
- the Retroumformgrad is the accumulated over the sequence of forming steps reduction in cross-section relative to the initial cross-section. It is also possible to achieve a degree of deformation of at least 50% in a single cold forming step.
- the cold formations may preferably be rolling steps for producing a band-shaped material.
- the high degree of cold work leads to the formation of a microstructure in which an alpha-phase matrix is used Inhomogenously distributed, manganese-containing phosphides are incorporated with globular shape and with a maximum size of 4 microns.
- the phosphide particles have a size of at most 2.0 ⁇ m.
- the Contumformgrad of carried out without intermediate annealing Kaltumformungen is at least 65%.
- the material is subjected after the last cold forming a heat treatment at a temperature of at least 280 ° C and at most 440 ° C with a duration of 1 to 3 hours. If the temperature is between 280 ° C and 320 ° C, then the strength and hardness of the material rise above the initial values of the work-hardened material.
- the temperature during the heat treatment is at least 370 ° C and at most 420 ° C. By such a final heat treatment, the strength and hardness of the material are only slightly reduced, at the same time the ductility of the material is increased to a level that is favorable for dynamically loaded plain bearings.
- a band-shaped casting format can be cast in method step b) and after method step c) and before method step d) at least one cold forming, which starts with the casting format and has a degree of deformation of at least 20%, and at least one further Heat treatment done.
- the heat treatment is carried out at a temperature of at least 610 ° C and at most 800 ° C, preferably between 655 ° C and 695 ° C, with a duration of 1 to 6 hours.
- Band-shaped casting format is understood in this preferred embodiment of the inventive method, a casting format having a maximum thickness of 20 mm, preferably at most 15 mm.
- the casting format can be cold formed immediately after homogenizing annealing.
- the degree of deformation is at least 20%, preferably at least 30%.
- This first cold forming closes another heat treatment as an intermediate annealing.
- a further cold forming with a degree of deformation of at least 30% and a further heat treatment can be carried out.
- the last stage of cold working is then carried out as described in process step d) with a degree of deformation of at least 50%, preferably at least 65%.
- This method is that the casting format is already relatively thin and therefore few forming steps have to be carried out to the final dimension. In particular, no hot forming must be performed. Furthermore, this production route is particularly suitable for the production of relatively small quantities.
- a slab-shaped or plate-shaped casting format can be cast in method step b).
- the heat treatment in process step c) is followed by hot working at a temperature of at least 720 ° C. and at most 830 ° C.
- the degree of deformation during hot forming is at least 60%. It is chosen so that the dimension of the intermediate product after the hot forming is as small as possible, so that the final dimension of the material can be achieved by a sequence of cold forming.
- this alternative method for producing the inventive material it is possible to achieve degrees of deformation of at least 85% and reach up to 95% without intermediate annealing. This allows a very economical production of the material according to the invention.
- Another aspect of the invention includes a slider of one of the above described, inventive material a.
- the material of the invention is very well suited for use as a material for sliding elements.
- the sliding element can be made of a band-shaped material.
- An example of this are rolled bushes for plain bearings.
- Another example is half shells for the storage of crankshafts in internal combustion engines.
- Such half shells can be made of a solid material of the material according to the invention or the material according to the invention is applied as a thin metal layer on a steel backing. In the latter case, the thickness of the metal layer is 0.3 to 0.8 mm.
- the excellent cold workability of the material according to the invention enables the cost-effective production of such thin strips.
- Table 1 shows the chemical composition of particularly preferred samples in wt .-%. The two samples differ essentially in the zinc content and consequently also in the copper content. Sample 1 has about 23 wt% Zn, sample 2 has about 25 wt% Zn. As a comparative sample, a sample of the alloy CuZn31Si1 is used. This alloy is known as an alloy for sliding elements of the prior art. Table 1: Composition of the samples in% by weight Cu Zn Mn Si P Fe Ni rest Sample 1 75.12 22.92 1.38 0.42 0.05 0.01 0.08 0.02 Sample 2 73.18 24.88 1.36 0.40 0.07 0.01 0.08 0.02
- the alloys were cast in the strip casting method into strips with the thickness of 13 mm. After surface milling and homogenizing annealing at 690 ° C./3 hours, three-stage cold rolling was carried out with degrees of deformation of 25% in the first stage, 35% in the second stage and 65% in the third stage to the final dimension of 2 mm thickness. Between the individual forming stages, the alloys were annealed at 690 ° C for 3 hours each. After the last cold forming, heat treatment was performed on each alloy at different temperatures between 300 ° C and 460 ° C to determine the temperature resistance of the materials. Table 2 shows the result of this study.
- Table 2 Strength values after final heat treatment Sample 1 Sample 2 comparison sample CuZn23Mn1,4Si0,4NiP CuZn25Mn1,4Si0,4NiP CuZn31Si1 T in ° C R p0.2 in MPa R m in MPa R p0.2 in MPa R m in MPa R p0.2 in MPa R m in MPa R p0.2 in MPa R m in MPa 25 654 740 654 748 690 800 300 714 779 735 796 730 800 340 666 738 678 747 418 588 380 566 651 569 652 322 523 420 459 571 460 570 290 501 460 385 522 398 530 250 473
- the data points to the comparison material are connected by a dashed line. It can be seen that in both diagrams, the dashed line between 300 ° C and 400 ° C falls much steeper than the solid lines connecting the data points of the samples according to the invention.
- the material according to the invention is thus significantly more temperature-resistant than the comparative material. This improved temperature resistance is advantageous for the use of the material according to the invention as sliding bearings in modern internal combustion engines.
- the elongation at break of the two samples according to the invention in the cold-rolled state and after the heat treatment at 300 ° C is about 4%.
- Annealing at 340 ° C increases it to about 7%.
- a further increase in the annealing temperature by 40 ° C leads to a further increase in the elongation at break by 10 percentage points, so that after annealing at 460 ° C, an elongation at break of almost 32% is achieved.
- Fig. 3 shows a sketch of the structure 1 of the sample 1 according to the invention after a heat treatment at 420 ° C.
- Fig. 4 shows a sketch of the structure 1 of the sample 2 according to the invention after a heat treatment at 420 ° C.
- the sketches were made from light-microscopic photographs of sections of the respective structure.
- the manganese-containing phosphides can be recognized as globular particles 2.
- the phosphides are distributed inhomogeneously. There are first areas 31 to recognize in the structure, which are low in phosphides. In these areas 31, the microstructure is recrystallized. Likewise, second regions 32 are recognizable in the structure, which are rich in phosphides.
- the phosphide particles 2 are arranged like a pearl cord, whereupon reference numeral 21 indicates.
- the phosphide particles 2 are arranged along virtual lines that extend substantially in the rolling direction.
- Most phosphide particles 2 align along lines that are substantially aligned in the rolling direction.
- a few phosphide particles 2 visible whose arrangement 21 deviates significantly from the rolling direction. In the FIGS. 3 and 4 corresponds to the rolling direction of the horizontal.
- Fig. 5 schematically shows the sequence of an inventive manufacturing process in the event that after the melting of the alloy, a band-shaped casting format is poured.
- a band-shaped casting format is poured.
- two cold rolling stages are shown.
- another cold rolling stage can be used a degree of deformation of at least 30% be provided. This preferably follows the intermediate annealing after the first cold rolling stage. Before the last cold rolling step with a degree of deformation of at least 50%, an intermediate annealing is then carried out again.
- Fig. 6 shows schematically the sequence of an inventive manufacturing method in the event that after melting the alloy by continuous casting a slab or plate-shaped casting format is poured.
- a further cold rolling stage can be provided with a degree of deformation of at least 30%. This then follows the hot rolling.
- an intermediate annealing Before the last cold rolling stage with a degree of deformation of at least 50% then takes place an intermediate annealing.
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Abstract
Description
- Die Erfindung betrifft einen Werkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung, ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Werkstoffs und ein Gleitelement aus einem solchen Werkstoff.
- Es ist bekannt, für Gleitelemente bleireduzierte Kupfer-Zink-Legierungen zu verwenden, die manganhaltige Silizide enthalten. Silizide verleihen als Hartphasen einer Kupfer-Zink-Legierung eine hohe Beständigkeit gegen abrasiven Verschleiß. Ferner bewirken sie aufgrund ihrer geringen Neigung zum Verschweißen eine bessere Beständigkeit gegen adhäsiven Verschleiß. Die Legierungen enthalten darüber hinaus meist weitere Legierungsbestandteile in erheblicher Menge, wie beispielsweise Al, Ni und Fe. Das Gefüge solcher Legierungen besteht entweder aus einer Kombination von α- und β-Phase oder überwiegend aus β-Phase. Halbzeuge aus derartigen Legierungen werden üblicherweise mit Verfahren hergestellt, die mindestens eine Warmumformung umfassen. Für Gleitelemente, die aus bandförmigem Halbzeug hergestellt werden, werden Legierungen gesucht, die sich durch eine hohe Kaltumformbarkeit auszeichnen.
- In der Patentschrift
DE 10 2007 029 991 B4 sind hinsichtlich Kaltumformbarkeit verbesserte Kupfer-Zink-Legierungen sowie Verfahren zur Herstellung von Rohren und Stangen aus diesen Legierungen offenbart. Bei den Kupfer-Zink-Legierungen sind die Anteile an Silicium, Mangan, Eisen und Nickel so eingestellt, dass im Gefüge des Werkstoffs sowohl Eisen-Nickel-Mangan-haltige Mischsilizide mit stängeliger Form als auch an Eisen und Nickel angereicherte Mischsilizide mit globularer Gestalt vorliegen. Das Gefüge des Werkstoffs besteht aus einer α-Matrix, in die zusätzlich zu den Siliziden mindestens 5 Vol.-% und bis zu 50 Vol.-% β-Phase eingelagert ist. Die globularen Silizide werden als Grund dafür gesehen, dass eine Stabilisierung der β-Phase stattfindet. Die heterogene Matrixstruktur aus α- und β-Phase gewährleistet zusammen mit dem außerordentlich hohen Gehalt an Hartphasen, insbesondere der Eisen-Nickel-Mangan-haltigen Mischsilizide, eine zielgerichtete komplexe Verschleißbeständigkeit der Bauteile aus diesen Legierungen. Die Verarbeitung der Legierung umfasst Strangpressen in einem Temperaturbereich von 600 bis 800 °C. Diese Warmumformung wird begünstigt, indem das Gefüge im Gusszustand bis zu 50 Vol.-% β-Phase aufweist. Rohre aus diesen Legierungen erreichen Bruchdehnungswerte bis ungefähr 13 %. - Des Weiteren ist aus der Druckschrift
DE 36 26 435 A1 eine Kupfer-Zink-Legierung für Gleitlager bekannt. Die Legierung enthält 66 bis 90 Gew.-% Cu, 1,0 bis 8,0 Gew.-% Mn, 0,3 bis 0,7 Gew.-% Al, 0,3 bis 2,0 Gew.-% P und Rest Zink. Manganphosphide sind in eutektischer Form im Gefüge enthalten. Die eutektische Ausscheidung ist durch die Menge des zugegebenen Aluminiums steuerbar. Das Verhältnis von Phosphor zu Aluminium ist für die Verarbeitbarkeit dieser Legierung von Bedeutung. Silicium ist in dieser Legierung nicht vorgesehen. Werkstoffe aus dieser Legierung können eine Härte von bis zu 207 HB erreichen. - Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen Werkstoff bereitzustellen, der sich aufgrund seiner Festigkeit, Härte, Duktilität und Verschleißeigenschaften für Gleitlager eignet und ein hohes Umformvermögen für eine wirtschaftliche Fertigung besitzt. Zudem soll der Werkstoff eine hohe Warmfestigkeit bis über 300 °C aufweisen. Ferner liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, ein Herstellverfahren für einen solchen Werkstoff sowie ein insbesondere hinsichtlich Temperaturbeständigkeit und Herstellkosten verbessertes Gleitelement anzugeben.
- Die Erfindung wird bezüglich eines Werkstoffs durch die Merkmale des Anspruchs 1, bezüglich eines Verfahrens durch die Merkmale des Anspruchs 6 und bezüglich eines Gleitelements durch die Merkmale des Anspruchs 9 wiedergegeben. Die weiteren rückbezogenen Ansprüche betreffen vorteilhafte Aus- und Weiterbildungen der Erfindung.
- Die Erfindung schließt einen Werkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung mit folgender Zusammensetzung in Gewichts-% ein:
- 21 bis 27 % Zn,
- 0,2 bis 0,8 % Si,
- 1,1 bis 1,9 % Mn,
- 0,005 bis 0,2 % P,
- wahlweise noch bis maximal 0,2 % Ni,
- Rest Cu und unvermeidbare Verunreinigungen. Erfindungsgemäß weist der Werkstoff ein Gefüge mit einer alpha-Phase-Matrix auf, in die manganhaltige Phosphide eingelagert sind. Die manganhaltigen Phosphide sind als Phosphidpartikel mit globularer Form ausgebildet und mindestens 90 % dieser Phosphidpartikel weisen eine Größe von höchstens 2,0 µm auf.
- Die Erfindung geht dabei von der Überlegung aus, die Zusammensetzung einer Kupfer-Zink-Legierung so zu wählen, dass ein Knetwerkstoff mit hohem Kaltumformvermögen und guten Verschleißeigenschaften gebildet wird. Der Werkstoff kann dabei bevorzugt ein Bandwerkstoff sein. Als Halbzeug ist ein solcher Bandwerkstoff zur Herstellung von gerollten Gleitlagerbuchsen oder Lagerhalbschalen geeignet. Der erfindungsgemäße Werkstoff basiert auf einer Kupfer-Zink-Legierung mit einem für Lagerwerkstoffe vergleichsweise geringen Zinkanteil. Der Zinkanteil sollte 21 Gew.-% nicht unterschreiten, da sonst die Festigkeit des Werkstoffs nicht ausreichend ist. Der Zinkanteil sollte 27 Gew.-% nicht überschreiten, da sonst das Kaltumformvermögen eingeschränkt ist. Der Werkstoff weist ein Gefüge mit einer alpha-Phase-Matrix aus, was günstig für eine hohe Kaltumformbarkeit ist. Bevorzugt beträgt der Zinkanteil mindestens 22,6 Gew.-%. Ab diesem Zinkanteil besitzt der Werkstoff sehr günstige Eigenschaften hinsichtlich Festigkeit und Härte. Bevorzugt beträgt der Zinkanteil höchstens 25,2 Gew.-%. Bis zu dieser Obergrenze des Zinkanteils ist das Kaltumformvermögen des Werkstoffs exzellent.
- Die Kupfer-Zink-Legierung des erfindungsgemäßen Werkstoffs enthält ferner 0,2 bis 0,8 Gew.-% Si, 1,1 bis 1,9 Gew.-% Mn und 0,005 bis 0,2 Gew.-% P. Bei aus dem Stand der Technik bekannten Legierungen mit ähnlicher Zusammensetzung wird die Bildung von Mangansiliziden beschrieben. Überraschenderweise liegen im erfindungsgemäßen Werkstoff manganhaltige Phosphide in signifikanter Menge und mit charakteristischer Verteilung vor, während die erwarteten Mangansilizide in der Legierung nicht nachgewiesen werden können, obwohl der Siliciumanteil bezogen auf den Phosphoranteil vergleichsweise hoch ist. Es ist anzunehmen, dass im erfindungsgemäßen Werkstoff Mangansilizide, die beim Erstarren und Abkühlen der Schmelze als Ausscheidungen gebildet werden, bei einer nachfolgend durchgeführten Wärmebehandlung wieder rückgelöst werden.
- Bei den manganhaltigen Phosphidpartikeln des erfindungsgemäßen Werkstoffs liegt das Massenverhältnis von Mangan zu Phosphor zwischen 2,7 und 3,3. Die quantitative Zusammensetzung der Partikel wird mittels energiedispersiver Röntgenspektroskopie (EDXS) bestimmt. Ferner können im erfindungsgemäßen Werkstoff Partikel detektiert werden, die Phosphor, Mangan und Sauerstoff enthalten. Der massenbezogene Mangananteil ist bei diesen Partikeln im Vergleich zu den manganhaltigen Phosphiden deutlich reduziert. Er liegt ungefähr auf dem gleichen Niveau wie der Sauerstoffanteil dieser Partikel.
- Die manganhaltigen Phosphide sind als Phosphidpartikel mit globularer Form ausgebildet. Unter globularer Form werden im Rahmen dieser Erfindung nicht nur die exakte Kugel, sondern auch alle Formen verstanden, die näherungsweise als Rotationsellipsoide beschrieben werden können. Mindestens 90 % der Phosphidpartikel weisen eine Größe von höchstens 2,0 µm auf. Die maximale Größe der Phosphidpartikel beträgt 4 µm. Bei Partikeln mit kugelförmiger Gestalt wird als Maß für die Größe des Partikels der Durchmesser des Partikels definiert. Bei Partikeln mit nicht exakt kugelförmiger Gestalt wird unter "Größe" der volumenäquivalente Durchmesser, also der Durchmesser einer zum Partikel volumengleichen Kugel verstanden. Die mittlere Größe aller Phosphidpartikel, die bei 1000-facher Vergrößerung lichtmikroskopisch im geätzten Gefüge zu erkennen sind, liegt zwischen 0,8 und 1,5 µm. Die kleinsten lichtmikroskopisch noch sichtbaren Partikel weisen eine Größe von 0,5 µm auf. Dies bedeutet, dass Phosphidpartikel, die kleiner als 0,5 µm sind, bei einer lichtmikroskopischen Bestimmung der mittleren Größe der Phosphidpartikel nicht herangezogen werden. Die Durchschnittsbildung beginnt also erst bei Partikeln mit einer Größe von mindestens 0,5 µm. Aus der globularen Form kann gefolgert werden, dass die Phosphidpartikel keine Fragmente ursprünglich größerer Partikel sind. Die Phosphidpartikel sind kompakt und innerhalb der Partikel treten keine Risse auf. Die Dichte der in der Matrix eingelagerten Phosphidpartikel ist inhomogen. Es gibt erste Bereiche, in denen die Matrix nahezu frei von Phosphidpartikeln ist, während zweite Bereiche reich an Phosphidpartikeln sind.
- Die manganhaltigen Phosphide behindern die Rekristallisation des Gefüges bei erhöhten Temperaturen und verbessern somit die Verschleißbeständigkeit des Werkstoffs.
- Bevorzugt beträgt bei dem erfindungsgemäßen Werkstoff der Mangananteil 1,3 bis 1,6 Gew.-%.
- Bevorzugt beträgt bei dem erfindungsgemäßen Werkstoff der Siliziumanteil 0,3 bis 0,6 Gew.-%.
- Bevorzugt beträgt bei dem erfindungsgemäßen Werkstoff der Phosphoranteil 0,03 bis 0,08 Gew.-%.
- Optional können der Kupfer-Zink-Legierung noch bis zu 0,2 Gew.-% Nickel zugegeben werden. Nickel bildet zusammen mit Phosphor Ausscheidungen, die die Festigkeit des Werkstoffs erhöhen.
- Der Kupferanteil der Kupfer-Zink-Legierung des erfindungsgemäßen Werkstoffs kann je nach genauer Zusammensetzung zwischen 72 und 76 Gew.-% betragen.
- Die Kupfer-Zink-Legierung des erfindungsgemäßen Werkstoffs kann Verunreinigungen enthalten. Unter Verunreinigungen werden Elemente verstanden, die in einem so geringen Anteil in der Legierung vorhanden sind, dass sie die Eigenschaften des Werkstoffs nicht signifikant beeinflussen. Typischerweise sind Verunreinigungen von weniger als 0,1 Gew.-% je Element in der Legierung und die Summe aller Verunreinigungen beträgt weniger als 0,5 Gew.-%, bevorzugt weniger als 0,25 Gew.-%.
- Der besondere Vorteil des erfindungsgemäßen Werkstoffs ist, dass seine alpha-Phase-Matrix hohe Kaltumformgrade auch ohne Zwischenglühungen ermöglicht. Als Umformgrad q wird im Rahmen dieser Erfindung die Abnahme der Querschnittsfläche des umgeformten Werkstoffs bezogen auf seine Ausgangsquerschnittsfläche bezeichnet. Bei bandförmigen Werkstoffen, die durch Walzen von einer Ausgangsdicke s1 zu einer Enddicke s2 umgeformt werden, berechnet sich der Umformgrad dann wie folgt:
- Der erfindungsgemäße Werkstoff ermöglicht Kaltumformgrade über 65 %, sogar über 85 %, ohne Zwischenglühung. Dies erlaubt eine kostengünstige Herstellung von dünnen Bändern, die beispielsweise als Halbzeug für die Herstellung von gerollten Gleitlagerbuchsen verwendet werden können.
- Ferner zeigt der erfindungsgemäße Werkstoff einen signifikanten Anlasseffekt. Nach einer Kaltumformung von mehr als 60 % ohne Zwischenglühung können Festigkeit und Härte des Werkstoffs weiter erhöht werden, indem er bei 300 °C für 1 bis 3 Stunden geglüht wird. Dadurch können die Zugfestigkeit Rm von 740 MPa auf mindestens 780 MPa, die Streckgrenze Rp0,2 von 650 MPa auf mindestens 720 MPa und die Härte von 200 HB 2,5/62,5 auf mindestens 230 HB 2,5/62,5 angehoben werden. Die Bruchdehnung beträgt in diesem Zustand ungefähr 5 %.
- Um die Bruchdehnung und damit die Duktilität des Werkstoffs im Endzustand zu erhöhen, kann der Werkstoff einer weiteren Wärmebehandlung bei Temperaturen über 300 °C unterzogen werden. Durch eine Wärmebehandlung zwischen 380 und 420 °C kann die Bruchdehnung auf 16 % bis 25 % erhöht werden. Die Zugfestigkeit des Werkstoffs nimmt dabei jedoch nur um 13 bis 24 % bezogen auf den Ausgangswert ab. Der Werkstoff ist also sehr temperaturbeständig. Insbesondere nehmen seine Festigkeit und Härte mit zunehmender Temperatur weniger stark ab als dies bei ähnlichen Werkstoffen, die aus dem Stand der Technik bekannt sind, der Fall ist. Beispielsweise liegt bei Temperaturen oberhalb 440 °C die Härte lediglich um 20 % unterhalb des Wertes bei 25 °C. Diese Temperaturbeständigkeit ist insbesondere für Gleitlager in modernen Verbrennungsmotoren von großer Bedeutung.
- Ein weiterer Vorteil des erfindungsgemäßen Werkstoffs ist seine hohe Verschleißbeständigkeit. Ursache hierfür sind die manganhaltigen Phosphide, die als kleine Hartpartikel mit globularer Form in der duktilen Matrix eingebettet sind. Die duktile Matrix verleiht dem Werkstoff andererseits eine hohe dynamische Belastbarkeit.
- Gleitlager, die aus diesem Werkstoff hergestellt sind, weisen einen Reibbeiwert von weniger als 0,1 auf.
- In bevorzugter Ausgestaltung der Erfindung kann zumindest ein Teil der manganhaltigen Phosphide perlenschnurartig angeordnet sein. Mit anderen Worten, die Phosphidpartikel sind entlang von virtuellen Linien angeordnet wie Perlen auf einer Schnur. Die Linien erstrecken sich dabei im Wesentlichen längs zur Umformrichtung, sie sind jedoch nicht vollkommen gerade. Leichte Krümmungen und Knicke können vorhanden sein. Auch sind bezüglich der Ausrichtung der Linien Abweichungen von der Umformrichtung vorhanden. Die Linien, entlang derer sich die Partikel anordnen, folgen dem Fließverhalten des Matrixgefüges. Die manganhaltigen Phosphide sind entlang der Gleitlinien und Scherbänder des Werkstoffs angeordnet. Benachbarte Phosphidpartikel sind bis auf wenige Ausnahmen voneinander beabstandet. Die perlenschnurartig angeordneten Phosphidpartikel bilden also kein zusammenhängendes Gebilde wie beispielsweise eine Kette oder ein stängeliges oder nadelartiges Konglomerat. Die charakteristische Anordnung der manganhaltigen Phosphide entsteht durch die Verstreckung des Gefüges beim Umformen. Dabei werden die während des Erstarrungsvorgangs interdendritisch als Ansammlung eingelagerten Phosphide im Wesentlichen in Umformrichtung verteilt. Im erfindungsgemäßen Werkstoff beträgt die Länge der einzelnen perlenschnurartigen Anordnungen von Phosphidpartikeln 10 bis 60 µm. Die Länge der perlenschnurartigen Anordnung steht im Zusammenhang mit dem Umformgrad, der bei der Umformung des Werkstoffs aufgebracht wird. Je größer der Umformgrad, desto größer die Länge der perlenschnurartigen Anordnungen. Da die einzelnen Phosphidpartikel überwiegend von benachbarten Partikeln beabstandet in die Matrix eingelagert sind, sind sie vollständig von Matrixgefüge umschlossen und ihre Verankerung in der Matrix ist besonders fest. Ein Herausbrechen der Phosphide aus der Matrix wird dadurch wirksam verhindert.
- In besonders bevorzugter Ausgestaltung der Erfindung können die manganhaltigen Phosphide so angeordnet sein, dass in mindestens 50 % aller perlenschnurartigen Anordnungen von manganhaltigen Phosphiden ein Teilabschnitt von 20 µm Länge vorhanden ist, in dem 7 bis 30 Phosphidpartikel mit einer Größe von 0,5 bis 2,0 µm angeordnet sind. Die Phosphidpartikel weisen eine Größenverteilung auf, die unter anderem von den Bedingungen, die beim Erstarren der Schmelze herrschen, beeinflusst wird. Die Dichte, mit der die Phosphidpartikel entlang einer Linie angeordnet sind, steht in Korrelation zum Umformgrad, mit dem der Werkstoff umgeformt wurde. Je stärker die Umformung, desto weiter werden die Phosphidpartikel verteilt. Durch eine entsprechende Prozessführung bei der Herstellung des Werkstoffs entsteht die beschriebene Anordnung der Phosphidpartikel. Mit anderen Worten, diese für den Werkstoff typische Anordnung der manganhaltigen Phosphidpartikel ist sozusagen der charakteristische "Fingerabdruck", den das Herstellverfahren im Werkstoff hinterlässt. Die auf diese Weise angeordneten manganhaltigen Phosphidpartikel gewährleisten die besondere Verschleißbeständigkeit des Werkstoffs. Die gute Eignung des Werkstoffs für Gleitelemente ist folglich nicht eine Eigenschaft, die die Legierung alleine aufgrund ihrer Zusammensetzung hat, sondern erst die Kombination aus Legierungszusammensetzung und Herstellverfahren ergeben den erfinderischen Werkstoff.
- Vorteilhafterweise kann das Gefüge des erfindungsgemäßen Werkstoffs erste Bereiche, die rekristallisiert sind, und zweite Bereiche, die nicht rekristallisiert sind, aufweisen. Das Gefüge ist also nach dem abschließenden Glühen unvollständig rekristallisiert. Beim Erstarren der Schmelze bilden sich nahezu phosphidfreie Dendrite. In den Bereichen zwischen den Dendriten sammeln sich die Phosphide an und werden dort durch das Wachstum der Dendriten zu Anhäufungen zusammengeschoben. Durch das Umformen werden aus den nahezu phosphidfreien Dendriten nahezu phosphidfreie, also phosphidarme Bereiche im umgeformten Gefüge, während aus den interdendritischen Anhäufungen der Phosphide Bereiche mit großer Phosphiddichte im umgeformten Gefüge werden. Nach den Umformungen liegt also eine stark inhomogene Phosphidverteilung vor. Die phosphidarmen Bereiche rekristallisieren bereits bei geringerer Temperatur als die phosphidreichen Bereiche, denn die manganhaltigen Phosphide hemmen in den phosphidreichen Bereichen die Rekristallisation. Die phosphidarmen, rekristallisierten Bereiche sind vorteilhaft für die Duktilität des Werkstoffs, die phosphidreichen, nicht-rekristallisierten Bereiche sind vorteilhaft für seine Verschleißbeständigkeit. Mit anderen Worten, es liegen quasi zwei stark unterschiedliche Werkstoffbestandteile nebeneinander vor, die sich in ihren Eigenschaften günstig ergänzen.
- Bei einer vorteilhaften Ausführungsform der Erfindung kann die Kupfer-Zink-Legierung des erfindungsgemäßen Werkstoffs mindestens 0,03 Gew.-% Ni enthalten. Nickel bildet zusammen mit Phosphor Nickelphosphide, die in das Gefüge eingelagert sind. Die Nickelphosphide sind so klein, dass sie lichtmikroskopisch kaum sichtbar sind. Sie fixieren die Korngrenzen und erhöhen damit die Festigkeit des Werkstoffs. Besonders bevorzugt liegt das Verhältnis der Anteile von Nickel (in Gew.-%) und Phosphor (in Gew.-%) zwischen 0,8 und 1,2. Bei einer solchen Legierungszusammensetzung liegen besonders günstige Bedingungen für die gleichzeitige Bildung von manganhaltigen Phosphiden und von Nickelphosphiden vor. Erstere tragen zur Verschleißbeständigkeit des Werkstoffs bei, letztere erhöhen die Festigkeit des Werkstoffs.
- Ein weiterer Aspekt der Erfindung schließt ein Verfahren zur Herstellung eines Werkstoffs aus einer Kupfer-Zink-Legierung mit folgender Zusammensetzung in Gewichts-% ein:
- 21 bis 27 % Zn,
- 0,2 bis 0,8 % Si,
- 1,1 bis 1,9 % Mn,
- 0,005 bis 0,2 % P,
- wahlweise noch bis maximal 0,2 % Ni,
- Rest Cu und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Verfahren umfasst dabei folgende Schritte in der genannten Reihenfolge:
- a) Erschmelzen der Legierung,
- b) Gießen eines Gussformats,
- c) Wärmebehandlung des Gussformats bei einer Temperatur von mindestens 610 °C und höchstens 800 °C mit einer Dauer von 1 bis 6 Stunden,
- d) Kaltumformen in einem oder mehreren Schritten mit einem Gesamtumformgrad von mindestens 50 %,
- e) Wärmebehandlung bei einer Temperatur von mindestens 280 °C und höchstens 440 °C mit einer Dauer von 1 bis 3 Stunden.
- Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wird zunächst eine Legierung gemäß der beschriebenen Zusammensetzung erschmolzen. Insbesondere kann die Legierung dabei auch eine eingeschränkte Zusammensetzung aufweisen, wie sie vorstehend bei der Beschreibung des erfindungsgemäßen Werkstoffs spezifiziert ist. Das in Schritt b) gegossene Gussformat ist bevorzugt brammen- oder bandförmig. Nach dem Gießen kann die Oberfläche des Gussformats gefräst werden. Zur Homogenisierung wird an dem Gussformat eine Wärmebehandlung zwischen 610 °C und 800 °C, bevorzugt zwischen 655 °C und 695 °C, durchgeführt. Die Dauer dieser Wärmebehandlung beträgt zwischen 1 und 6 Stunden. Um vom Gussformat zur Endabmessung des Werkstoffs zu gelangen, werden Umformschritte durchgeführt. Dabei wird erfindungsgemäß mindestens eine Abfolge von Kaltumformschritten ohne Zwischenglühung mit einem Gesamtumformgrad von mindestens 50 % durchgeführt. Der Gesamtumformgrad ist dabei die über die Abfolge der Umformschritte kumulierte Querschnittsabnahme bezogen auf den Ausgangsquerschnitt. Ebenso ist es möglich, einen Umformgrad von mindestens 50 % in einem einzigen Kaltumformschritt zu erreichen. Die Kaltumformungen können bevorzugt Walzschritte zur Herstellung eines bandförmigen Werkstoffs sein. Bei der genannten Legierungszusammensetzung führt der hohe Kaltumformgrad zur Ausbildung eines Gefüges, bei dem in einer alpha-Phase-Matrix inhomogen verteilte, manganhaltige Phosphide mit globularer Form und mit einer maximalen Größe von 4 µm eingelagert sind. 90 % der Phosphidpartikel weisen eine Größe von höchstens 2,0 µm auf. Diese Struktur verleiht dem Werkstoff Eigenschaften, die für die Verwendung als Gleitlagerwerkstoff sehr vorteilhaft sind. Bevorzugt beträgt der Gesamtumformgrad der ohne Zwischenglühung durchgeführten Kaltumformungen mindestens 65 %. Der Werkstoff wird nach der letzten Kaltumformung einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur von mindestens 280 °C und höchstens 440 °C mit einer Dauer von 1 bis 3 Stunden unterzogen. Beträgt die Temperatur dabei zwischen 280 °C und 320 °C, dann steigen Festigkeit und Härte des Werkstoffs über die Ausgangswerte des kaltverfestigten Werkstoffs an. Bevorzugt beträgt die Temperatur bei der Wärmebehandlung mindestens 370 °C und höchstens 420 °C. Durch eine solche abschließende Wärmebehandlung werden Festigkeit und Härte des Werkstoffs nur geringfügig reduziert, gleichzeitig wird die Duktilität des Werkstoffs auf ein Niveau erhöht, das für dynamisch belastete Gleitlager günstig ist.
- In bevorzugter Ausgestaltung des erfinderischen Verfahrens kann im Verfahrensschritt b) ein bandförmiges Gussformat gegossen werden und nach dem Verfahrensschritt c) und vor dem Verfahrensschritt d) mindestens eine Kaltumformung, die mit dem Gussformat beginnt und einen Umformgrad von mindestens 20 % aufweist, sowie mindestens eine weitere Wärmebehandlung erfolgen. Die Wärmebehandlung wird dabei bei einer Temperatur von mindestens 610 °C und höchstens 800 °C, bevorzugt zwischen 655 °C und 695 °C, mit einer Dauer von 1 bis 6 Stunden durchgeführt. Unter bandförmigem Gussformat wird bei dieser bevorzugten Ausgestaltung des erfinderischen Verfahrens ein Gussformat verstanden, das eine Dicke von maximal 20 mm, bevorzugt maximal 15 mm aufweist. Bei einem Gussformat dieser geringen Dicke ist eine Warmumformung nicht erforderlich, sondern das Gussformat kann nach dem Homogenisierungsglühen sofort kalt umgeformt werden. Der Umformgrad beträgt dabei mindestens 20 %, bevorzugt mindestens 30 %. An diese erste Kaltumformung schließt sich eine weitere Wärmebehandlung als Zwischenglühung an. Je nach Abmessung des Gussformats und Abmessung des Endformats können nach dieser Wärmebehandlung optional eine weitere Kaltumformung mit einem Umformgrad von mindestens 30 % und eine weitere Wärmebehandlung durchgeführt werden. Die letzte Stufe der Kaltumformung erfolgt dann wie in Verfahrensschritt d) beschrieben mit einem Umformgrad von mindestens 50 %, bevorzugt mindestens 65 %.
- Der Vorteil dieses Verfahrens ist, dass das Gussformat bereits relativ dünn ist und somit wenige Umformschritte bis zur Endabmessung durchgeführt werden müssen. Insbesondere muss keine Warmumformung durchgeführt werden. Ferner eignet sich dieser Herstellungsweg insbesondere für die Herstellung relativ kleiner Mengen.
- Als Alternative zu einem bandförmigen Gussformat kann im Verfahrensschritt b) ein brammen- oder plattenförmiges Gussformat gegossen werden. Bei dieser Alternative schließt sich an die Wärmebehandlung im Verfahrensschritt c) eine Warmumformung bei einer Temperatur von mindestens 720 °C und höchstens 830 °C an. Der Umformgrad bei der Warmumformung beträgt mindestens 60 %. Er wird so gewählt, dass die Abmessung des Zwischenprodukts nach der Warmumformung möglichst klein ist, sodass die Endabmessung des Werkstoffs durch eine Abfolge von Kaltumformungen erreicht werden kann. Bevorzugt stellt der oben beschriebene Verfahrensschritt d), bei dem eine Kaltumformung mit einem Gesamtumformgrad von mindestens 50 %, bevorzugt mindestens 65 % durchgeführt wird, diese Abfolge dar. Bei diesem alternativen Verfahren zur Herstellung des erfinderischen Werkstoffs ist es möglich, Umformgrade von mindestens 85 % und bis zu 95 % ohne Zwischenglühung zu erreichen. Dies ermöglicht eine sehr wirtschaftliche Herstellung des erfindungsgemäßen Werkstoffs.
- Ein weiterer Aspekt der Erfindung schließt ein Gleitelement aus einem vorstehend beschriebenen, erfindungsgemäßen Werkstoff ein. Aufgrund seiner Eigenschaften eignet sich der erfindungsgemäße Werkstoff sehr gut für die Verwendung als Werkstoff für Gleitelemente. Bevorzugt kann das Gleitelement aus einem bandförmigen Werkstoff hergestellt werden. Ein Beispiel hierfür sind gerollte Buchsen für Gleitlager. Ein anderes Beispiel sind Halbschalen für die Lagerung von Kurbelwellen in Verbrennungsmotoren. Solche Halbschalen können dabei aus einem Vollmaterial des erfindungsgemäßen Werkstoffs sein oder der erfindungsgemäße Werkstoff wird als dünne Metallschicht auf einem Stahlrücken aufgebracht. Im letztgenannten Fall beträgt die Dicke der Metallschicht 0,3 bis 0,8 mm. Das ausgezeichnete Kaltumformvermögen des erfindungsgemäßen Werkstoffs ermöglicht die kostengünstige Herstellung derart dünner Bänder.
- Ausführungsbeispiele der Erfindung werden anhand der schematischen Zeichnungen näher erläutert.
- Darin zeigen:
- Fig. 1
- ein erstes Diagramm zum Entfestigungsverhalten des erfindungsgemäßen Werkstoffs
- Fig. 2
- ein zweites Diagramm zum Entfestigungsverhalten des erfindungsgemäßen Werkstoffs
- Fig. 3
- eine Gefügeskizze einer ersten erfindungsgemäßen Werkstoffprobe
- Fig. 4
- eine Gefügeskizze einer zweiten erfindungsgemäßen Werkstoffprobe
- Fig. 5
- den Ablauf eines erfinderischen Herstellverfahrens
- Fig. 6
- den Ablauf eines alternativen erfinderischen Herstellverfahrens.
- Einander entsprechende Teile sind in allen Figuren mit denselben Bezugszeichen versehen.
- Zur Herstellung des erfindungsgemäßen Werkstoffs wurden Legierungen erschmolzen und abgegossen. Tabelle 1 zeigt die chemische Zusammensetzung besonders bevorzugter Proben in Gew.-%. Die beiden Proben unterscheiden sich im Wesentlichen im Zink-Anteil und folglich auch im Kupferanteil. Probe 1 weist ungefähr 23 Gew.-% Zn auf, Probe 2 weist ungefähr 25 Gew.-% Zn auf. Als Vergleichsprobe wird eine Probe aus der Legierung CuZn31Si1 verwendet. Diese Legierung ist als Legierung für Gleitelemente aus dem Stand der Technik bekannt.
Tabelle 1: Zusammensetzung der Proben in Gew.-% Cu Zn Mn Si P Fe Ni Rest Probe 1 75,12 22,92 1,38 0,42 0,05 0,01 0,08 0,02 Probe 2 73,18 24,88 1,36 0,40 0,07 0,01 0,08 0,02 - Zur Herstellung eines bandförmigen Werkstoffs, der zur Herstellung von Gleitelementen geeignet ist, wurden die Legierungen im Bandgussverfahren zu Bändern mit der Dicke von 13 mm abgegossen. Nach Fräsen der Oberfläche und Homogenisierungsglühen bei 690 °C / 3 Stunden erfolgte ein dreistufiges Kaltwalzen mit Umformgraden von 25 % in der ersten Stufe, 35 % in der zweiten Stufe und 65 % in der dritten Stufe bis an die Endabmessung von 2 mm Dicke. Zwischen den einzelnen Umformstufen wurden die Legierungen bei 690 °C jeweils 3 Stunden geglüht. Nach der letzten Kaltumformung wurde an jeder Legierung eine Wärmebehandlung bei unterschiedlichen Temperaturen zwischen 300 °C und 460 °C durchgeführt, um die Temperaturbeständigkeit der Werkstoffe zu ermitteln. In Tabelle 2 ist das Ergebnis dieser Untersuchung dokumentiert. Dargestellt sind jeweils die Streckgrenze Rp0,2 und die Zugfestigkeit Rm im MPa nach einer zweistündigen Wärmebehandlung bei der jeweils in der ersten Spalte angegebenen Temperatur. Die Werte bei 25 °C sind die Festigkeitswerte des Werkstoffs unmittelbar nach der letzten Kaltumformung, also ohne abschließende
-
Tabelle 2: Festigkeitswerte nach abschließender Wärmebehandlung Probe 1 Probe 2 Vergleichsprobe CuZn23Mn1,4Si0,4NiP CuZn25Mn1,4Si0,4NiP CuZn31Si1 T in °C Rp0,2 in MPa Rm in MPa Rp0,2 in MPa Rm in MPa Rp0,2 in MPa Rm in MPa 25 654 740 654 748 690 800 300 714 779 735 796 730 800 340 666 738 678 747 418 588 380 566 651 569 652 322 523 420 459 571 460 570 290 501 460 385 522 398 530 250 473 - In den
Figuren 1 und 2 sind die Ergebnisse graphisch dargestellt. Im Diagramm derFigur 1 ist für alle drei Proben die Streckgrenze Rp0,2 und im Diagramm derFigur 2 die Zugfestigkeit Rm gegen die Temperatur der jeweils durchgeführten Wärmebehandlung aufgetragen. In beiden Diagrammen ist der Anlasseffekt zu erkennen: Durch eine Wärmebehandlung bei 300 °C nehmen Streckgrenze und Zugfestigkeit der Werkstoffe gegenüber dem kaltgewalzten Zustand zu. Dagegen nehmen bei einer über 300 °C hinaus gehenden Glühtemperatur die Streckgrenze und die Zugfestigkeit der Werkstoffe ab. Bei dem Vergleichswerkstoff CuZn31Si1 erfolgt diese Abnahme jedoch sehr viel schneller als bei den beiden erfindungsgemäßen Werkstoffen. Die Datenpunkte zum Vergleichswerkstoff sind durch eine gestrichelte Linie verbunden. Man erkennt, dass in beiden Diagrammen die gestrichelte Linie zwischen 300 °C und 400 °C deutlich steiler abfällt als die durchgezogenen Linien, die die Datenpunkte der erfindungsgemäßen Proben verbinden. Der erfindungsgemäße Werkstoff ist also signifikant temperaturbeständiger als der Vergleichswerkstoff. Diese verbesserte Temperaturbeständigkeit ist vorteilhaft für den Einsatz des erfindungsgemäßen Werkstoffs als Gleitlager in modernen Verbrennungsmotoren. - Die Bruchdehnung der beiden erfindungsgemäßen Proben beträgt im kaltgewalzten Zustand und nach der Wärmebehandlung bei 300 °C ungefähr 4 %. Durch eine Glühung bei 340 °C erhöht sie sich auf ungefähr 7 %. Eine weitere Erhöhung der Glühtemperatur um jeweils 40 °C führt zu einer weiteren Vergrößerung der Bruchdehnung um jeweils 10 Prozentpunkte, so dass nach einer Glühung bei 460 °C eine Bruchdehnung von fast 32 % erreicht wird.
-
Fig. 3 zeigt eine Skizze des Gefüges 1 der erfindungsgemäßen Probe 1 nach einer Wärmebehandlung bei 420 °C.Fig. 4 zeigt eine Skizze des Gefüges 1 der erfindungsgemäßen Probe 2 nach einer Wärmebehandlung bei 420 °C. Die Skizzen entstanden aus lichtmikroskopischen Aufnahmen von Schliffen des jeweiligen Gefüges. In beiden Figuren sind die manganhaltigen Phosphide als globulare Partikel 2 zu erkennen. Die Phosphide sind inhomogen verteilt. Es sind erste Bereiche 31 im Gefüge zu erkennen, die phosphidarm sind. In diesen Bereichen 31 ist das Gefüge rekristallisiert. Ebenso sind zweite Bereiche 32 im Gefüge zu erkennen, die phosphidreich sind. In diesen Bereichen 32 ist das Gefüge nicht-rekristallisiert. Die Phosphidpartikel 2 sind perlenschnurartig angeordnet, worauf Bezugsziffer 21 hinweist. Insbesondere inFig. 3 wird deutlich, dass sich die Phosphidpartikel 2 entlang virtueller Linien anordnen, die sich im Wesentlichen in Walzrichtung erstrecken. Auch inFig. 4 ordnen sich die meisten Phosphidpartikel 2 entlang von Linien an, die im Wesentlichen in Walzrichtung ausgerichtet sind. Zusätzlich sind inFig. 4 jedoch einige wenige Phosphidpartikel 2 sichtbar, deren Anordnung 21 von der Walzrichtung deutlich abweicht. In denFiguren 3 und 4 entspricht die Walzrichtung der Horizontalen. -
Fig. 5 zeigt schematisch den Ablauf eines erfinderischen Herstellverfahrens für den Fall, dass nach dem Erschmelzen der Legierung ein bandförmiges Gussformat gegossen wird. Bei dem dargestellten Verfahrensablauf sind nur zwei Kaltwalzstufen dargestellt. Darüber hinaus kann eine weitere Kaltwalzstufe mit einem Umformgrad von mindestens 30 % vorgesehen sein. Diese schließt sich bevorzugt an die Zwischenglühung nach der ersten Kaltwalzstufe an. Vor der letzten Kaltwalzstufe mit einem Umformgrad von mindestens 50 % erfolgt dann nochmals eine Zwischenglühung. -
Fig. 6 zeigt schematisch den Ablauf eines erfinderischen Herstellverfahrens für den Fall, dass nach dem Erschmelzen der Legierung mittels Strangguss ein brammen- oder plattenförmiges Gussformat gegossen wird. Bei dem dargestellten Verfahrensablauf ist nach dem Warmwalzen nur eine Kaltwalzstufe dargestellt. Darüber hinaus kann eine weitere Kaltwalzstufe mit einem Umformgrad von mindestens 30 % vorgesehen sein. Diese schließt sich dann an das Warmwalzen an. Vor der letzten Kaltwalzstufe mit einem Umformgrad von mindestens 50 % erfolgt dann eine Zwischenglühung. -
- 1
- Gefüge
- 2
- Phosphidpartikel
- 21
- perlenschnurartige Anordnung
- 31
- erste Bereiche, rekristallisiert
- 32
- zweite Bereiche, nicht rekristallisiert
Claims (9)
- Werkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung mit folgender Zusammensetzung in Gew.-%:
Zn: 21 bis 27 %, Si: 0,2 bis 0,8 %, Mn: 1,1 bis 1,9 %, P: 0,005 bis 0,2 %, wahlweise Ni: bis maximal 0,2 %,
dadurch gekennzeichnet,
dass der Werkstoff ein Gefüge (1) mit einer alpha-Phase-Matrix aufweist, in die manganhaltige Phosphide eingelagert sind, wobei die manganhaltigen Phosphide als Phosphidpartikel (2) mit globularer Form ausgebildet sind und wobei mindestens 90 % dieser Phosphidpartikel (2) eine Größe von höchstens 2,0 µm aufweisen. - Werkstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass zumindest ein Teil der manganhaltigen Phosphide perlenschnurartig angeordnet ist.
- Werkstoff nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass die manganhaltigen Phosphide so angeordnet sind, dass in mindestens 50 % aller perlenschnurartigen Anordnungen (21) von manganhaltigen Phosphiden ein Teilabschnitt von 20 µm Länge vorhanden ist, in dem 7 bis 30 Phosphidpartikel (2) mit einer Größe von 0,5 bis 2,0 µm angeordnet sind.
- Werkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Gefüge erste Bereiche (31) aufweist, die rekristallisiert sind, und zweite Bereiche (32) aufweist, die nicht rekristallisiert sind.
- Werkstoff gemäß einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Kupfer-Zink-Legierung mindestens 0,03 Gew.-% Ni enthält.
- Verfahren zur Herstellung eines Werkstoffs aus einer Kupfer-Zink-Legierung mit folgender Zusammensetzung in Gew.-%:
Zn: 21 bis 27 % , Si: 0,2 bis 0,8 %, Mn: 1,1 bis 1,9 %, P: 0,005 bis 0,2 %, wahlweise Ni: bis maximal 0,2 %,
wobei das Verfahren folgende Schritte in der genannten Reihenfolge umfasst:a) Erschmelzen der Legierungb) Gießen eines Gussformatsc) Wärmebehandlung des Gussformats bei einer Temperatur von mindestens 610 °C und höchstens 800 °C mit einer Dauer von 1 bis 6 Stundend) Kaltumformen mit einem Gesamtumformgrad von mindestens 50 %e) Wärmebehandlung bei einer Temperatur von mindestens 280 °C und höchstens 440 °C mit einer Dauer von 1 bis 3 Stunden. - Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet,
dass im Verfahrensschritt b) ein bandförmiges Gussformat gegossen wird und dass nach dem Verfahrensschritt c) und vor dem Verfahrensschritt d) mindestens eine Kaltumformung, die mit dem Gussformat beginnt und einen Umformgrad von mindestens 20 % aufweist, und mindestens eine weitere Wärmebehandlung erfolgen, wobei die Wärmebehandlung bei einer Temperatur von mindestens 610 °C und höchstens 800 °C mit einer Dauer von 1 bis 6 Stunden durchgeführt wird. - Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass im Verfahrensschritt b) ein brammenförmiges Gussformat gegossen wird und dass sich an die Wärmebehandlung im Verfahrensschritt c) eine Warmumformung bei einer Temperatur von mindestens 720 °C und höchstens 830 °C anschließt.
- Gleitelement aus einem Werkstoff gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5.
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