EP3368701A1 - Special brass alloy product and use thereof - Google Patents

Special brass alloy product and use thereof

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Publication number
EP3368701A1
EP3368701A1 EP17751673.9A EP17751673A EP3368701A1 EP 3368701 A1 EP3368701 A1 EP 3368701A1 EP 17751673 A EP17751673 A EP 17751673A EP 3368701 A1 EP3368701 A1 EP 3368701A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
weight
brass alloy
phase
special brass
alloy product
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Withdrawn
Application number
EP17751673.9A
Other languages
German (de)
French (fr)
Inventor
Hermann Gummert
Thomas Plett
Björn Reetz
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Otto Fuchs KG
Original Assignee
Otto Fuchs KG
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Filing date
Publication date
Priority claimed from DE202016104552.5U external-priority patent/DE202016104552U1/en
Priority claimed from DE202016105310.2U external-priority patent/DE202016105310U1/en
Application filed by Otto Fuchs KG filed Critical Otto Fuchs KG
Publication of EP3368701A1 publication Critical patent/EP3368701A1/en
Withdrawn legal-status Critical Current

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/04—Alloys based on copper with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • 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
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01L—CYCLICALLY OPERATING VALVES FOR MACHINES OR ENGINES
    • F01L3/00—Lift-valve, i.e. cut-off apparatus with closure members having at least a component of their opening and closing motion perpendicular to the closing faces; Parts or accessories thereof
    • F01L3/08—Valves guides; Sealing of valve stem, e.g. sealing by lubricant
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01L—CYCLICALLY OPERATING VALVES FOR MACHINES OR ENGINES
    • F01L2301/00—Using particular materials
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01L—CYCLICALLY OPERATING VALVES FOR MACHINES OR ENGINES
    • F01L2303/00—Manufacturing of components used in valve arrangements
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
    • F01L—CYCLICALLY OPERATING VALVES FOR MACHINES OR ENGINES
    • F01L2820/00—Details on specific features characterising valve gear arrangements
    • F01L2820/01—Absolute values
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C2204/00—Metallic materials; Alloys
    • F16C2204/10—Alloys based on copper
    • F16C2204/14—Alloys based on copper with zinc as the next major constituent
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C33/00—Parts of bearings; Special methods for making bearings or parts thereof
    • F16C33/02—Parts of sliding-contact bearings
    • F16C33/04—Brasses; Bushes; Linings
    • F16C33/06—Sliding surface mainly made of metal
    • F16C33/12—Structural composition; Use of special materials or surface treatments, e.g. for rust-proofing
    • F16C33/121—Use of special materials

Definitions

  • the invention relates to a special brass alloy product and to a use of such a special brass alloy product.
  • Special brass alloys are particularly suitable for producing forged alloy products.
  • special brass alloy products usually have sufficiently high strength values, so that such alloys are suitable for producing parts which are subjected to higher loads.
  • Described is a special brass alloy of the type in question, for example in WO 2006/058744 A1.
  • the alloy described in this document is used to make a valve guide.
  • the alloy disclosed in this document is also used to make synchronizer rings.
  • This prior art alloy has a composition of 59 to 73% by weight of Cu, 2.7 to 8.3% by weight of Mn, 1.5 to 6% by weight of Al, 0.2 to 4% by weight of Si , 0.2-3% by weight of Fe, max. 2% by weight Pb, max. 2% by weight of Ni, max.
  • the structure described in this prior art has a a- and ß-mixed crystal matrix, in which the ⁇ -phase is finely dispersed in proportions of up to 80%.
  • the ⁇ -precipitates are embedded in a needle-shaped and band-shaped manner in a mixed-Cr matrix.
  • the base material of ⁇ -phase gives the special brass alloy products produced from this alloy the desired strength values. Irregularly dispersedly distributed Mn-Fe silicides contribute to the wear resistance of a product made from this alloy.
  • the alloy described in this document can be subdivided into two alloy groups, namely a Pb-containing 0.5-1.5 wt.% Pb and an alloy with a lower lead content of max. 0.5% by weight of Pb.
  • the first alloy group is based on a Cu content of 70-73 wt.% Or 69.5-71.5 wt.%.
  • the lower lead version has a Cu content of 60 - 61, 5 wt .-% and a low lower Mn and AI content.
  • This object is achieved according to the invention by a special brass alloy product with 62-68 wt.% Cu, 0.2-2.2 wt.% Fe, 5.5-9.0 wt.% Mn, 3.5-7, 5% by weight Al, 0.6-2.5% by weight Si, max. 0.7% by weight of Sn, max. 0.7% by weight of Ni, max. 0.1 wt .-% Pb, balance Zn plus unavoidable impurities, wherein the special brass alloy product has a proportion of ⁇ -phase between 15% and 40%
  • a particular advantage of this special brass alloy product is the special composition of the alloy with its very precisely matched proportions of the alloying elements involved. This combined with a structure in the brass alloy product which has a proportion of ⁇ -phase of 15-40, in particular of more than 15% to less than 40%, wherein the ⁇ -phase not only finely dispersed, but forms larger grains gives the Special brass alloy product, surprisingly, properties that improve wear resistance.
  • the proportion of ⁇ -phase relatively softer ⁇ -phase gives the special brass alloy within certain limits a geometric adaptability to contact surfaces, the special brass alloy product should be provided for such an application. This is the case, for example, with distributor plates of hydraulic units.
  • the proportion of softer a-phase on the special brass alloy product also ensures that dirt particles can be embedded in the surface of the special brass alloy product. This is useful, for example, for special single-alloy products which are subject to slip or friction, for example synchronizer rings, bushings or valve guides. requirements.
  • dirt particles in particular of abrasive particles in the surface of such special brass alloy products, such dirt particles contained in the oil environment in such an application do not contribute to abrasion and thus to wear. The appearance of such particles is unavoidable. These are often small steel particles, mainly from components involved in the assembly.
  • the special brass alloy product has a proportion of ⁇ -phase between 15% and less than 40%.
  • the special brass alloy product has a proportion of ⁇ -phase between 15% and less than 40%.
  • the proportion of the ⁇ -phase present after the hot forming step (s), such as extrusion and / or forging is limited to between 300 ° C and 450 ° C in a narrower temperature window
  • the heat treatment is carried out in a temperature window between 400 ° C and 450 ° C for 8-10 hours. If this heat treatment at higher temperatures, and carried out at temperatures of more than 480 ° C, a further significant increase in the proportion of a-phase is no longer observed. Rather, their share decreases again.
  • this heat treatment for forming the ⁇ -phase in the desired proportions is preferably carried out at temperatures between 400 ° C and 450 ° C for a heat treatment time of 8 to 10 hours.
  • the result is of interest in that the proportion of ⁇ phase after a first hot working step, typically an extrusion step, performed at about 650 ° C or higher, is less than 10% to produce a pre-forged product.
  • the special brass alloy product no longer has a .alpha.-phase detectable by light microscopy.
  • the ⁇ -phase fraction then contributes less than 1% to the structure of the structure.
  • the proportion of ⁇ -phases can be increased to such a significant order of magnitude, up to the range of approximately 40%. In some cases, one will not want an ⁇ -phase content of about 40%, as this is too high for one or the other application.
  • the formation of the ⁇ -phase in the claimed proportion interval can be adjusted by the duration of the downstream heat treatment. If the heat treatment at a certain heat treatment temperature is made shorter, the resulting proportion of the a phase will be correspondingly lower. It is not overlooked that a certain, albeit small ⁇ -phase fraction can form in the course of hot forming, for example an extrusion process. However, the proportion of trainees can not, at least not be controlled to a sufficient extent, especially since the proportion forming is significantly below the a-phase fraction claimed by the invention.
  • the microstructure transformation alone leads to a change in volume and thus to a change in the topography of the surface subject to wear, for example the friction surface in the case of a synchronizer ring. This will affect the desired microadjustment. Since this does not occur in the case of the alloy according to the invention or a product made therefrom, the functionality of the special brass alloy product is considerably improved in comparison with previously known ones.
  • the temperature stability of the structure thus also has a positive effect on the tempering resistance of the alloy product with regard to its hardness, which then does not change even if the temperature is influenced.
  • the elongation at break of the alloy products produced from the special brass alloy is low and is typically between 2 and 5%.
  • the fraction of ⁇ -phase in the structure according to the invention which is significantly higher than non-heat-treated alloy products, increases the local ductility of the alloy product, which in turn reduces its impact sensitivity.
  • Fig. 2 a cross section (top) and a longitudinal section (bottom) by a performed at a first temperature
  • FIG. 3 shows a cross section (top) and a longitudinal section (bottom) by a heat treatment of the special brass alloy product carried out at a second temperature
  • FIG. 4 shows a cross section (top) and a longitudinal section (bottom) by a heat treatment of the special brass alloy product carried out at a third temperature
  • FIG. 5 shows a cross section (top) and a longitudinal section (bottom) through a heat treatment of the special brass alloy product carried out at a temperature above the claimed temperature window
  • FIG. 6 shows a micrograph of the sample of FIG. 4 for illustrating the rod-shaped distribution of the ⁇ -phase with the indication of the extent of individual primary grains in the high-temperature ⁇ -phase phase
  • FIG. 7 is a colored micrograph showing the hard phase distribution in a sample according to the invention.
  • FIG. 8 is a graph showing the frequency distribution of the areas of the intermetallic phases on the basis of the sample of FIG.
  • FIG. 10 shows the distribution of the spacing of the intermetallic phases from one another in the micrograph of FIG. 7
  • FIG. 11 shows a scanning electron micrograph with the sample points of an EDX analysis at a first location of the sample of the above figures, a scanning electron micrograph with the sample points of an EDX analysis at another location of the sample of the preceding figures, a scanning electron micrograph Image taken at 5000x magnification, a perspective view of a washer made of a forged semi-finished product for hydraulic application, and a diagram for making the wheel of FIG. 6.
  • This special brass alloy product has the following composition (all data in% by weight):
  • the extruded pre-forged product has a 9% a-phase content.
  • the proportion of intermetallic phases is over the length of the extruded pre-forged product about 10%.
  • the Brinell hardness (HBW 2.5 / 62.5) of the extruded pre-forged product was measured to be 218.
  • the extrusion process was carried out at about 650 ° C. Rings cut from the tube as pre-forged product were then heated to about 560 ° C and forged to synchronizer rings.
  • the proportion of ⁇ -phase was reduced by this heat treatment to less than 1%. Subsequently, the proportion of ⁇ -phase was adjusted because the synchronizing ring should have an ⁇ -phase content of about 25%.
  • This adjustment of the ⁇ -phase content was adjusted by means of a subsequent heat treatment at 420 ° C for 10 hours and subsequent air cooling and thus significantly increased compared to the present before this heat treatment a-phase component. Due to the special ⁇ -phase content of this special brass alloy product produced by way of example as a synchronizer ring, it has, above all, an embedding capability of foreign particles intended for minimizing wear.
  • the sequence of figures of Figures 1 to 5 shows the formation of the ⁇ -phase in the structure of the samples examined.
  • the sample of FIG. 1 was not subjected to any heat treatment following its shaping (forming).
  • the sample of Figure 2 was subjected to a heat treatment of 380 ° C for 10 hours.
  • the sample of Figure 3 was subjected to a heat treatment of 450 ° C for 3 hours, that of the sample of Figure 4 to a heat treatment of 450 ° C for 10 hours and the sample of Figure 5 to a heat treatment at 550 ° C for 10 hours.
  • the formation of the ⁇ -phase is clearly visible in the samples which have been subjected to a heat treatment of 380 ° C and 450 ° C for the indicated periods of time. In the sample subjected to a heat treatment of 550 ° C no ⁇ -phase is visible. Thus, these observations are consistent with the above observations on the different hardnesses of these samples.
  • the rod-shaped ⁇ phase is homogeneous within the ground plane. arranged in a distributed manner, which in turn has a positive effect on the above-described embeddability on contact surfaces (see FIG.
  • phase proportions in the microstructure are as follows: a- mixed crystal fraction: 31%, intermetallic phase: 1 1% and the remainder of the ⁇ -mixed crystal fraction.
  • Microhardness tests were performed on the individual phases according to HV 0.05. In each case, five sites of the sample have been sampled for ⁇ , ⁇ and ⁇ -mixed mixtures. The microhardness of the samples in the different phases is very similar to each other. The range of measurements at the ⁇ -phase sample sites is between 228-269 HV 0.05. That of the beta phase between 225-253 HV 0.05. In this spectrum are also the determined hardnesses for the mixed phase mixture. The fairly uniform hardness in the microstructure has a positive effect on the desired properties of the alloy product produced from the alloy. The silicides in the structure have a hardness of on average 1088 HV 0.05.
  • FIG. 7 shows the distribution of the hard phases in the microstructure.
  • the silicides are shown in different shades of gray compared to the ⁇ -ß structure shown in color.
  • the hard phases (silicides), as can be clearly seen in FIG. 7, are arranged in a line-like manner, wherein the distance between the nearest neighbors in a row is significantly smaller than the distance between the line neighbors.
  • the diagram of Figure 8 shows the frequency distribution of the surfaces of the intermetallic phases in a logarithmic classification with a maximum at about 1 1 ⁇ second
  • the area distribution curve shown in Figure 8 shows a narrow area distribution pattern.
  • the hard phases have a fairly uniform grain size. In fact, there are two maxima, but they are close together. These are almost seamlessly merged in the frequency distribution. This expresses itself also in a frequency distribution of the average grain diameter of the intermetallic phases, which can be seen from the diagram of Figure 9, a very narrow grain size spectrum between 10 and 16 ⁇ having a maximum at about 13 ⁇ .
  • the intermetallic phases (the hard phases) have a sufficient distance from one another, since embedding does not take place in the area of the hard phases. This can only be done in the hard phase spaces.
  • the diagram of Figure 10 shows a frequency distribution diagram of the distances with a maximum at a distance of about 16 ⁇ , the distance is hardly less than 2 ⁇ .
  • the next distances of the hard phases are regularly entered into the diagram of FIG. 10, and thus these distances represent the distances of the hard phases within a row.
  • the distances between the hard phases between the individual lines are two to three times greater than between the hard phases within a line.
  • Item 2 silicide 20,6 50,3 27,2 1, 9
  • Point 5 matrix total 5.1 3.4 68.3 23.1
  • Item 8 Matrix total 5.2 5.2 69.3 22.0
  • Item 9 Matrix total 5.6 1, 9 5.8 64.7 22.0
  • Figure 13 shows a scanning electron micrograph of high resolution of the same sample showing very fine precipitation-like phases (bright). These are very fine ⁇ -phase portions that seem to be in an orientation relationship with the ⁇ -phase ergot. A certain preferential orientation of the excretions is recognizable. These very fine-grained precipitates have a positive effect on the mechanical strength and the temperature resistance, since these displacement movements are blocked at the phase boundaries.
  • a distributor plate 1 for a hydraulic application was produced (see Figure 14).
  • the disc 1 comprises a central aperture 2 and a plurality of satellites of the central aperture 2 surrounding, also designed as perforations oil passage openings 3.
  • the oil passage openings 3 have a, according to their distance from the central axis curved, proximal slot-like geometry. In the illustrated embodiment, the diameter of the disc is about 1 10 mm.
  • the disk 1 has been produced in several steps. This will be explained below with reference to the flowchart of FIG.
  • a forging blank 4 has been separated in a first step.
  • This forging blank 4 is an annular disk-shaped body, which in FIG a side view is shown. The ring opening is not recognizable due to the chosen perspective.
  • the fiber course in the structure of the forging blank 4 extends in the longitudinal extent of the pressed pipe and thus parallel to the longitudinal axis of the central opening of the forging blank 4.
  • This central opening of the forging blank is the precursor to the central opening 2 of the disc 1.
  • the fiber course in the structure of the forging blanket runs in the illustration in Figure 15 in the vertical direction from top to bottom.
  • a forged semi-finished product 5 is made in a subsequent, performed at about 550 ° C forging step.
  • Forging depressions 6 have been created, which form the oil passage openings 3 after the subsequent finishing of the semifinished product.
  • the formed to form the recesses 6 material forms a bottom 7.
  • the wells 6 in the perspective of the semifinished product in Figure 15 are closed on the underside. Due to the geometry of the forging punch used for this purpose, which carries corresponding projections for forming the depressions 6, the transition from the walls enclosing the depressions 6 into the upper flat side recognizable in FIG. 7 is executed with a radius.
  • FIG. 15 shows the semifinished product 5 in a perspective view and in a cross-sectional view.
  • the cross-section through the semifinished product 5 shown in FIG. 15 runs along the line A-B of the perspective view.
  • FIG. 15 An enlarged schematic partial cross-sectional view in Figure 15 in the transition from a recess 6 in the forging punch facing flat side of the forged semi-finished product 5 illustrates the relevant structure formation.
  • the surface near the edge region has a first edge zone 8, which is characterized by its particular fine grain of the adjacent thereto and with respect to the surface 9 more remote areas.
  • a second edge zone 10 that extends to a slightly greater depth, the grains are the course of the adjacent Surface 9 following, adjusted.
  • the edge zone 10 is set to a particular extent on the forge pressure side, thus on the side on which the forging punch acts with its to support the depressions 6 supporting extensions.
  • the semifinished product 5 is brought to its final geometry by machining.
  • the machining is done by turning. Turned off in the illustrated embodiment of the surface 9, of the surface 9 opposite flat side 12, the radial outer side and the central aperture wall forming removed so that then the semifinished product 5 has the final contour shown in Figure 14.
  • the contour of the finished wheel 1 is indicated by dashed lines. This also shows the spatial position of the disc to be created within the semifinished product 5.
  • the floors 7 including the adjoining radii are also removed in the transition to the walls 1 1 and the initially forged depressions 6 thereby opened to form the oil passage openings 3.
  • the depth of the recesses 6 starting from the surface 9 of the forging dies facing flat side of the semifinished product 5 is designed so that they extend to a depth that they are completely opened by removing their bottoms 7 including the adjacent radii for forming the oil passage openings 3 ,
  • the distributor plate 1 was subjected to a heat treatment at 420 ° C for 10 hours, followed by air cooling. Brinell hardness (HBW 2.5 / 62.5) was measured at this special brass alloy product at 218. This special brass alloy product was tested for strength values. These led to the following result:
  • silicides are incorporated following the forming structure.
  • the longitudinal extension of the rod-shaped silicides follows the surface of the special brass alloy product provided by the shaping. Therefore, these special brass alloy products have high wear resistance at the contact surface (s).
  • the pronounced ⁇ -phase in the special brass alloy products ensures the desired local ductility and the associated embedding capacity of foreign particles.
  • the uniform distribution of the silicides and the equally uniform distribution of the ⁇ -phase components in the structure in addition to a relatively high hardness, give these special brass alloy products properties so that they can be used for a very wide variety of applications.

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Abstract

The invention relates to a special brass alloy product comprising 62 – 68 wt.% Cu, 0.2 – 2.2 wt.% Fe, 5.5 – 9.0 wt.% Mn, 3.5 – 7.5 wt.% Al, 0.6 – 2.5 wt.% Si, max. 0.7 wt.% Sn, max. 0.7 wt.% Ni, max. 0.1 wt.% Pb, with the rest being Zn together with unavoidable impurities, and having a portion of α-phase between 15% and 40%. The invention also relates to a method for producing a special brass alloy product of this type, wherein, in a first step, a semi-finished product is produced from a blank with at least one hot forming step, and wherein the semi-finished product is subsequently subjected to a heat treatment between 300°C and 450°C for 3 to 12 hours, in order to form the α-phase portion.

Description

Sondermessinglegierungsprodukt sowie Verwendung desselben  Special brass alloy product and use thereof
Die Erfindung betrifft ein Sondermessinglegierungsprodukt sowie eine Verwendung eines solchen Sondermessinglegierungsproduktes. The invention relates to a special brass alloy product and to a use of such a special brass alloy product.
Sondermessinglegierungen eignen sich in besonderer weise zum Herstellen von geschmiedeten Legierungsprodukten. Sondermessinglegierungs- produkte verfügen zudem in aller Regel über hinreichend hohe Festigkeitswerte, sodass sich derartige Legierungen zum Herstellen von Teilen eignen, die höheren Belastungen ausgesetzt sind. Beschrieben ist eine Sondermessinglegierung der in Rede stehenden Art beispielsweise in WO 2006/058744 A1 . Die in diesem Dokument beschriebene Legierung wird zur Herstellung einer Ventilführung eingesetzt. Eingesetzt wird die in diesem Dokument offenbarte Legierung auch zum Herstellen von Synchronringen. Diese vorbekannte Legierung hat eine Zusammensetzung von 59 bis 73 Gew.-% Cu, 2,7 - 8,3 Gew.-% Mn, 1 ,5 - 6 Gew.-% AI, 0,2 - 4 Gew.-% Si, 0,2 - 3 Gew.-% Fe, max. 2 Gew.-% Pb, max. 2 Gew.-% Ni, max. 0,2 Gew.-% Sn sowie wahlweise wenigstens eines der Elemente V, Cr, Ti oder Zr, B, Sb, P, Cd oder Co mit jeweils geringen Anteilen mit einem Rest Zn. Das in diesem Stand der Technik beschriebene Gefüge weist eine a- und ß-Mischkristallmatrix auf, bei der die α-Phase mit Anteilen von bis zu 80% feindispers verteilt ist. In einer ß-mischkristallinen Grundmasse sind die α-Ausscheidungen nadel- und bandförmig eingebettet. Die Grundmasse aus ß-Phase verleiht den aus dieser Legierung hergestellten Sondermessinglegierungsprodukten die gewünschten Festigkeitswerte. Regellos dispers verteilt angeordnete Mn-Fe-Silizide tragen zur Verschleißfestigkeit eines aus dieser Legierung hergestellten Produktes bei. Special brass alloys are particularly suitable for producing forged alloy products. In addition, special brass alloy products usually have sufficiently high strength values, so that such alloys are suitable for producing parts which are subjected to higher loads. Described is a special brass alloy of the type in question, for example in WO 2006/058744 A1. The alloy described in this document is used to make a valve guide. The alloy disclosed in this document is also used to make synchronizer rings. This prior art alloy has a composition of 59 to 73% by weight of Cu, 2.7 to 8.3% by weight of Mn, 1.5 to 6% by weight of Al, 0.2 to 4% by weight of Si , 0.2-3% by weight of Fe, max. 2% by weight Pb, max. 2% by weight of Ni, max. 0.2 wt .-% Sn and optionally at least one of the elements V, Cr, Ti or Zr, B, Sb, P, Cd or Co, each with small proportions with a radical Zn. The structure described in this prior art has a a- and ß-mixed crystal matrix, in which the α-phase is finely dispersed in proportions of up to 80%. The α-precipitates are embedded in a needle-shaped and band-shaped manner in a mixed-Cr matrix. The base material of β-phase gives the special brass alloy products produced from this alloy the desired strength values. Irregularly dispersedly distributed Mn-Fe silicides contribute to the wear resistance of a product made from this alloy.
Die in diesem Dokument beschriebene Legierung kann in zwei Legierungsgruppen unterteilt werden, und zwar eine Pb-haltige mit 0,5 - 1 ,5 Gew.-% Pb sowie eine Legierung mit einem geringeren Bleianteil von max. 0,5 Gew.-% Pb. Die erste Legierungsgruppe baut auf einen Cu- Gehalt von 70 - 73 Gew.-% bzw. 69,5 bis 71 , 5 Gew.-% auf. Die bleiärmere Variante weist einen Cu-Anteil von 60 - 61 ,5 Gew.-% und einen gerin- geren Mn- sowie AI-Gehalt auf. The alloy described in this document can be subdivided into two alloy groups, namely a Pb-containing 0.5-1.5 wt.% Pb and an alloy with a lower lead content of max. 0.5% by weight of Pb. The first alloy group is based on a Cu content of 70-73 wt.% Or 69.5-71.5 wt.%. The lower lead version has a Cu content of 60 - 61, 5 wt .-% and a low lower Mn and AI content.
Auch wenn die aus derartigen Legierungen hergestellten Sondermessin- glegierungsprodukte im Allgemeinen den an sie gestellten Anforderungen genügen, wäre es wünschenswert, wenn deren Verschleiß weiter reduziert werden könnte. Es ist somit Aufgabe der Erfindung, ein Sondermessinglegierungsprodukt vorzuschlagen, welches nicht nur den an dieses gestellten Festigkeitsanforderungen genügt, sondern zudem gegenüber vorbekannten eine bessere Verschleißbeständigkeit. Vielfach werden derartige Sondermessinglegierungsprodukte in tribologischen Systemen eingesetzt. Although the special brass alloy products made from such alloys generally meet the requirements placed on them, it would be desirable if their wear could be further reduced. It is therefore an object of the invention to propose a special brass alloy product, which not only satisfies the demands made on this strength requirements, but also over previously known better wear resistance. In many cases, such special brass alloy products are used in tribological systems.
Gelöst wird diese Aufgabe erfindungsgemäß durch ein Sondermessinglegierungsprodukt mit 62 - 68 Gew.-% Cu, 0,2 - 2,2 Gew.-% Fe, 5,5 - 9,0 Gew.-% Mn, 3,5 - 7,5 Gew.-% AI, 0,6 - 2,5 Gew.-% Si, max. 0,7 Gew.-% Sn, max. 0,7 Gew.-% Ni, max. 0,1 Gew.-% Pb, Rest Zn nebst unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei das Sondermessinglegierungsprodukt einen Anteil an α-Phase zwischen 15 % und 40 % aufweist This object is achieved according to the invention by a special brass alloy product with 62-68 wt.% Cu, 0.2-2.2 wt.% Fe, 5.5-9.0 wt.% Mn, 3.5-7, 5% by weight Al, 0.6-2.5% by weight Si, max. 0.7% by weight of Sn, max. 0.7% by weight of Ni, max. 0.1 wt .-% Pb, balance Zn plus unavoidable impurities, wherein the special brass alloy product has a proportion of α-phase between 15% and 40%
Von besonderem Vorteil bei diesem Sondermessinglegierungsprodukt ist die besondere Zusammensetzung der Legierung mit ihren sehr genau aufeinander abgestimmten Anteilen der beteiligten Legierungselemente. Dieses kombiniert mit einem Gefüge im Messinglegierungsprodukt, welches einen Anteil an α-Phase von 15 - 40, insbesondere von mehr als 15% bis weniger als 40% aufweist, wobei die α-Phase nicht lediglich feindispers verteilt, sondern größere Körner ausbildet, verleiht dem Sondermessinglegierungsprodukt überraschenderweise Eigenschaften, durch die die Verschleißbeständigkeit verbessert ist. Der Anteil an bezüglich der ß- Phase relativ weicherer α-Phase verleiht dem Sondermessinglegierungsprodukt in gewissen Grenzen eine geometrische Anpassungsfähigkeit an Kontaktflächen, sollte das Sondermessinglegierungsprodukt für einen solchen Anwendungsfall vorgesehen sein. Dieses ist beispielsweise der Fall bei Verteilerplatten von Hydraulikaggregaten. Der Anteil weicherer a- Phase an dem Sondermessinglegierungsprodukt sorgt zudem dafür, dass Schmutzpartikel in der Oberfläche des Sondermessinglegierungsproduk- tes eingebettet werden können. Dieses ist beispielsweise bei Sondermes- singlegierungsprodukten sinnvoll, die auf Gleitung oder Reibung beansprucht sind, wie beispielsweise Synchronringe, Buchsen oder Ventilfüh- rungen. Infolge der Einbettungsfähigkeit von Schmutzpartikeln, insbesondere auch von abrasiven Partikeln in der Oberfläche derartiger Sonder- messinglegierungsprodukte tragen solche in der Ölumgebung bei einer solchen Anwendung enthaltene Schmutzpartikel nicht zu einer Abrasion und somit zu einem Verschleiß bei. Das Auftreten derartiger Partikel ist unvermeidbar. Hierbei handelt es sich vielfach um kleine Stahlpartikel, die vor allem von an der Baugruppe beteiligten Bauteilen stammen. Diese werden durch Einbetten in die Oberfläche des Sondermessinglegierungs- produktes aus der Ölumgebung entfernt und somit bezüglich ihrer abrasiven Tätigkeit unschädlich gemacht. Die feindisperse Verteilung der a- Phase im Gefüge und die relativ große Größe der α-Phasenanteile, von typischerweise 30 - 60 μιτι, gewährleistet eine diesbezüglich homogene Eigenschaft über die diesbezüglich beanspruchte Oberfläche des Son- dermessinglegierungsproduktes. Dieses begründet beispielsweise bei Synchronringen, aber auch bei Ventilführungen oder Buchsen, deren verbesserte Verschleißbeständigkeit. Dieses ist unerwartet, da man zur Erhöhung der Verschleißbeständigkeit bei derartigen Sondermessinglegie- rungsprodukten bislang auf eine höhere Härte und den Einbau eines möglichst hohen Anteils an verschleißminimierenden Siliziden gesetzt hat. Insofern war es überraschend, dass trotz Bereitstellens eines im Bereich der α-Phase weicheren Sondermessinglegierungsproduktes dennoch seine Verschleißfestigkeit verbessert ist. Dabei ist nicht unwesentlich, dass die α-Phase einen Anteil zwischen 15 und 40 % aufweist. Ist der Anteil der a- Phase geringer, ist die Verschleißbeständigkeit nicht hinreichend verbessert. Bei einem α-Phasenanteil von mehr als 40 % wird das Sondermes- singlegierungsprodukt insgesamt zu weich, sodass sich dieses für bestimmte Anwendungen nicht mehr eignet. Besonders bevorzugt ist ein Anteil der α-Phase zwischen 20 und 35 %, insbesondere zwischen 25 und 30 %. A particular advantage of this special brass alloy product is the special composition of the alloy with its very precisely matched proportions of the alloying elements involved. This combined with a structure in the brass alloy product which has a proportion of α-phase of 15-40, in particular of more than 15% to less than 40%, wherein the α-phase not only finely dispersed, but forms larger grains gives the Special brass alloy product, surprisingly, properties that improve wear resistance. The proportion of β-phase relatively softer α-phase gives the special brass alloy within certain limits a geometric adaptability to contact surfaces, the special brass alloy product should be provided for such an application. This is the case, for example, with distributor plates of hydraulic units. The proportion of softer a-phase on the special brass alloy product also ensures that dirt particles can be embedded in the surface of the special brass alloy product. This is useful, for example, for special single-alloy products which are subject to slip or friction, for example synchronizer rings, bushings or valve guides. requirements. As a result of the embedding ability of dirt particles, in particular of abrasive particles in the surface of such special brass alloy products, such dirt particles contained in the oil environment in such an application do not contribute to abrasion and thus to wear. The appearance of such particles is unavoidable. These are often small steel particles, mainly from components involved in the assembly. These are removed from the oil environment by embedding them in the surface of the special brass alloy product and are thus rendered harmless with regard to their abrasive action. The finely dispersed distribution of the α-phase in the microstructure and the relatively large size of the α-phase components, typically 30-60 μιτι, ensures a homogenous property in this regard on the claimed in this respect surface of the special brass alloy product. This justifies, for example, in synchronizer rings, but also in valve guides or bushings, their improved wear resistance. This is unexpected since, in order to increase the wear resistance of special brass alloy products of this type, hitherto a higher hardness and the incorporation of the highest possible proportion of wear-minimizing silicides has been used. In this respect, it was surprising that despite providing a special brass alloy product softer in the α-phase, its wear resistance is nevertheless improved. It is not insignificant that the α-phase has a share between 15 and 40%. If the proportion of the α-phase is lower, the wear resistance is not sufficiently improved. With an α-phase content of more than 40%, the special brassier product as a whole becomes too soft, so that it is no longer suitable for certain applications. Particularly preferred is a proportion of the α-phase between 20 and 35%, in particular between 25 and 30%.
Die vorgenannten besonderen Eigenschaften lassen sich weiter verbessern, wenn die Legierung, aus der das Sondermessinglegierungsprodukt hergestellt ist, folgende Zusammensetzung aufweist: The abovementioned special properties can be further improved if the alloy from which the special brass alloy product is made has the following composition:
62 - 68 Gew.-% Cu,  62-68% by weight of Cu,
0,2 - 2,2 Gew.-% Fe,  0.2-2.2% by weight Fe,
5,5 - 9,0 Gew.-% Mn,  5.5-9.0% by weight of Mn,
3,5 - 7,5 Gew.-% AI, 0,6 - 2,5 Gew.-% Si, 3.5 to 7.5% by weight of Al, 0.6-2.5% by weight of Si,
max. 0,7 Gew.-% Sn,  Max. 0.7% by weight of Sn,
max. 0,7 Gew.-% Ni,  Max. 0.7% by weight of Ni,
max. 0,1 Gew.-% Pb,  Max. 0.1% by weight of Pb,
Rest Zn nebst unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei das Son- dermessinglegierungsprodukt einen Anteil an α-Phase zwischen 15 % und weniger als 40 % aufweist.  Remainder Zn together with unavoidable impurities, wherein the special brass alloy product has a proportion of α-phase between 15% and less than 40%.
Eine weitere Steigerung lässt sich erreichen, wenn die Mn-, AI- und Si- Anteile noch etwas weiter eingeengt werden und die Legierung, aus der das Sondermessinglegierungsprodukt hergestellt ist, folgende Zusammensetzung aufweist: A further increase can be achieved if the Mn, Al and Si fractions are concentrated a little further and the alloy from which the special brass alloy product is made has the following composition:
62 - 68 Gew.-% Cu,  62-68% by weight of Cu,
0,5 - 1 ,5 Gew.-% Fe,  0.5-1.5% by weight Fe,
7,0 - 9,0, insbesondere 7,2 - 8,5 Gew.-% Mn,  7.0-9.0, in particular 7.2-8.5 wt.% Mn,
4,0 - 6,5 insbesondere 4,5 - 6,0 Gew.-% AI,  4.0-6.5, in particular 4.5-6.0% by weight of Al,
0,7 - 2,3, insbesondere 1 ,0 - 2,0 Gew.-% Si,  0.7-2.3, in particular 1, 0-2.0% by weight of Si,
max. 0,5 Gew.-% Sn,  Max. 0.5% by weight of Sn,
max. 0,5 Gew.-% Ni,  Max. 0.5% by weight of Ni,
max. 0,1 Gew.-% Pb,  Max. 0.1% by weight of Pb,
Rest Zn nebst unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei das Sondermessinglegierungsprodukt einen Anteil an α-Phase zwischen 15 % und weniger als 40 % aufweist.  Remainder Zn together with unavoidable impurities, wherein the special brass alloy product has a proportion of α-phase between 15% and less than 40%.
Von Besonderheit bei den vorstehend beschriebenen Legierungen ist, dass der Anteil der α-Phase, der nach dem oder den warm durchgeführten Formgebungsschritten vorliegt, etwa Strangpressen und/oder Schmieden, durch eine in einem engeren Temperaturfenster zwischen 300°C und 450°C für 3 bis 10 Stunden durchgeführte Wärmebehandlung im Gefüge des Legierungsproduktes signifikant angehoben und vor allem auf einen definierten Anteil gebracht werden kann. Vorzugsweise wird die Wärmebehandlung in einem Temperaturfenster zwischen 400°C und 450°C für 8 - 10 Stunden durchgeführt. Wird diese Wärmebehandlung bei höheren Temperaturen, und zwar bei Temperaturen von mehr als 480°C durchgeführt, ist eine weitere nennenswerte Steigerung des Anteils der a-Phase nicht mehr zu beobachten. Vielmehr nimmt deren Anteil wieder ab. Bei niedrigeren Temperaturen bei Durchführung dieser Wärmebehandlung, und zwar zwischen 300°C und 400°C, lässt sich der gewünschte Anteil der α-Phase im Gefüge des Sondermessinglegierungsproduktes zwar einstellen, jedoch wird hierfür eine längere Zeit für den Umwandlungsprozess benötigt. Aus diesem Grunde wird diese Warmbehandlung zum Ausbilden der α-Phase in den gewünschten Anteilen vorzugsweise bei Temperaturen zwischen 400°C und 450°C bei einer Dauer der Wärmebehandlung von 8 bis 10 Stunden durchgeführt. Das Ergebnis ist insofern von Interesse, da der Anteil der α-Phase nach einem ersten Warmumformschritt, typischerweise einem Strangpressschritt, durchgeführt bei etwa 650°C oder höher, zum Herstellen eines Vorschmiedeproduktes kleiner als 10% ist. Wird ein solches stranggepresstes Vorschmiedeprodukt warm geschmiedet, wobei das Schmieden typischerweise bei einer Temperatur um etwa 500°C bis 600°C durchgeführt wird, weist das Sondermessinglegierungsprodukt keine lichtmikroskopisch nachweisbare α-Phase mehr auf. Dieses bedeutet, dass der Anteil der α-Phase dann mit weniger als 1 % am Aufbau des Ge- füges beteiligt ist. Insofern war nicht zu erwarten, dass mit der vorbeschriebenen speziellen Sondermessinglegierung durch eine nachgeschaltete Wärmebehandlung in dem genannten Temperaturfenster für die ebenfalls genannte Dauer der Anteil an α-Phasen sich in solch signifikanter Größenordnung erhöhen lässt, und zwar bis in den Bereich von etwa 40%. In einigen Fällen wird man einen α-Phasenanteil von etwa 40% nicht wünschen, da dieser für die eine oder andere Anwendung zu hoch ist. Die Ausbildung der α-Phase in dem beanspruchten Anteilsintervall lässt sich durch die Dauer der nachgeschalteten Wärmebehandlung einstellen. Wird die Wärmebehandlung bei einer bestimmten Wärmebehandlungstemperatur kürzer ausgeführt, wird der sich einstellende Anteil der a- Phase entsprechend geringer sein. Es wird nicht übersehen, dass sich auch ein gewisser, wenn auch geringer α-Phasenanteil im Zuge einer Warmumformung, beispielsweise einem Strangpressverfahren ausbilden kann. Allerdings lässt sich der auszubildende Anteil nicht, jedenfalls nicht in einem hinreichenden Maße kontrollieren, zumal der sich ausbildende Anteil deutlich unterhalb dem durch die Erfindung beanspruchten a- Phasenanteil liegt. It is a peculiarity of the alloys described above that the proportion of the α-phase present after the hot forming step (s), such as extrusion and / or forging, is limited to between 300 ° C and 450 ° C in a narrower temperature window Up to 10 hours carried out heat treatment in the structure of the alloy product can be significantly increased and above all brought to a defined proportion. Preferably, the heat treatment is carried out in a temperature window between 400 ° C and 450 ° C for 8-10 hours. If this heat treatment at higher temperatures, and carried out at temperatures of more than 480 ° C, a further significant increase in the proportion of a-phase is no longer observed. Rather, their share decreases again. At lower temperatures when performing this heat treatment, Although between 300 ° C and 400 ° C, the desired proportion of α-phase in the microstructure of the special brass alloy product set, but this is a longer time for the conversion process needed. For this reason, this heat treatment for forming the α-phase in the desired proportions is preferably carried out at temperatures between 400 ° C and 450 ° C for a heat treatment time of 8 to 10 hours. The result is of interest in that the proportion of α phase after a first hot working step, typically an extrusion step, performed at about 650 ° C or higher, is less than 10% to produce a pre-forged product. If such an extruded pre-forged product is hot-forged, with the forging typically being carried out at a temperature of about 500 ° C to 600 ° C, the special brass alloy product no longer has a .alpha.-phase detectable by light microscopy. This means that the α-phase fraction then contributes less than 1% to the structure of the structure. In this respect, it was not to be expected that with the above-described special special brass alloy by means of a downstream heat treatment in the mentioned temperature window for the duration also mentioned, the proportion of α-phases can be increased to such a significant order of magnitude, up to the range of approximately 40%. In some cases, one will not want an α-phase content of about 40%, as this is too high for one or the other application. The formation of the α-phase in the claimed proportion interval can be adjusted by the duration of the downstream heat treatment. If the heat treatment at a certain heat treatment temperature is made shorter, the resulting proportion of the a phase will be correspondingly lower. It is not overlooked that a certain, albeit small α-phase fraction can form in the course of hot forming, for example an extrusion process. However, the proportion of trainees can not, at least not be controlled to a sufficient extent, especially since the proportion forming is significantly below the a-phase fraction claimed by the invention.
Von besonderem Vorteil der erfindungsgemäßen Sondermessinglegierung beziehungsweise eines daraus mit dem beanspruchten Verfahren hergestellten Legierungsproduktes ist die Temperaturbeständigkeit seines Ge- füges. Daher eignen sich diese Legierungsprodukte vor allem auch für einen Einsatz in höher temperierten Umgebungen, wie dieses beispielsweise bei Synchronringen oder im Falle von Ventilbuchsen bei Verbrennungsmotoren der Fall ist. Diese Temperaturstabilität trägt zu einer höheren Verschleißbeständigkeit bei. Wäre das Legierungsprodukt nicht hinreichend temperaturstabil, wären bei einer Temperaturbeanspruchung Gefügeumwandlungen zumindest in der Oberfläche des Legierungsproduktes, beispielsweise eines Synchronringes zu beobachten. Aufgrund unterschiedlicher thermischer Wärmeausdehnungskoeffizienten würden solche Änderungen sodann zu einem erhöhten Verschleiß führen, was jedoch durch die Temperaturbeständigkeit des Gefüges wirksam verhindert ist. Allein die Gefügeumwandlung führt zu einer Volumenänderung und damit zu einer Änderung in der Topographie der einem Verschleiß unterworfenen Fläche, beispielsweise der Reibfläche bei einem Synchronring. Hierdurch wird die gewünschte Mikroanpassung beeinträchtigt. Da dieses bei der erfindungsgemäßen Legierung beziehungsweise einem daraus hergestellten Produkt nicht eintritt, ist insofern die Funktionalität des Sonder- messinglegierungsproduktes gegenüber vorbekannten deutlich verbessert. Die Temperaturstabilität des Gefüges wirkt sich somit auch auf die Anlassbeständigkeit des Legierungsproduktes in Bezug auf seine Härte positiv aus, die sich sodann auch bei einer Temperaturbeeinflussung nicht ändert. Of particular advantage of the special brass alloy according to the invention or of an alloy product produced therefrom with the claimed process is the temperature resistance of its füges. Therefore, these alloy products are especially suitable for use in higher-temperature environments, as is the case for example with synchronizer rings or in the case of valve bushings in internal combustion engines. This temperature stability contributes to a higher wear resistance. If the alloy product were not sufficiently thermally stable, microstructure transformations would be observed at least in the surface of the alloy product, for example a synchronizer ring, during a temperature stress. Due to different thermal expansion coefficients such changes would then lead to increased wear, which is effectively prevented by the temperature resistance of the structure. The microstructure transformation alone leads to a change in volume and thus to a change in the topography of the surface subject to wear, for example the friction surface in the case of a synchronizer ring. This will affect the desired microadjustment. Since this does not occur in the case of the alloy according to the invention or a product made therefrom, the functionality of the special brass alloy product is considerably improved in comparison with previously known ones. The temperature stability of the structure thus also has a positive effect on the tempering resistance of the alloy product with regard to its hardness, which then does not change even if the temperature is influenced.
Die Bruchdehnung der aus der Sondermessinglegierung hergestellten Legierungsprodukte ist gering und beträgt typischerweise zwischen 2 und 5%. The elongation at break of the alloy products produced from the special brass alloy is low and is typically between 2 and 5%.
Der erfindungsgemäße Anteil an α-Phase im Gefüge, die gegenüber nicht wärmebehandelten Legierungsprodukten signifikant höher ist, erhöht die lokale Duktilität des Legierungsproduktes, wodurch die Stoßempfindlichkeit desselben wiederum herabgesetzt ist. The fraction of α-phase in the structure according to the invention, which is significantly higher than non-heat-treated alloy products, increases the local ductility of the alloy product, which in turn reduces its impact sensitivity.
Die Erfindung ist nachfolgend anhand einzelner Untersuchungen näher beschrieben. Zu diesem Zweck wird auch auf die beiliegenden Figuren Bezug genommen. Von diesen zeigen: The invention is described below with reference to individual investigations. For this purpose, reference is also made to the accompanying figures. From these show:
Einen Querschnitt (oben) und einen Längsschnitt (unten) durch ein wärmeunbehandeltes Sondermessinglegierungs- produkt, A cross section (top) and a longitudinal section (bottom) through a heat-treated special brass alloy product,
Fig. 2: einen Querschnitt (oben) und einen Längsschnitt (unten) durch eine bei einer ersten Temperatur durchgeführtenFig. 2: a cross section (top) and a longitudinal section (bottom) by a performed at a first temperature
Wärmebehandlung des Sondermessinglegierungsproduktes, Heat treatment of the special brass alloy product,
Fig. 3: einen Querschnitt (oben) und einen Längsschnitt (unten) durch eine bei einer zweiten Temperatur durchgeführten Wärmebehandlung des Sondermessinglegierungsproduktes, 3 shows a cross section (top) and a longitudinal section (bottom) by a heat treatment of the special brass alloy product carried out at a second temperature,
Fig. 4: einen Querschnitt (oben) und einen Längsschnitt (unten) durch eine bei einer dritten Temperatur durchgeführten Wärmebehandlung des Sondermessinglegierungsproduktes, 4 shows a cross section (top) and a longitudinal section (bottom) by a heat treatment of the special brass alloy product carried out at a third temperature,
Fig. 5: einen Querschnitt (oben) und einen Längsschnitt (unten) durch eine bei einer oberhalb des beanspruchten Temperaturfensters durchgeführten Wärmebehandlung des Sonder- messinglegierungsproduktes, 5 shows a cross section (top) and a longitudinal section (bottom) through a heat treatment of the special brass alloy product carried out at a temperature above the claimed temperature window,
Fig. 6: ein Gefügebild der Probe der Figur 4 zum Darstellen der stäbchenförmigen Verteilung der α-Phase mit der Angabe der Erstreckung einzelner primärer Körner im Hochtempera- tur-ß-Einphasengebiet, 6 shows a micrograph of the sample of FIG. 4 for illustrating the rod-shaped distribution of the α-phase with the indication of the extent of individual primary grains in the high-temperature β-phase phase,
Fig. 7: ein koloriertes Gefügebild zum Darstellen der Hartphasen- verteilung in einer erfindungsgemäßen Probe, FIG. 7 is a colored micrograph showing the hard phase distribution in a sample according to the invention, FIG.
Fig. 8: ein Diagramm darstellend die Häufigkeitsverteilung der Flä- chen der intermetallischen Phasen anhand der Probe derFIG. 8 is a graph showing the frequency distribution of the areas of the intermetallic phases on the basis of the sample of FIG
Darstellung der Figur 7, Representation of Figure 7,
Fig. 9: die Verteilung der mittleren Durchmesser der intermetallischen Phasen im Gefügebild der Figur 7, 9: the distribution of the mean diameters of the intermetallic phases in the micrograph of FIG. 7, FIG.
Fig. 10: die Verteilung des Abstandes der intermetallischen Phasen voneinander in dem Gefügebild der Figur 7, Fig. 11 : eine rasterelektronenmikroskopische Aufnahme mit den darauf eingetragenen Probenpunkten einer EDX-Analyse an einer ersten Stelle der Probe der vorstehenden Figuren, eine rasterelektronenmikroskopische Aufnahme mit den darauf eingetragenen Probenpunkten einer EDX-Analyse an einer anderen Stelle der Probe der vorstehenden Figuren, eine rasterelektronenmikroskopische Aufnahme bei 5000- facher Vergrößerung, eine perspektivische Ansicht einer aus einem geschmiedeten Halbzeug hergestellten Scheibe für eine hydraulische Anwendung und ein Diagramm zum Herstellen der Scheibe der Figur 6. 10 shows the distribution of the spacing of the intermetallic phases from one another in the micrograph of FIG. 7, FIG. 11 shows a scanning electron micrograph with the sample points of an EDX analysis at a first location of the sample of the above figures, a scanning electron micrograph with the sample points of an EDX analysis at another location of the sample of the preceding figures, a scanning electron micrograph Image taken at 5000x magnification, a perspective view of a washer made of a forged semi-finished product for hydraulic application, and a diagram for making the wheel of FIG. 6.
Für Untersuchungen wurden verschiedene Sondermessinglegierungspro- dukte aus dem vorbeschriebenen Spektrum hergestellt. Beispielhaft ist nachstehend eine erste Ausführung erläutert. Dieses Sondermessinglegie- rungsprodukt weist folgende Zusammensetzung auf (sämtliche Angaben in Gew.-%): For investigations, various special brass alloy products were produced from the spectrum described above. By way of example, a first embodiment is explained below. This special brass alloy product has the following composition (all data in% by weight):
Aus dieser Legierung wurden Rohre als Halbzeuge stranggepresst, aus denen Ringe als Vorschmiedeprodukte hergestellt worden sind. Die Ringe sind in üblicher weise zum Formen eines Synchronringes als Sondermes- singlegierungsprodukt geschmiedet worden und anschließend zum Einstellen des gewünschten α-Phasenanteils einer Wärmebehandlung unterworfen worden. Die Wärmebehandlung wurde bei 400°C für 6 Stunden durchgeführt. From this alloy tubes were extruded as semi-finished products, from which rings have been produced as Vorschmiedeproducts. The rings have been forged in a customary manner for forming a synchronizer ring as a special single-alloy product and then subjected to a heat treatment to set the desired α-phase content. The heat treatment was carried out at 400 ° C for 6 hours.
Das stranggepresste Vorschmiedeprodukt weist einen Anteil an a-Phase von 9% auf. Der Anteil intermetallischer Phasen beträgt über die Länge des stranggepressten Vorschmiedeproduktes hinweg etwa 10%. Die Härte nach Brinell (HBW 2,5/62,5) des stranggepressten Vorschmiedeproduktes wurde mit 218 gemessen. Das Strangpressverfahren wurde bei etwa 650°C durchgeführt. Aus dem Rohr geschnittene Ringe als Vorschmiede- produkt wurden anschließend auf etwa 560°C erwärmt und zu Synchronringen geschmiedet. Der Anteil der α-Phase wurde durch diese Wärmbehandlung auf weniger als 1 % reduziert. Anschließend wurde der Anteil der α-Phase eingestellt, da der Synchronring einen α-Phasenanteil von etwa 25 % aufweisen soll. Dieses Einstellen des α-Phasenanteils wurde im Wege einer nachfolgend durchgeführten Wärmebehandlung bei 420°C für 10 Stunden und anschließender Luftabkühlung eingestellt und somit signifikant gegenüber dem vor dieser Wärmebehandlung vorhandenen a- Phasenanteil erhöht. Aufgrund des besonderen α-Phasenanteils dieses beispielhaft als Synchronring hergestellten Sondermessinglegierungspro- duktes weist dieses vor allem eine zur Verschleißminimierung vorgesehene Einbettfähigkeit von Fremdpartikeln auf. The extruded pre-forged product has a 9% a-phase content. The proportion of intermetallic phases is over the length of the extruded pre-forged product about 10%. The Brinell hardness (HBW 2.5 / 62.5) of the extruded pre-forged product was measured to be 218. The extrusion process was carried out at about 650 ° C. Rings cut from the tube as pre-forged product were then heated to about 560 ° C and forged to synchronizer rings. The proportion of α-phase was reduced by this heat treatment to less than 1%. Subsequently, the proportion of α-phase was adjusted because the synchronizing ring should have an α-phase content of about 25%. This adjustment of the α-phase content was adjusted by means of a subsequent heat treatment at 420 ° C for 10 hours and subsequent air cooling and thus significantly increased compared to the present before this heat treatment a-phase component. Due to the special α-phase content of this special brass alloy product produced by way of example as a synchronizer ring, it has, above all, an embedding capability of foreign particles intended for minimizing wear.
An dem aus der vorgennannte Legierung hergestellten stranggepressten Halbzeug wurden zum Darstellen der Erfindung Glühversuche durchge- führt, die sehr anschaulich anhand der sich bei unterschiedlichen Wärmebehandlungstemperaturen und/oder Behandlungsdauern sich ändernde Gefüge in Bezug auf den Anteil der α-Phase zeigen. Dieses kann in einfacher Weise anhand der sich ändernden Härte nachvollzogen werden. Das Ausbilden der α-Phase führt zu einer geringfügigen Reduzierung der Här- te. Die Härte des Gefüges ist aufgrund der geringeren Härte der a- Phasenanteile gegenüber derjenigen der ß-Phasenanteile eine geeignete Größe, um Rückschlüsse auf den Anteil der durch die Wärmebehandlung gebildeten α-Phase im Gefüge zu ziehen. In der nachfolgenden Tabelle ist das Ergebnis dieser Untersuchungsreihe wiedergegeben: Härte Härte On the extruded semifinished product produced from the abovementioned alloy, glow tests were carried out to illustrate the invention, which show very clearly on the basis of the structure which changes at different heat treatment temperatures and / or treatment periods with respect to the proportion of the α phase. This can be easily understood based on the changing hardness. The formation of the α-phase leads to a slight reduction of the hardness. The hardness of the microstructure is due to the lower hardness of the a-phase components over that of the ß-phase components a suitable size to draw conclusions about the proportion of α-phase formed by the heat treatment in the structure. The following table shows the result of this series of tests: Hardness hardness
Probe Brinell Brinell  Rehearsal Brinell Brinell
[HBW 2,5/62,5] [HBW 2,5/62,5]  [HBW 2.5 / 62.5] [HBW 2.5 / 62.5]
längs quer  longitudinally across
Ungeglüht 196 203  Not annealed 196 203
380°C/10h 193 198  380 ° C / 10h 193 198
450°C/3h 186 196  450 ° C / 3h 186 196
450°C/10h 183 194  450 ° C / 10h 183 194
550°C/10h 206 205  550 ° C / 10h 206 205
Aus dieser Untersuchungsreihe wird deutlich, dass die Härte der jeweiligen Probe mit zunehmender Glühtemperatur bis 450°C herabgesetzt wird. Dieses ist dem sich im Zuge der Wärmebehandlung innerhalb der genannten Temperaturspanne und dem Zeitfenster ausbildenden a-Phasenanteil geschuldet. Gemäß dieser Untersuchungsreihe bildet sich der größte a- Phasenanteil (etwa 35 % bis knapp 40%) bei einer Wärmebehandlung bei 450°C für 10 Stunden aus. Von Interesse ist, dass bei höheren Temperaturen der α-Phasenanteil wieder abnimmt bzw. die Umwandlung nicht in der gewünschten Weise abläuft, was sich in dieser Untersuchungsreihe durch die signifikant höhere Härte dieser Probe bemerkbar macht. From this series of investigations it becomes clear that the hardness of the respective sample is reduced with increasing annealing temperature up to 450 ° C. This is due to the forming during the heat treatment within said temperature range and the time window a-phase component. According to this series of studies, the largest proportion of a-phase (about 35% to almost 40%) forms during a heat treatment at 450 ° C for 10 hours. Of interest is that at higher temperatures, the α-phase component decreases again or the conversion does not proceed in the desired manner, which is noticeable in this series of studies by the significantly higher hardness of this sample.
Die Figurenfolge der Figuren 1 bis 5 zeigt die Ausbildung der α-Phase im Gefüge der untersuchten Proben. Die Probe der Figur 1 wurde keiner ihrer Formgebung (Umformung) nachgeschalteten Wärmebehandlung unterworfen. Die Probe der Figur 2 wurde einer Warmbehandlung von 380°C für 10 Stunden unterworfen. Die Probe der Figur 3 einer Warmbehandlung von 450°C für 3 Stunden, diejenige der Probe der Figur 4 einer Wärmebehandlung von 450°C für 10 Stunden und die Probe der Figur 5 einer Wärmebehandlung bei 550°C für 10 Stunden unterworfen. The sequence of figures of Figures 1 to 5 shows the formation of the α-phase in the structure of the samples examined. The sample of FIG. 1 was not subjected to any heat treatment following its shaping (forming). The sample of Figure 2 was subjected to a heat treatment of 380 ° C for 10 hours. The sample of Figure 3 was subjected to a heat treatment of 450 ° C for 3 hours, that of the sample of Figure 4 to a heat treatment of 450 ° C for 10 hours and the sample of Figure 5 to a heat treatment at 550 ° C for 10 hours.
Die Ausbildung der α-Phase ist bei den Proben, die eine Wärmebehandlung von 380°C bzw. 450°C für die angegebenen Zeitdauern unterworfen worden sind, deutlich zu erkennen. In der mit einer Wärmebehandlung von 550°C unterworfenen Probe ist keine α-Phase mehr erkennbar. Somit sind diese Beobachtungen konsistent mit den vorstehenden Beobachtungen zur unterschiedlichen Härte dieser Proben. Bei den erfindungsgemäßen Proben ist die stäbchenförmige α-Phase homogen innerhalb der Schliff- ebenen verteilt angeordnet, was sich wiederum positiv auf die vorbeschriebene Einbettfähigkeit an Kontaktflächen bemerkbar macht (s. Figur 6). The formation of the α-phase is clearly visible in the samples which have been subjected to a heat treatment of 380 ° C and 450 ° C for the indicated periods of time. In the sample subjected to a heat treatment of 550 ° C no α-phase is visible. Thus, these observations are consistent with the above observations on the different hardnesses of these samples. In the samples according to the invention, the rod-shaped α phase is homogeneous within the ground plane. arranged in a distributed manner, which in turn has a positive effect on the above-described embeddability on contact surfaces (see FIG.
Anhand einer erfindungsgemäßen Probe aus der vorstehenden Tabelle mit einer Warmbehandlungstemperatur von 450°C für 10 Stunden nach dem Warmumformschritt wurden Gefüge-Untersuchungen durchgeführt. Die Phasenanteile im Gefüge stellen sich hierbei wie folgt dar: a- Mischkristallanteil: 31 %, intermetallische Phase: 1 1 % und Rest ß- Mischkristallanteil. On the basis of a sample according to the invention from the above table with a heat treatment temperature of 450 ° C for 10 hours after the hot forming step, microstructural investigations were carried out. The phase proportions in the microstructure are as follows: a- mixed crystal fraction: 31%, intermetallic phase: 1 1% and the remainder of the β-mixed crystal fraction.
An den einzelnen Phasen wurden Mikrohärteuntersuchungen durchgeführt, und zwar gemäß HV 0,05. Beprobt worden sind zu a-, ß- und dem a- ß-Mischgemenge jeweils fünf Stellen der Probe. Die Mikrohärte der Proben in den unterschiedlichen Phasen ist sehr ähnlich zueinander. Die Spanne der Messungen an den Probenstellen der α-Phase beläuft sich zwischen 228-269 HV 0,05. Diejenige der ß-Phase zwischen 225-253 HV 0,05. In diesem Spektrum liegen auch die ermittelten Härten für das Mischphasengemenge. Die recht einheitliche Härte im Mikrogefüge wirkt sich positiv auf die gewünschten Eigenschaften des aus der Legierung hergestellten Legierungsproduktes aus. Die Silizide im Gefüge weisen eine Härte von durchschnittlich 1088 HV 0,05 auf. Microhardness tests were performed on the individual phases according to HV 0.05. In each case, five sites of the sample have been sampled for α, β and α-mixed mixtures. The microhardness of the samples in the different phases is very similar to each other. The range of measurements at the α-phase sample sites is between 228-269 HV 0.05. That of the beta phase between 225-253 HV 0.05. In this spectrum are also the determined hardnesses for the mixed phase mixture. The fairly uniform hardness in the microstructure has a positive effect on the desired properties of the alloy product produced from the alloy. The silicides in the structure have a hardness of on average 1088 HV 0.05.
Figur 7 zeigt die Verteilung der Hartphasen in dem Gefüge. Die Silizide sind gegenüber dem farblich einheitlich dargestellten α-ß-Gefüge in unterschiedlichen Grautönen gezeigt. Die Hartphasen (Silizide) sind, wie deutlich in Figur 7 erkennbar, zeilenartig angeordnet, wobei der Abstand zwischen den nächsten Nachbarn in einer Zeile deutlich kleiner ist als der Abstand zwischen den Zeilennachbarn. FIG. 7 shows the distribution of the hard phases in the microstructure. The silicides are shown in different shades of gray compared to the α-ß structure shown in color. The hard phases (silicides), as can be clearly seen in FIG. 7, are arranged in a line-like manner, wherein the distance between the nearest neighbors in a row is significantly smaller than the distance between the line neighbors.
Das Diagramm der Figur 8 zeigt die Häufigkeitsverteilung der Flächen der intermetallischen Phasen in einer logarithmischen Klassifizierung mit einem Maximum bei etwa 1 1 μηη2. Die in Figur 8 gezeigte Kurve der Flächenverteilung zeigt ein enges Flächenverteilungsmuster. Die Hartphasen weisen eine recht einheitliche Korngröße auf. Tatsächlich sind zwei Maxi- ma, die jedoch eng bei einander liegen, auszumachen. Diese gehen in der Häufigkeitsverteilung quasi nahtlos ineinander über. Dieses drückt sich auch in einer Häufigkeitsverteilung der mittleren Korndurchmesser der intermetallischen Phasen aus, die wie aus dem Diagramm der Figur 9 erkennbar, ein sehr enges Korngrößenspektrum zwischen 10 und 16 μηη mit einem Maximum bei etwa 13 μηη aufweisen. The diagram of Figure 8 shows the frequency distribution of the surfaces of the intermetallic phases in a logarithmic classification with a maximum at about 1 1 μηη second The area distribution curve shown in Figure 8 shows a narrow area distribution pattern. The hard phases have a fairly uniform grain size. In fact, there are two maxima, but they are close together. These are almost seamlessly merged in the frequency distribution. This expresses itself also in a frequency distribution of the average grain diameter of the intermetallic phases, which can be seen from the diagram of Figure 9, a very narrow grain size spectrum between 10 and 16 μηη having a maximum at about 13 μηη.
Für die zu den erfindungsgemäßen Proben beschriebene Einbettfähigkeit ist wesentlich, dass die intermetallischen Phasen (die Hartphasen) einen hinreichenden Abstand zueinander aufweisen, da im Bereich der Hartphasen eine Einbettung nicht erfolgt. Dieses kann nur in den Hartphasenzwi- schenräumen erfolgen. Das Diagramm der Figur 10 zeigt ein Häufigkeitsverteilungsdiagramm der Abstände mit einem Maximum bei einem Abstand von etwa 16 μητι, wobei der Abstand kaum kleiner als 2 μηη beträgt. Bei diesem Diagramm ist zu berücksichtigen, dass in das Diagramm der Figur 10 regelmäßig nur die nächsten Abstände der Hartphasen eingegangen sind und somit diese Abstände die Abstände der Hartphasen innerhalb einer Zeile darstellen. Wie aus der Figur 7 zu erkennen, sind die Abstände der Hartphasen zwischen den einzelnen Zeilen zwei- bis dreimal so groß wie zwischen den Hartphasen innerhalb einer Zeile. For the embedding capacity described for the samples according to the invention, it is essential that the intermetallic phases (the hard phases) have a sufficient distance from one another, since embedding does not take place in the area of the hard phases. This can only be done in the hard phase spaces. The diagram of Figure 10 shows a frequency distribution diagram of the distances with a maximum at a distance of about 16 μητι, the distance is hardly less than 2 μηη. In this diagram, it should be noted that only the next distances of the hard phases are regularly entered into the diagram of FIG. 10, and thus these distances represent the distances of the hard phases within a row. As can be seen from FIG. 7, the distances between the hard phases between the individual lines are two to three times greater than between the hard phases within a line.
An der vorbeschriebenen Probe wurden zudem rasterelektronenmikrosko- pische Untersuchungen durchgeführt, um daran EDX-Analysen zum Erfassen des lokalen Chemismus zu erhalten. Dieses wurde an zwei Stellen der Probe vorgenommen. Die rasterelektronenmikroskopischen Aufnahmen sind in den Figuren 1 1 und 12 gezeigt. Zu beachten ist die unterschiedliche Vergrößerung in den beiden Proben. Die Ergebnisse der EDX- Analysen zu den Probenpunkten auf der Photographie der Figur 1 1 ist in nachstehender Tabelle wiedergegeben: Scanning electron microscopic investigations were also carried out on the sample described above in order to obtain EDX analyzes for detecting the local chemistry. This was done in two places in the sample. The scanning electron micrographs are shown in FIGS. 11 and 12. Note the difference in magnification between the two samples. The results of the EDX analyzes on the sample points in the photograph of FIG. 11 are shown in the following table:
Gew.-% AI-K Si-K Mn-K Fe-K Cu-K Zn-KWt% Al-K Si-K Mn-K Fe-K Cu-K Zn-K
Punkt 1 : Silizid 20,5 47,4 28,3 3,9 Point 1: silicide 20.5 47.4 28.3 3.9
Punkt 2: Silizid 20,6 50,3 27,2 1 ,9  Item 2: silicide 20,6 50,3 27,2 1, 9
Punkt 3: Silizid 20,3 54,5 19,7 5,5  Item 3: silicide 20.3 54.5 19.7 5.5
Punkt 4: Matrix-gesamt 4,8 3,2 68,3 23,7 Item 4: Matrix total 4.8 3.8 6.2 68.3 23.7
Punkt 5: Matrix-gesamt 5,1 3,4 68,3 23,1Point 5: matrix total 5.1 3.4 68.3 23.1
Punkt 6: Matrix-gesamt 3,4 73,2 23,4Item 6: Matrix total 3.4 73.2 23.4
Punkt 7: Matrix-gesamt 4,9 3,4 67,9 23,7Item 7: Matrix total 4.9 3.4 67.9 23.7
Punkt 8: Matrix-gesamt 5,2 3,5 69,3 22,0 Punkt 9: Matrix-gesamt 5,6 1 ,9 5,8 64,7 22,0 Item 8: Matrix total 5.2 5.2 69.3 22.0 Item 9: Matrix total 5.6 1, 9 5.8 64.7 22.0
Die chemischen Analysen der Proben, die auf der Photographie der Figur 12 gezeigt sind, sind nachstehend wiedergegeben: The chemical analyzes of the samples shown in the photograph of Fig. 12 are shown below.
Figur 13 zeigt eine rasterelektronenmikroskopische Aufnahme hoher Auflösung derselben Probe, die sehr feine ausscheidungsartige Phasen (hell) zeigt. Hierbei handelt es sich um sehr feine α-Phasenanteile, die in einer Orientierungsbeziehung zu dem ß-Phasen-Mutterkorn zu stehen scheinen. Eine bestimmte Vorzugsorientierung der Ausscheidungen ist erkennbar. Diese sehr feinkörnigen Ausscheidungen wirken sich positiv auf die mechanische Festigkeit und die Temperaturfestigkeit aus, da durch diese Versetzungsbewegungen an den Phasengrenzen blockiert werden. Figure 13 shows a scanning electron micrograph of high resolution of the same sample showing very fine precipitation-like phases (bright). These are very fine α-phase portions that seem to be in an orientation relationship with the β-phase ergot. A certain preferential orientation of the excretions is recognizable. These very fine-grained precipitates have a positive effect on the mechanical strength and the temperature resistance, since these displacement movements are blocked at the phase boundaries.
In einer weiteren Probe der Zusammensetzung CuZn20Mn7AI5Si1 wurde eine Verteilerplatte 1 für eine hydraulische Anwendung hergestellt (s. Figur 14). Die Scheibe 1 umfasst eine zentrale Durchbrechung 2 und mehrere nach Art von Satelliten die zentrale Durchbrechung 2 umgebende, ebenfalls als Durchbrechungen ausgeführte Öldurchgangsöffnungen 3. Die Öl- durchgangsöffnungen 3 weisen eine, entsprechend ihrem Abstand von der zentralen Achse gekrümmte, angenährt langlochartige Geometrie auf. Bei dem dargestellten Ausführungsbeispiel beträgt der Durchmesser der Scheibe etwa 1 10 mm.  In a further sample of the composition CuZn20Mn7Al5Si1, a distributor plate 1 for a hydraulic application was produced (see Figure 14). The disc 1 comprises a central aperture 2 and a plurality of satellites of the central aperture 2 surrounding, also designed as perforations oil passage openings 3. The oil passage openings 3 have a, according to their distance from the central axis curved, proximal slot-like geometry. In the illustrated embodiment, the diameter of the disc is about 1 10 mm.
Die Scheibe 1 ist in mehreren Schritten hergestellt worden. Dieses ist nachstehend unter Bezug auf das Flussdiagramm der Figur 15 erläutert. The disk 1 has been produced in several steps. This will be explained below with reference to the flowchart of FIG.
Aus einem aus der Sondermessinglegierung stranggepressten Rohr ist in einem ersten Schritt ein Schmiederohling 4 abgetrennt worden. Dieser Schmiederohling 4 ist ein ringscheibenförmiger Körper, der in Figur 15 in einer Seitenansicht gezeigt ist. Die Ringöffnung ist aufgrund der gewählten Perspektive nicht erkennbar. Der Faserverlauf im Gefüge des Schmiederohlings 4 verläuft in Längserstreckung des gepressten Rohres und somit parallel zur Längsachse der zentralen Öffnung des Schmiederohlings 4. Diese zentrale Öffnung des Schmiederohlings stellt die Vorstufe zu der zentralen Durchbrechung 2 der Scheibe 1 dar. Der Faserverlauf im Gefüge des Schmiederohlings 4 verläuft in der Darstellung in Figur 15 in vertikaler Richtung von oben nach unten. From a tube extruded from the special brass alloy, a forging blank 4 has been separated in a first step. This forging blank 4 is an annular disk-shaped body, which in FIG a side view is shown. The ring opening is not recognizable due to the chosen perspective. The fiber course in the structure of the forging blank 4 extends in the longitudinal extent of the pressed pipe and thus parallel to the longitudinal axis of the central opening of the forging blank 4. This central opening of the forging blank is the precursor to the central opening 2 of the disc 1. The fiber course in the structure of the forging blanket runs in the illustration in Figure 15 in the vertical direction from top to bottom.
Aus diesem Schmiederohling 4 wird in einem nachfolgenden, bei etwa 550°C durchgeführten Schmiedeschritt ein geschmiedetes Halbzeug 5 gefertigt. Durch den Vorgang des Schmiedens sind Vertiefungen 6 erstellt worden, die nach der nachfolgenden Fertigbearbeitung des Halbzeuges die Öldurchgangsöffnungen 3 bilden. Das zum Ausbilden der Vertiefungen 6 umgeformte Material bildet einen Boden 7. Durch diesen sind die Vertiefungen 6 in der Perspektive des Halbzeuges in Figur 15 unterseitig verschlossen. Aufgrund der Geometrie des hierfür verwendeten Schmiedestempels, der zum Ausbilden der Vertiefungen 6 entsprechende Fortsätze trägt, ist der Übergang von den die Vertiefungen 6 einfassenden Wänden in die in Figur 7 erkennbare obere Flachseite mit einem Radius ausgeführt. From this forging blank 4, a forged semi-finished product 5 is made in a subsequent, performed at about 550 ° C forging step. By the process of forging depressions 6 have been created, which form the oil passage openings 3 after the subsequent finishing of the semifinished product. The formed to form the recesses 6 material forms a bottom 7. Through this, the wells 6 in the perspective of the semifinished product in Figure 15 are closed on the underside. Due to the geometry of the forging punch used for this purpose, which carries corresponding projections for forming the depressions 6, the transition from the walls enclosing the depressions 6 into the upper flat side recognizable in FIG. 7 is executed with a radius.
In der Figur 15 ist das Halbzeug 5 in einer perspektivischen Ansicht sowie in einer Querschnittsdarstellung gezeigt. Der in Figur 15 gezeigte Querschnitt durch das Halbzeug 5 verläuft entlang der Linie A-B der perspektivischen Ansicht. FIG. 15 shows the semifinished product 5 in a perspective view and in a cross-sectional view. The cross-section through the semifinished product 5 shown in FIG. 15 runs along the line A-B of the perspective view.
Durch den Schmiedeschritt ist zumindest in der Oberflächen nahen Randzone die Gefügestruktur des Schmiederohlings 4 geändert worden. Eine vergrößerte schematisierte Teilquerschnittdarstellung in der Figur 15 im Übergang von einer Vertiefung 6 in die dem Schmiedestempel zugewandte Flachseite des geschmiedeten Halbzeuges 5 verdeutlicht die diesbezügliche Gefügeausbildung. Der Oberflächen nahe Randbereich weist eine erste Randzone 8 auf, die sich durch ihre besondere Feinkörnigkeit von den daran angrenzenden und bezüglich der Oberfläche 9 entfernteren Bereichen auszeichnet. Eine zweite Randzone 10, die sich bis in eine etwas größere Tiefe erstreckt, sind die Körner dem Verlauf der angrenzenden Oberfläche 9 folgend, eingeregelt. Die Randzone 10 wird im besonderen Maße auf der Schmiededruckseite eingestellt, mithin auf derjenigen Seite, auf der der Schmiedestempel mit seinen zur Ausbildung der Vertiefungen 6 tragenden Fortsätzen wirkt. Dieses ist in Figur 15 die Oberseite des Halbzeuges 5. Die Feinkörnigkeit und die Einregelung des Faserverlaufs ist eine Folge der durch den Schmiedeprozess geleisteten Umformarbeit. Diese ist in den Vertiefungen 6 am größten, sodass die die Vertiefungen 6 einfassenden Wände 1 1 des geschmiedeten Halbzeuges 5 in besonderem Maße die vorbeschriebenen Randzonen 8, 10 aufweisen. Die Einregelung derSilizide ist deutlich erkennbar. By the forging step, the microstructure of the forging blank 4 has been changed at least in the surface near the edge zone. An enlarged schematic partial cross-sectional view in Figure 15 in the transition from a recess 6 in the forging punch facing flat side of the forged semi-finished product 5 illustrates the relevant structure formation. The surface near the edge region has a first edge zone 8, which is characterized by its particular fine grain of the adjacent thereto and with respect to the surface 9 more remote areas. A second edge zone 10 that extends to a slightly greater depth, the grains are the course of the adjacent Surface 9 following, adjusted. The edge zone 10 is set to a particular extent on the forge pressure side, thus on the side on which the forging punch acts with its to support the depressions 6 supporting extensions. This is the top of the semifinished product 5 in FIG. 15. The fine graininess and the regulation of the fiber course are a consequence of the forming work performed by the forging process. This is greatest in the depressions 6, so that the walls 6 surrounding the depressions 6 of the forged semi-finished product 5 have the above-described edge zones 8, 10 to a particular extent. The adjustment of the silicides is clearly recognizable.
In einem dem Schmiedeprozess nachgeschalteten Bearbeitungsschritt wird das Halbzeug 5 spanend auf seine Endgeometrie gebracht. Bei dem dargestellten Ausführungsbeispiel wird die spanende Bearbeitung durch Drehen vorgenommen. Abgedreht wird bei dem dargestellten Ausführungsbeispiel von der Oberfläche 9, von der der Oberfläche 9 gegenüber liegenden Flachseite 12, der radialen äußeren Seite sowie der die zentrale Durchbrechung bildenden Wand entfernt, sodass anschließend das Halbzeug 5 die in Figur 14 gezeigte Endkontur aufweist. In der Seitenansicht des Halbzeuges 5 in der Figur 15 ist die Kontur der fertig bearbeiteten Scheibe 1 gestrichelt angedeutet. Dieses zeigt auch die Raumlage der zu erstellenden Scheibe innerhalb des Halbzeuges 5. Im Zuge des spanenden Bearbeitungsschrittes zum Entfernen von Material von der Flachseite 12 werden ebenfalls die Böden 7 einschließlich der daran angrenzenden Radien im Übergang zu den Wänden 1 1 entfernt und die zunächst geschmiedeten Vertiefungen 6 hierdurch zum Ausbilden der Öldurchgangs- öffnungen 3 geöffnet. In a processing step downstream of the forging process, the semifinished product 5 is brought to its final geometry by machining. In the illustrated embodiment, the machining is done by turning. Turned off in the illustrated embodiment of the surface 9, of the surface 9 opposite flat side 12, the radial outer side and the central aperture wall forming removed so that then the semifinished product 5 has the final contour shown in Figure 14. In the side view of the semi-finished product 5 in Figure 15, the contour of the finished wheel 1 is indicated by dashed lines. This also shows the spatial position of the disc to be created within the semifinished product 5. In the course of the machining step for removing material from the flat side 12, the floors 7 including the adjoining radii are also removed in the transition to the walls 1 1 and the initially forged depressions 6 thereby opened to form the oil passage openings 3.
Die Tiefe der Vertiefungen 6 ausgehend von der Oberfläche 9 der Schmiedestempel zugewandten Flachseite des Halbzeuges 5 ist so ausgelegt, dass sich diese bis in eine Tiefe erstrecken, dass diese durch Entfernen ihrer Böden 7 einschließlich der daran angrenzenden Radien vollständig zum Ausbilden der Öldurchgangsöffnungen 3 geöffnet sind. The depth of the recesses 6 starting from the surface 9 of the forging dies facing flat side of the semifinished product 5 is designed so that they extend to a depth that they are completely opened by removing their bottoms 7 including the adjacent radii for forming the oil passage openings 3 ,
Nach dem Schmieden und der spanenden Bearbeitung wurde die Verteilerplatte 1 einer Wärmebehandlung bei 420°C für 10 Stunden und anschließender Luftabkühlung unterworfen. Die Brinell-Härte (HBW 2,5/62,5) wurde bei diesem Sondermessinglegierungsprodukt mit 218 gemessen. Dieses Sondermessinglegierungsprodukt wurde in Bezug auf seine Festigkeitswerte untersucht. Diese führten zu folgendem Ergebnis: After forging and machining, the distributor plate 1 was subjected to a heat treatment at 420 ° C for 10 hours, followed by air cooling. Brinell hardness (HBW 2.5 / 62.5) was measured at this special brass alloy product at 218. This special brass alloy product was tested for strength values. These led to the following result:
In untersuchten erfindungsgemäßen Proben sind dem Umformgefüge folgend Silizide eingelagert. Die Längserstreckung der stäbchenförmigen Silizide folgt der durch das Umformen bereitgestellten Oberfläche des Sondermessinglegierungsproduktes. Daher ist bei diesen Sondermessin- glegierungsprodukten ein hoher Verschleißwiderstand an der oder den Kontaktflächen vorhanden. Die in den Sondermessinglegierungsprodukten deutlich ausgeprägte α-Phase sorgt für die gewünschte lokale Duktilität und das damit einhergehende Einbettvermögen von Fremdpartikeln. Die gleichmäßige Verteilung der Silizide und die ebenfalls gleichmäßige Verteilung der α-Phasenanteile im Gefüge verleihen neben einer relativ hohen Härte diesen Sondermessinglegierungsprodukten Eigenschaften, damit diese für unterschiedlichste Anwendungen einsetzbar sind. In investigated samples according to the invention silicides are incorporated following the forming structure. The longitudinal extension of the rod-shaped silicides follows the surface of the special brass alloy product provided by the shaping. Therefore, these special brass alloy products have high wear resistance at the contact surface (s). The pronounced α-phase in the special brass alloy products ensures the desired local ductility and the associated embedding capacity of foreign particles. The uniform distribution of the silicides and the equally uniform distribution of the α-phase components in the structure, in addition to a relatively high hardness, give these special brass alloy products properties so that they can be used for a very wide variety of applications.
Bezugszeichenliste LIST OF REFERENCE NUMBERS
Scheibe disc
Durchbrechung  perforation
Oldurchgangsöffnung  Oldurchgangsöffnung
Schmiederohling  forging blank
Halbzeug  Workpiece
Vertiefung  deepening
Boden  ground
Randzone  border zone
Oberfläche  surface
Randzone  border zone
Wand  wall
Flachseite  flat side

Claims

Patentansprüche claims
Sondermessinglegierungsprodukt mit Special brass alloy product with
62 - 68 Gew.-% Cu,  62-68% by weight of Cu,
0,2 - 2,2 Gew.-% Fe,  0.2-2.2% by weight Fe,
5,5 - 9,0 Gew.-% Mn,  5.5-9.0% by weight of Mn,
3,5 - 7,5 Gew.-% AI,  3.5 to 7.5% by weight of Al,
0,6 - 2,5 Gew.-% Si,  0.6-2.5% by weight of Si,
max. 0,7 Gew.-% Sn,  Max. 0.7% by weight of Sn,
max. 0,7 Gew.-% Ni,  Max. 0.7% by weight of Ni,
max. 0,1 Gew.-% Pb,  Max. 0.1% by weight of Pb,
Rest Zn nebst unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei das Sondermessinglegierungsprodukt einen Anteil an α-Phase zwischen 15 % und 40 % aufweist. Remainder Zn together with unavoidable impurities, wherein the special brass alloy product has a proportion of α-phase between 15% and 40%.
Sondermessinglegierungsprodukt nach Anspruch 1 mit Special brass alloy product according to claim 1 with
62 - 68 Gew.-% Cu,  62-68% by weight of Cu,
0,5 - 1 ,5 Gew.-% Fe,  0.5-1.5% by weight Fe,
6,5 - 9,0 Gew.-% Mn,  6.5-9.0% by weight of Mn,
4,0 - 7,0 Gew.-% AI,  4.0-7.0% by weight of Al,
1 ,0 - 2,2 Gew.-% Si,  1, 0-2.2% by weight of Si,
max. 0,5 Gew.-% Sn,  Max. 0.5% by weight of Sn,
max. 0,5 Gew.-% Ni,  Max. 0.5% by weight of Ni,
max. 0,1 Gew.-% Pb,  Max. 0.1% by weight of Pb,
Rest Zn nebst unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei das Sondermessinglegierungsprodukt einen Anteil an α-Phase zwischen 15 % und 40 % aufweist. Remainder Zn together with unavoidable impurities, wherein the special brass alloy product has a proportion of α-phase between 15% and 40%.
Sondermessinglegierungsprodukt nach Anspruch 2 mit Special brass alloy product according to claim 2 with
62 - 68 Gew.-% Cu,  62-68% by weight of Cu,
0,5 - 1 ,5 Gew.-% Fe,  0.5-1.5% by weight Fe,
7,0 - 9,0 insbesondere 7,2 - 8,5 Gew.-% Mn,  7.0-9.0, especially 7.2-8.5% by weight Mn,
4,0 - 6,5, insbesondere 4,5 - 6,0 Gew.-% AI,  4.0-6.5, in particular 4.5-6.0% by weight of Al,
0,7 - 2,3, insbesondere 1 ,0 - 2,0 Gew.-% Si,  0.7-2.3, in particular 1, 0-2.0% by weight of Si,
max. 0,5 Gew.-% Sn,  Max. 0.5% by weight of Sn,
max. 0,5 Gew.-% Ni, max. 0,1 Gew.-% Pb, Max. 0.5% by weight of Ni, Max. 0.1% by weight of Pb,
Rest Zn nebst unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei das Sondermessinglegierungsprodukt einen Anteil an α-Phase zwischen 15 % und 40 % aufweist.  Remainder Zn together with unavoidable impurities, wherein the special brass alloy product has a proportion of α-phase between 15% and 40%.
4. Sondermessinglegierungsprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis4. special brass alloy product according to one of claims 1 to
3, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil der α-Phase zwischen 20 und 35 % beträgt. 3, characterized in that the proportion of α-phase is between 20 and 35%.
5. Sondermessinglegierungsprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis5. special brass alloy product according to one of claims 1 to
4, dadurch gekennzeichnet, dass sich die α-Phase in Stäbchenform innerhalb primärer Hochtemperatur-ß-Phasengebieten im Gefüge befindet. 4, characterized in that the α-phase is in the form of a rod within primary high-temperature β-phase regions in the microstructure.
6. Sondermessinglegierungsprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis6. special brass alloy product according to one of claims 1 to
5, dadurch gekennzeichnet, dass die Silizide zeilenweise im Gefüge angeordnet sind und der Abstand der Zeilen der Silizide größer ist als der Abstand der Silizide voneinander innerhalb einer Zeile. 5, characterized in that the silicides are arranged line by line in the structure and the distance between the rows of silicides is greater than the distance of the silicides from each other within a row.
7. Sondermessinglegierungsprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis7. special brass alloy product according to one of claims 1 to
6, dadurch gekennzeichnet, dass die primären Hochtemperatur-ß- Phasen submikroskopische α-Phasenausscheidungen aufweisen. 6, characterized in that the primary high-temperature β phases have submicroscopic α-phase precipitates.
8. Sondermessinglegierungsprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis8. special brass alloy product according to one of claims 1 to
7, dadurch gekennzeichnet, dass das Sondermessinglegierungsprodukt ein durch Schmieden eines aus der Sondermessinglegierung hergestellten Halbzeuges geformtes Produkt ist. 7, characterized in that the special brass alloy product is a product formed by forging a semi-finished product produced from the special brass alloy.
9. Sondermessinglegierungsprodukt nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass das Sondermessinglegierungsprodukt ein Synchronring oder eine Verteilerplatte eines Hydraulikaggregates ist. 9. special brass alloy product according to claim 8, characterized in that the special brass alloy product is a synchronizer ring or a distributor plate of a hydraulic unit.
10. Verfahren zum Herstellen eines Sondermessinglegierungsproduk- tes nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass in einem ersten Schritt aus einem Rohling ein Halbzeug durch zumindest einen Warnnunnfornnschntt hergestellt wird und dass zur Ausbildung des α-Phasenanteils das Halbzeug anschließend einer Wärmebehandlung zwischen 300°C und 450°C für 3 bis 12 Stunden unterworfen wird. 10. A method for producing a special brass alloy product according to any one of claims 1 to 9, characterized in that in a first step from a blank by a semifinished product at least one Warnnunnfornnschntt is prepared and that for the formation of the α-phase portion, the semi-finished product is then subjected to a heat treatment between 300 ° C and 450 ° C for 3 to 12 hours.
11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Wärmebehandlung in einem Temperaturfenster zwischen 400°C und 500°C für 8 bis 10 Stunden durchgeführt wird. 11. The method according to claim 10, characterized in that the heat treatment is carried out in a temperature window between 400 ° C and 500 ° C for 8 to 10 hours.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 oder 1 1 , dadurch gekennzeichnet, dass die Wärmebehandlung durchgeführt wird, damit der α-Phasenanteil im Gefüge zwischen 20% und 35% beträgt. 12. The method according to any one of claims 10 or 1 1, characterized in that the heat treatment is carried out so that the α-phase content in the microstructure between 20% and 35%.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 12, dadurch gekenn- zeichnet, dass der Warmumformschritt bei einer Temperatur zwischen 500°C und 600°C durchgeführt wird. 13. The method according to any one of claims 10 to 12, characterized in that the hot forming step is carried out at a temperature between 500 ° C and 600 ° C.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass der Warmumformschritt als Schmiedeschritt ausge- führt wird. 14. The method according to any one of claims 10 to 13, characterized in that the hot forming step is performed as a forging step.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass mit dem Verfahren ein Synchronring oder eine Verteilerplatte eines Hydraulikaggregates hergestellt wird. 15. The method according to any one of claims 10 to 14, characterized in that the method, a synchronizer ring or a distributor plate of a hydraulic unit is produced.
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