JP2002115016A - 銅−亜鉛−アルミニウム鍛錬材料及びその使用 - Google Patents
銅−亜鉛−アルミニウム鍛錬材料及びその使用Info
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Classifications
-
- 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
- F16C9/00—Bearings for crankshafts or connecting-rods; Attachment of connecting-rods
- F16C9/04—Connecting-rod bearings; Attachments thereof
-
- 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
-
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、６３．５−６６．５％
銅と、２．０−５．４％アルミニウムと、４．１−４．
９％マンガンと、２．６−３．４％鉄と、１．１−１．
９％ニッケルと、残りは亜鉛と、通常の不純物とから成
る銅-亜鉛-アルミニウム鍛錬材料に関して、材料が応力
緩和に対する特に高い耐性と、少ない沈降挙動とを有す
るため、前記材料は、好ましくは軸受ブシュの製造用
に、特に内燃機関の連接棒及びピストン用に適するもの
とする。 【解決手段】 応力緩和に対する高い耐性と、少
ない沈降挙動とを有する銅-亜鉛-アルミニウム鍛錬材料
であって、前記鍛錬材料が６３．５−６６．５％銅と、
２．０−５．４％アルミニウムと、４．１−４．９％マ
ンガンと、２．６−３．４％鉄と、１．１−１．９％ニ
ッケルと、残りは亜鉛と、通常の不純物とから成ること
とし、軸受ブシュの製造用の、特に内燃機関の連接棒及
びピストン用の軸受材料として使用することとする。
銅と、２．０−５．４％アルミニウムと、４．１−４．
９％マンガンと、２．６−３．４％鉄と、１．１−１．
９％ニッケルと、残りは亜鉛と、通常の不純物とから成
る銅-亜鉛-アルミニウム鍛錬材料に関して、材料が応力
緩和に対する特に高い耐性と、少ない沈降挙動とを有す
るため、前記材料は、好ましくは軸受ブシュの製造用
に、特に内燃機関の連接棒及びピストン用に適するもの
とする。 【解決手段】 応力緩和に対する高い耐性と、少
ない沈降挙動とを有する銅-亜鉛-アルミニウム鍛錬材料
であって、前記鍛錬材料が６３．５−６６．５％銅と、
２．０−５．４％アルミニウムと、４．１−４．９％マ
ンガンと、２．６−３．４％鉄と、１．１−１．９％ニ
ッケルと、残りは亜鉛と、通常の不純物とから成ること
とし、軸受ブシュの製造用の、特に内燃機関の連接棒及
びピストン用の軸受材料として使用することとする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、軸受ブシュの製造
用の、特に内燃機関の連接棒及びピストン用の軸受材料
としての銅-亜鉛-アルミニウム鍛錬材料及びその使用に
関する。
用の、特に内燃機関の連接棒及びピストン用の軸受材料
としての銅-亜鉛-アルミニウム鍛錬材料及びその使用に
関する。
【０００２】
【従来の技術】良好な滑り軸受に関しては、エンジン領
域に使用する際に特に良好な滑り特性、耐摩耗性及び良
好な耐食性と並んで、高い可負荷性、高い動的及び静的
疲れ限度及び使用温度範囲における充分な耐熱性が要求
される。
域に使用する際に特に良好な滑り特性、耐摩耗性及び良
好な耐食性と並んで、高い可負荷性、高い動的及び静的
疲れ限度及び使用温度範囲における充分な耐熱性が要求
される。
【０００３】エンジンの出力を改善するための点火圧力
の上昇は、より高い軸受ブシュの負荷を生ぜしめる。約
２５０℃の使用温度範囲で、２００ｂａｒまで及びそれ
以上の点火圧力又は、１５０ＭＰａ及びそれ以上のブシ
ュの比表面積負荷を達成することができる。典型的なピ
ストンピンブシュの動作温度は、１８０−２００℃であ
る。
の上昇は、より高い軸受ブシュの負荷を生ぜしめる。約
２５０℃の使用温度範囲で、２００ｂａｒまで及びそれ
以上の点火圧力又は、１５０ＭＰａ及びそれ以上のブシ
ュの比表面積負荷を達成することができる。典型的なピ
ストンピンブシュの動作温度は、１８０−２００℃であ
る。
【０００４】鋼合金ブシュ又は鉛合金ブシュにような慣
例のバイメタルから成る軸受ブシュは、約１３０ＭＰａ
までのみの比表面積負荷に耐える。より高い圧力は、そ
れに対して鍛錬合金ＣｕＺｎ３１Ｓｉ１（ＤＩＮ１７．
６６０）及びＣｕＡｌ１０Ｎｉ５Ｆｅ４（ＤＩＮ１７．
６６５）から成る単一ブシュが占めている。鍛錬合金
は、薄肉の軸受ブシュ用として使用する際に同じ化学的
組成の鋳造合金に比べその微粒組織のためにより高い動
的可負荷性を特徴とする。
例のバイメタルから成る軸受ブシュは、約１３０ＭＰａ
までのみの比表面積負荷に耐える。より高い圧力は、そ
れに対して鍛錬合金ＣｕＺｎ３１Ｓｉ１（ＤＩＮ１７．
６６０）及びＣｕＡｌ１０Ｎｉ５Ｆｅ４（ＤＩＮ１７．
６６５）から成る単一ブシュが占めている。鍛錬合金
は、薄肉の軸受ブシュ用として使用する際に同じ化学的
組成の鋳造合金に比べその微粒組織のためにより高い動
的可負荷性を特徴とする。
【０００５】さらに、単一合金から成るブシュ類はその
使用中に前記ブシュの嵌合から離脱してはならず、つま
り良好な沈降挙動がなければならない。従って、単一ブ
シュは過大寸法で組み付けられるため、このブシュは、
例えばエンジンピストンのボスの中に圧嵌めされ且つよ
り長い時間に渡る温度負荷でもその嵌合が弛んではなら
ず、すなわちその過大寸法が本質的に失われてはならな
い。ブシュの沈降挙動は、温度依存性及び時間依存性の
弾性変形の変化のために塑性変形において材料の応力緩
和特性と相関関係にある。つまり、緩和による低応力損
失を有する材料は、緩和によるより高い応力損失を有す
る材料よりも良好なブシュの沈降挙動を有する（用語
「応力緩和」については、例えばドイツ連邦共和国特許
公報ＤＥ-ＯＳ１９６００８６４の参照を指示する）。
使用中に前記ブシュの嵌合から離脱してはならず、つま
り良好な沈降挙動がなければならない。従って、単一ブ
シュは過大寸法で組み付けられるため、このブシュは、
例えばエンジンピストンのボスの中に圧嵌めされ且つよ
り長い時間に渡る温度負荷でもその嵌合が弛んではなら
ず、すなわちその過大寸法が本質的に失われてはならな
い。ブシュの沈降挙動は、温度依存性及び時間依存性の
弾性変形の変化のために塑性変形において材料の応力緩
和特性と相関関係にある。つまり、緩和による低応力損
失を有する材料は、緩和によるより高い応力損失を有す
る材料よりも良好なブシュの沈降挙動を有する（用語
「応力緩和」については、例えばドイツ連邦共和国特許
公報ＤＥ-ＯＳ１９６００８６４の参照を指示する）。
【０００６】今日普通に用いられるものは、鍛錬された
ＣｕＡｌ１０Ｎｉ５Ｆｅ４及びＣｕＺｎ３１Ｓｉ１から
成るブシュである。鍛錬合金ＣｕＡｌ１０Ｎｉ５Ｆｅ４
から成るブシュは、高い機械的強度で非常に良好な沈降
挙動を有し、そのため長い期間に渡る高い負荷に適して
いる。欠点は、混合アルミ青銅が連続鋳造法で鋳造する
ことが困難であり、それに続く製造工程での押出が困難
にのみ熱間成形可能なことである。両者とも特殊真鍮か
ら成るブシュの製造に比べて高い製造コストに貢献す
る。混合アルミ青銅から成るブシュは、特に特殊真鍮合
金から成るブシュよりも高い摩擦係数と、より悪い油適
合性とを有し、特に明らかにＣｕＺｎ３１Ｓｉ１よりも
悪い。
ＣｕＡｌ１０Ｎｉ５Ｆｅ４及びＣｕＺｎ３１Ｓｉ１から
成るブシュである。鍛錬合金ＣｕＡｌ１０Ｎｉ５Ｆｅ４
から成るブシュは、高い機械的強度で非常に良好な沈降
挙動を有し、そのため長い期間に渡る高い負荷に適して
いる。欠点は、混合アルミ青銅が連続鋳造法で鋳造する
ことが困難であり、それに続く製造工程での押出が困難
にのみ熱間成形可能なことである。両者とも特殊真鍮か
ら成るブシュの製造に比べて高い製造コストに貢献す
る。混合アルミ青銅から成るブシュは、特に特殊真鍮合
金から成るブシュよりも高い摩擦係数と、より悪い油適
合性とを有し、特に明らかにＣｕＺｎ３１Ｓｉ１よりも
悪い。
【０００７】同時により低い機械的強度において、鍛錬
特殊真鍮合金ＣｕＺｎ３１Ｓｉ１から成るブシュは、そ
の応力緩和への比較的強い傾向のためにより強く沈降
し、つまりより少ないエンジン負荷にのみ適している。
特殊真鍮合金ＣｕＺｎ３１Ｓｉ１から成るブシュは、そ
の応力緩和への比較的強い傾向のためにより強く沈降
し、つまりより少ないエンジン負荷にのみ適している。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】従って、本発明が解決
しようとする課題は、特に上記の使用目的のために特に
好適な性質の組合せ、つまり従来の使用材料ＣｕＡｌ１
０Ｎｉ５Ｆｅ４及びＣｕＺｎ３１Ｓｉ１の長所を統合す
る銅材料を提示することである。新しい、特に軸受ブシ
ュに好適な材料は、ＣｕＺｎ３１Ｓｉ１型の特殊鍛錬真
鍮に比べ応力緩和に対する少ない傾向、少ない沈降挙動
及びより高い強度と、同時にＣｕＡｌ１０Ｎｉ５Ｆｅ４
型の混合アルミ青銅に比べ良好な可切削性並びに半製品
の製造のために良好な可鋳造性及び熱間成形性とを有さ
なければならない。前記材料から成る軸受ブシュは、特
に鍛錬混合アルミ青銅から成る軸受よりもコスト的に有
利に製造可能にしなければならない。
しようとする課題は、特に上記の使用目的のために特に
好適な性質の組合せ、つまり従来の使用材料ＣｕＡｌ１
０Ｎｉ５Ｆｅ４及びＣｕＺｎ３１Ｓｉ１の長所を統合す
る銅材料を提示することである。新しい、特に軸受ブシ
ュに好適な材料は、ＣｕＺｎ３１Ｓｉ１型の特殊鍛錬真
鍮に比べ応力緩和に対する少ない傾向、少ない沈降挙動
及びより高い強度と、同時にＣｕＡｌ１０Ｎｉ５Ｆｅ４
型の混合アルミ青銅に比べ良好な可切削性並びに半製品
の製造のために良好な可鋳造性及び熱間成形性とを有さ
なければならない。前記材料から成る軸受ブシュは、特
に鍛錬混合アルミ青銅から成る軸受よりもコスト的に有
利に製造可能にしなければならない。
【０００９】
【課題を解決するための手段】この課題は、本発明に従
って、６３．５−６６．５％銅と、２．０−５．４％ア
ルミニウムと、４．１−４．９％マンガンと、２．６−
３．４％鉄と、１．１−１．９％ニッケルと、残りは亜
鉛と、通常の不純物とから成る銅-亜鉛-アルミニウム鍛
錬材料によって解決される（％表示は、この場合重量に
関係する）。
って、６３．５−６６．５％銅と、２．０−５．４％ア
ルミニウムと、４．１−４．９％マンガンと、２．６−
３．４％鉄と、１．１−１．９％ニッケルと、残りは亜
鉛と、通常の不純物とから成る銅-亜鉛-アルミニウム鍛
錬材料によって解決される（％表示は、この場合重量に
関係する）。
【００１０】第１の部分課題、すなわち混合アルミ青銅
ＣｕＡｌ１０Ｎｉ５Ｆｅ４よりも良好に鋳造可能且つ容
易に熱間及び冷間成形可能の、本課題による良好な可切
削性及び油耐食性の性質を有する軸受ブシュ用の材料を
求める課題は、本発明による材料によって解決される；
つまり、本発明による材料の９６０℃の融点が混合アル
ミ青銅の融点よりも低く、それに対応して省エネルギー
に低温で溶融され、それに続き低温でも鋳造される。連
続鋳造の制御性は、高い割合の亜鉛によって保証され
る。本発明による材料は、その可鋳造性において通常の
容易に制御可能の特殊真鍮に類似している。
ＣｕＡｌ１０Ｎｉ５Ｆｅ４よりも良好に鋳造可能且つ容
易に熱間及び冷間成形可能の、本課題による良好な可切
削性及び油耐食性の性質を有する軸受ブシュ用の材料を
求める課題は、本発明による材料によって解決される；
つまり、本発明による材料の９６０℃の融点が混合アル
ミ青銅の融点よりも低く、それに対応して省エネルギー
に低温で溶融され、それに続き低温でも鋳造される。連
続鋳造の制御性は、高い割合の亜鉛によって保証され
る。本発明による材料は、その可鋳造性において通常の
容易に制御可能の特殊真鍮に類似している。
【００１１】前記材料の低い耐熱性のために、本発明に
よる材料は多相アルミ青銅よりも約１００−１５０℃低
いプレス温度で鍛錬することができる。それによって、
ホットプレスに前置されたブロック炉を加熱するための
エネルギーが節約される。
よる材料は多相アルミ青銅よりも約１００−１５０℃低
いプレス温度で鍛錬することができる。それによって、
ホットプレスに前置されたブロック炉を加熱するための
エネルギーが節約される。
【００１２】第２の部分課題、すなわち鍛錬特殊真鍮Ｃ
ｕＺｎ３１Ｓｉ１から成る軸受ブシュに比べて改善され
た応力緩和挙動とそれによってより少ない沈降挙動とを
有する軸受ブシュ用の材料を開発することは、本発明に
よる鍛錬材料によって同じ方法で満たされる。
ｕＺｎ３１Ｓｉ１から成る軸受ブシュに比べて改善され
た応力緩和挙動とそれによってより少ない沈降挙動とを
有する軸受ブシュ用の材料を開発することは、本発明に
よる鍛錬材料によって同じ方法で満たされる。
【００１３】確かに類似の組成の鋳造合金（旧ＤＩＮ１
７０９によるＣｕＺｎ２５Ａｌ５Ｍｎ４Ｆｅ３−Ｃ／Ｅ
Ｎ１９８２等しくおよびＣｕＺｎ２５Ａｌ５）が知られ
ているが、それに対して目標指定の選択が有る。すなわ
ち、驚くべきことに、この鋳造材料用に提示された組成
から行われた選択によって熱間状態及び冷間状態での鍛
錬による加工が可能であり、特に高い軸受材料への要求
事項も満たされることが判明している。さらに、本発明
による鍛錬材料は、公知の鋳造材料に比べて良好な沈降
挙動を特徴とする。
７０９によるＣｕＺｎ２５Ａｌ５Ｍｎ４Ｆｅ３−Ｃ／Ｅ
Ｎ１９８２等しくおよびＣｕＺｎ２５Ａｌ５）が知られ
ているが、それに対して目標指定の選択が有る。すなわ
ち、驚くべきことに、この鋳造材料用に提示された組成
から行われた選択によって熱間状態及び冷間状態での鍛
錬による加工が可能であり、特に高い軸受材料への要求
事項も満たされることが判明している。さらに、本発明
による鍛錬材料は、公知の鋳造材料に比べて良好な沈降
挙動を特徴とする。
【００１４】請求項２乃至４の目的は、本発明による銅
鍛錬材料の好ましい組成である。
鍛錬材料の好ましい組成である。
【００１５】上述の長所に基づいて、本発明による銅鍛
錬材料は、好ましくは軸受ブシュの製造用の、特に内燃
機関の連接棒及びピストン用の軸受材料として使用され
る。
錬材料は、好ましくは軸受ブシュの製造用の、特に内燃
機関の連接棒及びピストン用の軸受材料として使用され
る。
【００１６】
【発明の実施の形態】本発明は、以下の実施例を利用し
てより詳しく説明する：表１は、２つの本発明による銅
鍛錬材料の組成を示す（Ｎｏ．１、２）。
てより詳しく説明する：表１は、２つの本発明による銅
鍛錬材料の組成を示す（Ｎｏ．１、２）。
【００１７】
【表１】
【００１８】試験片名称１（表１）による銅合金は、本
実施例において直径１５４ｍｍ及び長さ２８０ｍｍの丸
ボルトの形状で円筒形の鋳型に鋳込まれる。企業の製造
で、これは炉から独立した鋳型を備えた連続鋳造又は半
連続鋳造の技術で達成される。
実施例において直径１５４ｍｍ及び長さ２８０ｍｍの丸
ボルトの形状で円筒形の鋳型に鋳込まれる。企業の製造
で、これは炉から独立した鋳型を備えた連続鋳造又は半
連続鋳造の技術で達成される。
【００１９】液化温度は、９６０℃で軸受ブシュ用に公
知の混合アルミ青銅ＣｕＡｌ１０Ｎｉ５Ｆｅ４の液化温
度より約９７℃低い。それによって、企業の製造におい
て、溶融炉及び保熱炉若しくは鋳造炉を混合アルミ青銅
よりも低い温度で運転し、それによって溶融鋳造工程に
比べてエネルギーを節約する可能性が生じる。より低い
溶融温度及び組成に制約されたより少ないアルミニウム
成分及びニッケル成分のために、並びに高い亜鉛成分の
ために溶融物の水素吸収は、混合アルミ青銅の中よりも
少ない。従って、硬化中に多孔が生じなくなる。より高
いアルミニウムを含有する混合アルミ青銅の連続鋳造又
は半連続鋳造では、しばしば非常に褶曲のある且つ粗大
なアルミニウム及び酸化マンガンを含有する、鋳型被覆
手段の封入物で汚染された鋳造皮膜は、本実施例の合金
組成によって簡単に平滑に且つ欠陥なしに遊離すること
ができる。
知の混合アルミ青銅ＣｕＡｌ１０Ｎｉ５Ｆｅ４の液化温
度より約９７℃低い。それによって、企業の製造におい
て、溶融炉及び保熱炉若しくは鋳造炉を混合アルミ青銅
よりも低い温度で運転し、それによって溶融鋳造工程に
比べてエネルギーを節約する可能性が生じる。より低い
溶融温度及び組成に制約されたより少ないアルミニウム
成分及びニッケル成分のために、並びに高い亜鉛成分の
ために溶融物の水素吸収は、混合アルミ青銅の中よりも
少ない。従って、硬化中に多孔が生じなくなる。より高
いアルミニウムを含有する混合アルミ青銅の連続鋳造又
は半連続鋳造では、しばしば非常に褶曲のある且つ粗大
なアルミニウム及び酸化マンガンを含有する、鋳型被覆
手段の封入物で汚染された鋳造皮膜は、本実施例の合金
組成によって簡単に平滑に且つ欠陥なしに遊離すること
ができる。
【００２０】本発明による組成の長さ２８０ｍｍの鋳造
ボルトは、ここで鋳造皮膜を除去するために過剰回転さ
れ、直接作用する連続鋳造によってボルト温度７２０℃
及び７７０℃の間で内径４０ｍｍ及び外径４７ｍｍの寸
法（＝４０×４７ｍｍ）並びに内径２２ｍｍ及び外径３
３ｍｍの寸法（＝２２×３３ｍｍ）の圧力管に押圧され
る。この圧力温度は、混合アルミ青銅の圧力温度よりも
約１３０−１５０℃低い。
ボルトは、ここで鋳造皮膜を除去するために過剰回転さ
れ、直接作用する連続鋳造によってボルト温度７２０℃
及び７７０℃の間で内径４０ｍｍ及び外径４７ｍｍの寸
法（＝４０×４７ｍｍ）並びに内径２２ｍｍ及び外径３
３ｍｍの寸法（＝２２×３３ｍｍ）の圧力管に押圧され
る。この圧力温度は、混合アルミ青銅の圧力温度よりも
約１３０−１５０℃低い。
【００２１】本発明による組成の圧力管４０×４７ｍｍ
の性質は、４３７−５１０ＭＰａの降伏点ＲＰ０．２、
７７３−８１７ＭＰａの最大引張強さＲｍ、１５−２
０．９％の伸び率、並びに１９７−２０１の硬度ＨＢ
２．５／６２．５（２１４−２２１ＨＶ１０）で驚くべ
きことに非常に高い。冷間成形に関しては、この延性が
非常に良好で充分である。より小さい管寸法２２×３３
ｍｍに関しては、降伏点３６９−４１２ＭＰａ、引張強
さ７４６−７８８ＭＰａ、２２．５−２５．８％の伸び
Ａ５、並びに１８５−１９４の硬度ＨＢ２．５／６２．
５（２０１−２１３ＨＶ１０）が測定された。緩和の測
定のために実験室で製造された帯状鋼による実験がそれ
と平行に行われた。８００℃で熱間圧延された帯状鋼の
機械的特性値は、４０８ＭＰａのＲＰ０．２、７４６Ｍ
Ｐａの最大引張強さ、２０．４％の伸び率Ａ５並びに１
９７の硬度ＨＢ若しくは２１８のＨＶでプレスされた管
の場合と同じである。それによって、両方の場合で軸受
ブシュ用に慣例的に使用されていた、降伏点ＲＰ０．２
１４１ＭＰａ、最大引張強さ４１９ＭＰａ及び９６の硬
度ＨＶ１０のみを有する特殊真鍮合金ＣｕＺｎ３１Ｓｉ
１から成る比較目的のために同様に熱間圧延された帯鋼
試験片の機械的性質は、熱間成形後の製造段階で明らか
に上回る。
の性質は、４３７−５１０ＭＰａの降伏点ＲＰ０．２、
７７３−８１７ＭＰａの最大引張強さＲｍ、１５−２
０．９％の伸び率、並びに１９７−２０１の硬度ＨＢ
２．５／６２．５（２１４−２２１ＨＶ１０）で驚くべ
きことに非常に高い。冷間成形に関しては、この延性が
非常に良好で充分である。より小さい管寸法２２×３３
ｍｍに関しては、降伏点３６９−４１２ＭＰａ、引張強
さ７４６−７８８ＭＰａ、２２．５−２５．８％の伸び
Ａ５、並びに１８５−１９４の硬度ＨＢ２．５／６２．
５（２０１−２１３ＨＶ１０）が測定された。緩和の測
定のために実験室で製造された帯状鋼による実験がそれ
と平行に行われた。８００℃で熱間圧延された帯状鋼の
機械的特性値は、４０８ＭＰａのＲＰ０．２、７４６Ｍ
Ｐａの最大引張強さ、２０．４％の伸び率Ａ５並びに１
９７の硬度ＨＢ若しくは２１８のＨＶでプレスされた管
の場合と同じである。それによって、両方の場合で軸受
ブシュ用に慣例的に使用されていた、降伏点ＲＰ０．２
１４１ＭＰａ、最大引張強さ４１９ＭＰａ及び９６の硬
度ＨＶ１０のみを有する特殊真鍮合金ＣｕＺｎ３１Ｓｉ
１から成る比較目的のために同様に熱間圧延された帯鋼
試験片の機械的性質は、熱間成形後の製造段階で明らか
に上回る。
【００２２】この実施例の圧力管の組織は、β相４０−
７５％を有する針状構造を特徴とする。
７５％を有する針状構造を特徴とする。
【００２３】寸法に正確な軸受ブシュになるまでの別の
製造において、圧力管は外径４５ｍｍ及び肉厚３．５ｍ
ｍ（４５×３．５ｍｍ）若しくは３１×５．５ｍｍに中
空に引抜かれ、それに続いて３時間３００℃で熱的に緩
和される。その後、より大きい管寸法用に５３２−６１
９ＭＰａの降伏点ＲＰ０．２、７９５−８９２ＭＰａの
最大引張強さ、１２−１７．９％の伸びＡ５、２１１−
２３３の硬度ＨＢ２．５／６２．５若しくは２４１−２
６１のＨＶ１０が達成される。より小さいブシュ寸法の
ために、５５８−６２１ＭＰａの降伏点、マンドレル引
抜によりさらに６４２−６７２ＭＰａの降伏点、８０６
−８２４の最大引張強さ（マンドレル引抜８３３−８４
８ＭＰａ）、１５−１７．７％の伸びＡ５（マンドレル
引抜により１５．７−１６）、２１１−２２５の硬度Ｈ
Ｂ（マンドレル引抜により２１４−２１８）若しくは２
１１−２４９のＨＶ１０（２４６−２４８）が達成され
る。
製造において、圧力管は外径４５ｍｍ及び肉厚３．５ｍ
ｍ（４５×３．５ｍｍ）若しくは３１×５．５ｍｍに中
空に引抜かれ、それに続いて３時間３００℃で熱的に緩
和される。その後、より大きい管寸法用に５３２−６１
９ＭＰａの降伏点ＲＰ０．２、７９５−８９２ＭＰａの
最大引張強さ、１２−１７．９％の伸びＡ５、２１１−
２３３の硬度ＨＢ２．５／６２．５若しくは２４１−２
６１のＨＶ１０が達成される。より小さいブシュ寸法の
ために、５５８−６２１ＭＰａの降伏点、マンドレル引
抜によりさらに６４２−６７２ＭＰａの降伏点、８０６
−８２４の最大引張強さ（マンドレル引抜８３３−８４
８ＭＰａ）、１５−１７．７％の伸びＡ５（マンドレル
引抜により１５．７−１６）、２１１−２２５の硬度Ｈ
Ｂ（マンドレル引抜により２１４−２１８）若しくは２
１１−２４９のＨＶ１０（２４６−２４８）が達成され
る。
【００２４】この組織は、緩和状態で２０及び７０％の
間のβ相を有する。
間のβ相を有する。
【００２５】
【表２】
【００２６】表２に、本発明による鍛錬材料（試験片１
及び２）の機械的性質を、軸受合金として公知の鍛錬材
料ＣｕＡｌ１０Ｎｉ５Ｆｅ４及びＣｕＺｎ３１Ｓｉ１並
びに鋳造材料ＣｕＺｎ２５Ａｌ５（旧ＤＩＮ１７０９）
の機械的性質と比較している。（比較材料に関しては、
ここで文献データを引用した。沈降挙動の調査のため
に、さらに標準化された組成ＣｕＺｎ２５Ａｌ５等しく
およびＣｕＺｎ２５Ａｌ５Ｍｎ４Ｆｅ３−Ｃ／ＥＮ１９
８２の鋳造試験片を製造した）。それに従って、この製
造過程で記述された本発明による材料の試験片１の実施
例はＣｕＺｎ３１Ｓｉ１及びＣｕＡｌ１０Ｎｉ５Ｆｅ４
から成る鍛錬された軸受ブシュに好適の管の強度特性値
を明らかに上回るが、同様に驚くべきことに１０−１８
％の伸び率Ａ５で同じ延性を有する。旧ＤＩＮ１７０９
に規定された鋳造合金から成る管は、同様にこの強度に
達せず、少ない延性をもち明らかに本発明による鍛錬合
金及びＣｕＺｎ３１Ｓｉ１より劣っている。本発明によ
る実施例１の合金は、同じ強度で特に鍛錬状態で明らか
に鋳造合金の延性を上回る。
及び２）の機械的性質を、軸受合金として公知の鍛錬材
料ＣｕＡｌ１０Ｎｉ５Ｆｅ４及びＣｕＺｎ３１Ｓｉ１並
びに鋳造材料ＣｕＺｎ２５Ａｌ５（旧ＤＩＮ１７０９）
の機械的性質と比較している。（比較材料に関しては、
ここで文献データを引用した。沈降挙動の調査のため
に、さらに標準化された組成ＣｕＺｎ２５Ａｌ５等しく
およびＣｕＺｎ２５Ａｌ５Ｍｎ４Ｆｅ３−Ｃ／ＥＮ１９
８２の鋳造試験片を製造した）。それに従って、この製
造過程で記述された本発明による材料の試験片１の実施
例はＣｕＺｎ３１Ｓｉ１及びＣｕＡｌ１０Ｎｉ５Ｆｅ４
から成る鍛錬された軸受ブシュに好適の管の強度特性値
を明らかに上回るが、同様に驚くべきことに１０−１８
％の伸び率Ａ５で同じ延性を有する。旧ＤＩＮ１７０９
に規定された鋳造合金から成る管は、同様にこの強度に
達せず、少ない延性をもち明らかに本発明による鍛錬合
金及びＣｕＺｎ３１Ｓｉ１より劣っている。本発明によ
る実施例１の合金は、同じ強度で特に鍛錬状態で明らか
に鋳造合金の延性を上回る。
【００２７】使用温度と所定の初期試験応力のもとで長
時間後に圧延された帯鋼の応力緩和挙動は、過大寸法下
に収縮したブシュの温度負荷のもとでの沈降挙動に関す
る傾向的情報を許容する。表２は、ＣｕＡｌ１０Ｎｉ５
Ｆｅ４及びＣｕＺｎ３１Ｓｉ１から成る帯鋼試験片と比
較した１００ｈ／２００℃による試験片１及び２による
本発明の材料から成る帯鋼の応力損失を示す（測定方法
は、ドイツ連邦共和国特許公報ＤＥ−ＯＳ１９６００８
６４に記載されている）。それに従って、混合アルミ青
銅は２３％で初期応力の最小の緩和を示すが、本発明に
よる材料は驚くべきことに３６．４（試験片１）若しく
は２４％（試験片２）で類似の値と、５１％でＣｕＺｎ
３１Ｓｉ１として明らかにより少ない緩和とを示す。試
験片１よりも少ない３．３重量％のＡｌ濃度を有する試
験片２は、本発明による材料の最小の応力緩和を有す
る。沈降挙動は、前記の引抜かれた且つ緩和された管か
ら回転及び研磨された寸法２５．２×２９．５×２３ｍ
ｍ若しくは３９×４３．８×３０ｍｍのブシュで算出さ
れる。そのために、ブシュは５５−１２５μｍの過大寸
法（＝被覆）下にピストンボスに相当する嵌込みに収縮
され、且つ５００ｈ２００℃以下で焼鈍される。
時間後に圧延された帯鋼の応力緩和挙動は、過大寸法下
に収縮したブシュの温度負荷のもとでの沈降挙動に関す
る傾向的情報を許容する。表２は、ＣｕＡｌ１０Ｎｉ５
Ｆｅ４及びＣｕＺｎ３１Ｓｉ１から成る帯鋼試験片と比
較した１００ｈ／２００℃による試験片１及び２による
本発明の材料から成る帯鋼の応力損失を示す（測定方法
は、ドイツ連邦共和国特許公報ＤＥ−ＯＳ１９６００８
６４に記載されている）。それに従って、混合アルミ青
銅は２３％で初期応力の最小の緩和を示すが、本発明に
よる材料は驚くべきことに３６．４（試験片１）若しく
は２４％（試験片２）で類似の値と、５１％でＣｕＺｎ
３１Ｓｉ１として明らかにより少ない緩和とを示す。試
験片１よりも少ない３．３重量％のＡｌ濃度を有する試
験片２は、本発明による材料の最小の応力緩和を有す
る。沈降挙動は、前記の引抜かれた且つ緩和された管か
ら回転及び研磨された寸法２５．２×２９．５×２３ｍ
ｍ若しくは３９×４３．８×３０ｍｍのブシュで算出さ
れる。そのために、ブシュは５５−１２５μｍの過大寸
法（＝被覆）下にピストンボスに相当する嵌込みに収縮
され、且つ５００ｈ２００℃以下で焼鈍される。
【００２８】実験後に、熱的及び機械的に負荷されたブ
シュが再びこの嵌込みから押圧され、新たに測定され
る。この被覆は、ここで熱-機械的負荷のもとに経過し
た弾性変形によってブシュの収縮前よりも少なくなる。
いわゆる沈降挙動は、残留被覆によって説明される。混
合アルミ青銅のブシュに関しては、この残留被覆が最大
の沈降挙動で沈降する。つまり、この沈降挙動が最小に
なる。例えば、初期被覆１２５μｍでＣｕＡｌ１０Ｎｉ
５Ｆｅ４用のより大きいブシュでまだ５５−７５μｍの
残留被覆が算出され、この実施例ではまだ１５−３０μ
ｍで算出された。ＣｕＺｎ３１Ｓｉ１は、０−１６μｍ
でこの鍛錬材料の最悪の沈降挙動を有する。
シュが再びこの嵌込みから押圧され、新たに測定され
る。この被覆は、ここで熱-機械的負荷のもとに経過し
た弾性変形によってブシュの収縮前よりも少なくなる。
いわゆる沈降挙動は、残留被覆によって説明される。混
合アルミ青銅のブシュに関しては、この残留被覆が最大
の沈降挙動で沈降する。つまり、この沈降挙動が最小に
なる。例えば、初期被覆１２５μｍでＣｕＡｌ１０Ｎｉ
５Ｆｅ４用のより大きいブシュでまだ５５−７５μｍの
残留被覆が算出され、この実施例ではまだ１５−３０μ
ｍで算出された。ＣｕＺｎ３１Ｓｉ１は、０−１６μｍ
でこの鍛錬材料の最悪の沈降挙動を有する。
【００２９】組成ＣｕＺｎ２５Ａｌ５の鋳造合金から回
転されたブシュは、沈降実験で鋼リングから滑り、つま
り実験の終了後−２０μｍの負の残留被覆を有する。
転されたブシュは、沈降実験で鋼リングから滑り、つま
り実験の終了後−２０μｍの負の残留被覆を有する。
【００３０】図１に、応力緩和に依存する本発明による
材料と２つの比較材料のための残留被覆比（５００ｈ／
２００℃による残留被覆／室温での初期被覆）を示して
いる。
材料と２つの比較材料のための残留被覆比（５００ｈ／
２００℃による残留被覆／室温での初期被覆）を示して
いる。
【００３１】油耐食性のための１００ｈ／１８０℃試験
では、２μｍ以下の開削深さを有する本発明による材料
は明らかに混合アルミ青銅よりも小さい開削深さを示し
た。この場合は部分的に４μｍ−６μｍ以上の値が検出
された。
では、２μｍ以下の開削深さを有する本発明による材料
は明らかに混合アルミ青銅よりも小さい開削深さを示し
た。この場合は部分的に４μｍ−６μｍ以上の値が検出
された。
【００３２】また、切削材料として公知のＣｕＺｎ３９
Ｐｂ３の可切削性の約３０％を有する可切削性は、２０
％を有する混合アルミ青銅の可切削性よりも好適に沈降
する。
Ｐｂ３の可切削性の約３０％を有する可切削性は、２０
％を有する混合アルミ青銅の可切削性よりも好適に沈降
する。
【００３３】僅か７．７８ｇ／ｃｍ２の比密度で、本発
明による材料から成るブシュは、８．４ｇ／ｃｍ３を有
する特殊真鍮合金ＣｕＺｎ３１Ｓｉ１のブシュよりも明
らかに軽く、且つ７．５６ｇ／ｃｍ３の慣例の混合アル
ミ青銅に匹敵する。
明による材料から成るブシュは、８．４ｇ／ｃｍ３を有
する特殊真鍮合金ＣｕＺｎ３１Ｓｉ１のブシュよりも明
らかに軽く、且つ７．５６ｇ／ｃｍ３の慣例の混合アル
ミ青銅に匹敵する。
【００３４】
【発明の効果】強度、緩和挙動及び沈降挙動の機械的性
質は、鍛錬合金ＣｕＺｎ３１Ｓｉ１を上回る。旧ＤＩＮ
１７０９によるＣｕＺｎ２５Ａｌ５型の鋳造合金は、本
発明による組成の延性に達せず、そのため熱間成形及び
冷間成形（鍛錬）による製造を許容しない。
質は、鍛錬合金ＣｕＺｎ３１Ｓｉ１を上回る。旧ＤＩＮ
１７０９によるＣｕＺｎ２５Ａｌ５型の鋳造合金は、本
発明による組成の延性に達せず、そのため熱間成形及び
冷間成形（鍛錬）による製造を許容しない。
【図１】応力緩和に依存する本発明による材料と２つの
比較材料のための残留被覆比（５００ｈ/２００℃によ
る残留被覆/室温での初期被覆）を示す図である。
比較材料のための残留被覆比（５００ｈ/２００℃によ
る残留被覆/室温での初期被覆）を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ロナルド コッホ ドイツ国 ディ−89165 デイテンヘイム アントゥレウェイハシュトラ−セ 24 (72)発明者 ジュ−ゲン フェインド ドイツ国 ディ−89079 ウルム フェニ ングホルゼウグ ６ (72)発明者 ハンス アチン ク−ン ドイツ国 ディ−89257 ラ−テッセン カ−チェンマ−ダ− 13 Ｆターム(参考） 3J011 NA01 SB02 SB03 SB04 SB05 SB15 SB20 3J044 AA02 AA18 BA01 BA04 BC20 DA09
Claims (5)
- 【請求項１】 応力緩和に対する高い耐性と、少ない沈
降挙動とを有する銅-亜鉛-アルミニウム鍛錬材料であっ
て、 前記鍛錬材料が６３．５−６６．５％銅と、２．０−
５．４％アルミニウムと、４．１−４．９％マンガン
と、２．６−３．４％鉄と、１．１−１．９％ニッケル
と、残りは亜鉛と、通常の不純物とから成ること、を特
徴とする鍛錬材料。 - 【請求項２】 前記鍛錬材料が６５．５−６６．５％銅
と、３．１−５．４％アルミニウムと、４．１−４．７
％マンガンと、２．６−３．４％鉄と、１．１−１．９
％ニッケルと、残りは亜鉛と、通常の不純物とから成
る、請求項１に記載の銅鍛錬材料。 - 【請求項３】 前記鍛錬材料が６５．５−６６．５％銅
と、３．１−３．９％アルミニウムと、４．１−４．７
％マンガンと、２．６−３．４％鉄と、１．１−１．９
％ニッケルと、残りは亜鉛と、通常の不純物とから成
る、請求項１又は２に記載の銅鍛錬材料。 - 【請求項４】 前記鍛錬材料が６５．５−６６．０％銅
と、３．１−３．９％アルミニウムと、４．１−４．７
％マンガンと、２．６−３．４％鉄と、１．４−１．６
％ニッケルと、残りは亜鉛と、通常の不純物とから成
る、請求項１乃至３の１つ又はそれ以上に記載の銅鍛錬
材料。 - 【請求項５】 軸受ブシュの製造用の、特に内燃機関の
連接棒及びピストン用の軸受材料としての請求項１乃至
４の１つ又はそれ以上に記載の銅鍛錬材料の使用。
Applications Claiming Priority (2)
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|---|---|---|---|
| EP00110474.4 | 2000-05-17 | ||
| EP00110474A EP1158062B1 (de) | 2000-05-17 | 2000-05-17 | Kupfer-Zink-Aluminium-Knetwerkstoff und dessen Verwendung |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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| JP4889874B2 JP4889874B2 (ja) | 2012-03-07 |
Family
ID=8168748
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001135198A Expired - Fee Related JP4889874B2 (ja) | 2000-05-17 | 2001-05-02 | 銅−亜鉛−アルミニウム鍛錬材料及びその使用方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP1158062B1 (ja) |
| JP (1) | JP4889874B2 (ja) |
| CN (1) | CN1196870C (ja) |
| AT (1) | ATE228581T1 (ja) |
| DE (1) | DE50000826D1 (ja) |
| ES (1) | ES2186606T3 (ja) |
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| DE10360818A1 (de) * | 2003-12-23 | 2005-07-21 | Ks Gleitlager Gmbh | Gleitlagerverbundwerkstoff |
| DE102004013181B3 (de) * | 2004-03-17 | 2005-09-22 | Federal-Mogul Nürnberg GmbH | Kolben für einen Verbrennungsmotor, Verfahren zur Herstellung eines Kolbens sowie Verwendung einer Kupferlegierung zur Herstellung eines Kolbens |
| DE102004013548A1 (de) * | 2004-03-19 | 2005-10-06 | Ks Gleitlager Gmbh | Kolbenbolzenbuchse |
| DE102005014302A1 (de) * | 2005-03-30 | 2006-10-12 | Wieland-Werke Ag | Verfahren zur Herstellung eines Gleitlagers mit einer Gleitoberfläche, bestehend aus einer Kupfer-Mehrstofflegierung |
| CN100417827C (zh) * | 2006-07-17 | 2008-09-10 | 大连三环复合材料技术开发有限公司 | 双金属实体轴承保持架的生产工艺 |
| DE102006052384A1 (de) * | 2006-11-07 | 2008-05-08 | BÖGRA Technologie GmbH | Lagerschalenpaar und Verfahren zu seiner Herstellung |
| CN101301802B (zh) * | 2008-06-26 | 2012-11-14 | 上海核威实业有限公司 | 镍青铜-钢复合双金属轴承材料及其制造方法 |
| CN102400009A (zh) * | 2011-11-15 | 2012-04-04 | 广东华金合金材料实业有限公司 | 一种高强耐磨铝黄铜合金 |
| CN103697064B (zh) * | 2013-12-20 | 2017-03-29 | 嘉兴市中诚自润轴承有限公司 | 一种镶嵌式固体润滑轴承 |
| DE102016001994A1 (de) | 2016-02-19 | 2017-08-24 | Wieland-Werke Ag | Gleitelement aus einer Kupfer-Zink-Legierung |
Citations (9)
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