JP2009007673A - 銅−亜鉛合金、その合金からの管または棒の製法およびその合金の使用方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】 改善された冷間成形性、高い硬度および温度安定性を伴う銅−亜鉛合金を提供することである。
【解決手段】 本発明は重量％で、
Ｚｎ ２８．０から３６．０％
Ｓｉ ０．５から２．３％、
Ｍｎ １．５から２．５％
Ｎｉ ０．２から３．０％、
Ａｌ ０．５から１．５％、
Ｆｅ ０．１から１．０％、
任意選択でさらに、Ｐｂ 最大０．１％まで、
任意選択でさらに、Ｓｎ 最大０．２％まで、
任意選択でさらに、Ｐ 最大０．１％まで、
任意選択でさらに、Ｓ ０．０８％まで、
残分のＣｕおよび不可避の不純物からなり、マトリックス中に介在している鉄−ニッケル−マンガン含有混合ケイ化物を伴う銅−亜鉛合金とする。
【選択図】 なし
【解決手段】 本発明は重量％で、
Ｚｎ ２８．０から３６．０％
Ｓｉ ０．５から２．３％、
Ｍｎ １．５から２．５％
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残分のＣｕおよび不可避の不純物からなり、マトリックス中に介在している鉄−ニッケル−マンガン含有混合ケイ化物を伴う銅−亜鉛合金とする。
【選択図】 なし
Description
本発明は、銅−亜鉛合金、その銅−亜鉛合金からの管または棒の製法およびその合金の使用方法に関する。
著しく増している滑り軸受け材料に対する必要と、現代の機械、エンジンおよび連結機械においてますます高まる運転圧力および温度により、使用に適している合金の特性に対する要求は高まっている。
この理由から、軸受け材料の運転特性をさらに進展させるという目的が存在する。これには一方で、同時に十分な靱性特性を備えつつ強度特性、構造の温度安定性および複合的な摩耗安定性を高めることが該当する。他方では、滑り軸受け合金は、軸受け対の接合に対抗する十分に良好な非常ランニング特性を有するべきである。従来、この目的のためには、鉛を含有する銅合金が使用されている。
刊行物である特許文献１および特許文献２から、高い温度安定性および摩耗安定性を備えた弁案内および滑り軸受けとして使用するための銅−亜鉛合金の使用可能性が知られている。この合金は、銅５９〜７３重量％、マンガン２．７〜８．５重量％、アルミニウム１．５〜６．３重量％、ケイ素０．２〜４重量％、鉄０．２〜３重量％、鉛０〜２重量％、ニッケル０〜２重量％、スズ０〜０．４重量％および残分の亜鉛からなる。
マンガンおよびアルミニウムの極めて高い合金割合を伴うこの合金での温度安定性および摩耗安定性の上昇は通常、α−析出および硬質相が介在しているβ−マトリックスに起因している。確かに、この合金の摩耗安定性および温度安定性を十分と見なすこともできるが、構造調整のこの一面的な達成は、材料の靱性特性にマイナスの影響を及ぼす。
さらに、特許文献３から、類似の合金を同期リングのために使用することが知られている。この使用に関して、改良された摩耗強度と同時に、かなり上昇した摩擦係数が生じることは、有利であることが判明している。さらに、この合金から製造された半製品は良好な加工性を有し、ここで、これは、比較的高いアルミニウム割合によって、従来慣用の高力黄銅に対して、室温での硬度上昇により特徴づけられるにも関わらず、良好に冷間成形することができる。アルミニウム割合は、４から６重量％の範囲である。
他の刊行物である特許文献４は、高温で摩耗強度を有する銅ベースの合金を、内燃機関の弁座のために公開しており、これも、５から１２重量％の比較的高いアルミニウム割合を有する。前記の範囲内のアルミニウム割合は、マトリックスに対する強化作用に加えて、腐食安定性を改善する。マンガンおよびケイ素からなる金属間相の形成により、摩耗強度のさらなる上昇が生じる。
特許文献５から、高く一定の摩擦係数、高い摩耗強度および良好な切削加工性により特徴づけられる同期リングの製法が知られている。このために、大部分がβ相からなる合金を２００から５００℃で焼鈍処理して、５から５０％のα析出を達成することも提案されている。
前記の刊行物ではたいてい、良好な切削加工性のために、一定の鉛含分も規定されている。
本発明の課題は、改善された冷間成形性、高い硬度および温度安定性を伴う銅−亜鉛合金を提供することである。
本発明は、合金に関しては請求項１に記載の特徴により、合金から管または棒を製造する方法に関しては請求項８および９に記載の特徴により、さらに合金の使用に関しては請求項１１により示される。他の従属請求項は、本発明の有利な発達および進展を示している。
本発明は、
銅−亜鉛合金は、重量％で、
Ｚｎ ２８．０から３６．０％
Ｓｉ ０．５から２．３％、
Ｍｎ １．５から２．５％
Ｎｉ ０．２から３．０％、
Ａｌ ０．５から１．５％、
Ｆｅ ０．１から１．０％、
任意選択でさらに、Ｐｂ 最大０．１％まで、
任意選択でさらに、Ｓｎ 最大０．２％まで、
任意選択でさらに、Ｐ 最大０．１％まで、
任意選択でさらに、Ｓ ０．０８％まで、
残分のＣｕおよび不可避の不純物からなり、マトリックス中に介在している鉄−ニッケル−マンガン含有混合ケイ化物を伴うという技術的教示を包含する。
銅−亜鉛合金は、重量％で、
Ｚｎ ２８．０から３６．０％
Ｓｉ ０．５から２．３％、
Ｍｎ １．５から２．５％
Ｎｉ ０．２から３．０％、
Ａｌ ０．５から１．５％、
Ｆｅ ０．１から１．０％、
任意選択でさらに、Ｐｂ 最大０．１％まで、
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任意選択でさらに、Ｐ 最大０．１％まで、
任意選択でさらに、Ｓ ０．０８％まで、
残分のＣｕおよび不可避の不純物からなり、マトリックス中に介在している鉄−ニッケル−マンガン含有混合ケイ化物を伴うという技術的教示を包含する。
本発明は、介在している鉄−ニッケル−マンガン含有混合ケイ化物を伴う銅−亜鉛合金を提供するという考察から出発しており、これは、連続的または半連続的な連続鋳造法により製造することができる。混合ケイ化物形成により、銅−亜鉛合金は高い硬質相割合を有し、このことは、剥離的摩耗に対する材料抵抗の改善に寄与する。特に、高い割合のケイ化物は、その低い摩耗傾向により、剥離的摩耗に対してより良好な安定性をもたらす。
例えば、この合金は、高い硬度値および強度値を有するが、引張試験での破断伸び値で表して、必要な規模の延性を保証する。この特性の組合せにより、本発明の対象は、エンジン、例えばピストンピンブシュおよび駆動装置における無Ｐｂ滑り素子に特に適している。
合金を鋳造すると先ず、鉄−ニッケルリッチな混合ケイ化物の早期析出が生じる。この析出は、鉄−ニッケル−マンガン含有混合ケイ化物へとさらに成長する際に、かなりのサイズで、往々にして棒状形態で成長することがある。さらに、かなりの割合は、球状形態で小さいまま残存し、これは、マトリックス中に微細に分配されて存在する。特に、微細に分配されたケイ化物は、β相の安定をもたらすためのベースであることが判明している。これは、温度安定性および複合的な摩耗安定性を高めるために重要な貢献を果たしている。
本発明の合金の特別な利点は、同時に十分な靱性特性を備えつつ強度、構造の温度安定性および複合的な摩耗安定性を高める形態で使用目的に最適化した特性の組合せに基づく。加えて、合金は、滑り軸受けとして使用する際に良好な非常ランニング特性を有し、これは、軸受け対の摩耗に抵抗する。付加的に、請求されている材料解決は、従来の合金に対して置換された鉛含分により、環境に優しい無鉛合金代替物の必要性を考慮している。
さらにこの材料は、硬度および強度に対する高い要求にも関わらず、必要な規模の可塑性が重要である特別な使用のために予定されている。このことは例えば、その滑り子が部分的に、各結合対のプレスにより実現される油圧連結機械の分野に該当する。特に油圧機械製造の分野、例えばアキシアルピストン装置では、使用される材料の強度特性に対してより高い要求をもたらす、今後の発展でますます高まる運転圧力を考慮すべきである。
好ましい実施形態では、本発明による合金は、重量％で
Ｚｎ ２８．０から３６．０％
Ｓｉ ０．５から１．５％、
Ｍｎ １．５から２．５％
Ｎｉ ０．２から１．０％、
Ａｌ ０．５から１．５％、
Ｆｅ ０．１から１．０％
を含有することができる。
Ｚｎ ２８．０から３６．０％
Ｓｉ ０．５から１．５％、
Ｍｎ １．５から２．５％
Ｎｉ ０．２から１．０％、
Ａｌ ０．５から１．５％、
Ｆｅ ０．１から１．０％
を含有することができる。
ケイ素およびニッケルのやや低減された元素割合により、鉄−ニッケル−マンガン混合ケイ化物形成を、必要な規模の靱性に関して特に最適化した特性の組合せで達成することができる。
さらに好ましい実施形態では、本発明による合金は、重量％で
Ｚｎ ２８．０から３６．０％
Ｓｉ １．０から２．３％、
Ｍｎ １．５から２．５％
Ｎｉ １．５から３．０％、
Ａｌ ０．５から１．５％、
Ｆｅ ０．１から１．０％
を含有することができる。
Ｚｎ ２８．０から３６．０％
Ｓｉ １．０から２．３％、
Ｍｎ １．５から２．５％
Ｎｉ １．５から３．０％、
Ａｌ ０．５から１．５％、
Ｆｅ ０．１から１．０％
を含有することができる。
元素マンガンおよびニッケルの元素含分の比Ｍｎ／Ｎｉは、この場合に好ましくは、０．７から１．３である。この材料は、比較的高いケイ素割合で、特に有利なＭｎ／Ｎｉ比に関連して、良好な可塑性を有する。このことは特に、運転前に先ずプレス結合を製造することにより、その軸受け対を収容しなければならない滑り素子のために重要である。
有利には、鋳物状態で、５０体積％までのβ相含分を伴う構造が存在しうる。このことは、押出し成形による十分に良好な銅合金の熱間成形性のために必要な前提と見なされる。
本発明の有利な態様では、少なくとも１回の熱間変形または冷間変形およびさらなる焼鈍工程を含む後加工の後に、４５体積％までのβ相含分、２０体積％までのＦｅ−Ｎｉ−Ｍｎ含有混合ケイ化物含分および残分のα相を伴う構造が存在しうる。
αマトリックス中でのこれらの様々なサイズ分布のβ介在体および硬質相により、この合金は、十分な靱性特性を伴う構造の有利な温度安定性および構造素子の目的に合った複合的な摩耗安定性を保証する。特に、高いケイ化物割合は、ケイ化物の低い冷間圧接傾向により、軸受け素子における滑り特性および非常ランニング特性の改善に寄与し、このことにより、Ｐｂ含分の排除を相殺することができる。したがって同様に、これらの機械部品および装置部品のより良好な環境相容性に対する要求が考慮されている。
有利には、合金の極限伸びおよび引張強度に関する値の比Ｒｐ０．２／Ｒｍは、０．５から０．９５であってよい。
他の使用、油圧機械技術、装置技術の分野では、今後の開発の際に、ますます高まる運転圧力によるさらに高い滑り軸受けの要求を考慮する必要がある。強度の上昇の他に、この態様は、必要な０．５から０．９５の範囲のＲｐ０．２／Ｒｍを保証する。このことは、滑り対を圧縮結合することにより軸受けを製造するために重要な前提である。銅−亜鉛合金のこのさらなる発展が、剥離性および粘着性摩耗に対する優れた安定性を保証する。
本発明のさらなる態様は、本発明による銅−亜鉛合金から管または棒を製造する方法に関し、この際、合金のさらなる加工は、次の工程：
６００から８００℃の温度範囲で、押出し成形する工程と、
少なくとも１回冷間変形する工程を包含する。これらの管および棒は、滑り素子を切削調製するための前材料として役立ちうる。
６００から８００℃の温度範囲で、押出し成形する工程と、
少なくとも１回冷間変形する工程を包含する。これらの管および棒は、滑り素子を切削調製するための前材料として役立ちうる。
本発明のさらなる別法の態様は、本発明による銅−亜鉛合金から管または棒を製造する方法に関し、この際、合金のさらなる加工は、次の工程：
６００から８００℃の温度範囲で、押出し成形する工程と、
少なくとも１回の冷間変形と、２５０から７００℃の温度範囲での少なくとも１回の焼鈍とを組み合わせる工程を包含する。
６００から８００℃の温度範囲で、押出し成形する工程と、
少なくとも１回の冷間変形と、２５０から７００℃の温度範囲での少なくとも１回の焼鈍とを組み合わせる工程を包含する。
引張による冷間変形と、２５０から７００℃の温度範囲での棒および管の１回または複数の中間焼鈍を組み合わせることにより、不均一系構造の微細な分布を調節することが可能である。
現在の機械、エンジン、駆動装置および連結機械においては、滑り素子に対する要求は著しく増しているので、このようにして、軸受け材料の複合的な運転特性の改善に対する要求に合わせる。銅−亜鉛合金のこの特殊な態様により、材料の引張強度Ｒｍ、極限伸びＲｐ０．２および硬度の著しい上昇が達成される。同様に、合金の破断伸びは十分に高いレベルへと移り、このことによって、必要な靱性特性が調節される。加えて、硬質相、特に鉄−ニッケル−マンガン含有混合ケイ化物の極めて高い含分ならびにα相およびβ相からなる不均一系マトリックス構造により、この材料からの部品の目的にかなった複合的な摩耗安定性が保証される。
β相割合の高さおよび分布と、構造の温度安定性との関係は既に知られている。しかし、この立方体心結晶種は、不可欠の強度上昇機能を銅−亜鉛合金において果たしているので、β含分の最小化が関心の的となることは全くなかった。調製順序である押出し／引張／中間焼鈍により、高い強度に加えて追加的に十分な温度安定性も有するように、銅−亜鉛合金の構造をその相部分において変性することができる。
好ましい態様では、変形の後に、２５０から４５０℃の温度範囲での少なくとも１回の応力除去焼鈍を続ける。
調製経過において、１回または複数回の応力除去焼鈍によって、内部応力の高さを低減する必要性が生じる。内部応力の低下は、構造の十分な温度安定性を保証し、棒および管の十分な直線性を保証するためにも重要である。
さらに、既に前記したように、本発明による銅−亜鉛合金は、内燃機関、駆動装置または油圧連結機械における滑り素子のために使用される。
本発明のさらなる実施例を、表により詳述する。本発明による銅−亜鉛合金の鋳物ボルトを冷硬鋳造により製造した。鋳物の化学的組成は表１から分かる。
合金タイプ１および２での調製順序：
７００℃の温度で、管に押出し成形、
冷間変形／中間焼鈍（６５０℃／５０〜６０分）／配向／応力除去焼鈍（３００〜３５０℃／３時間）を組み合わせる。
７００℃の温度で、管に押出し成形、
冷間変形／中間焼鈍（６５０℃／５０〜６０分）／配向／応力除去焼鈍（３００〜３５０℃／３時間）を組み合わせる。
調製を通過した後に、管の機械的特性は、表２に数値で示されているレベルにある。
調製順序：
実験室規模、７５０℃の温度で加熱圧延、
冷間変形／応力除去焼鈍（３００〜４００℃／２〜３時間）を組み合わせる。
実験室規模、７５０℃の温度で加熱圧延、
冷間変形／応力除去焼鈍（３００〜４００℃／２〜３時間）を組み合わせる。
調製を通過した後に、管の機械的特性は、表３に数値で示されているレベルにある。
Claims (11)
- 銅−亜鉛合金であって、重量％で、
Ｚｎ ２８．０から３６．０％
Ｓｉ ０．５から２．３％、
Ｍｎ １．５から２．５％
Ｎｉ ０．２から３．０％、
Ａｌ ０．５から１．５％、
Ｆｅ ０．１から１．０％、
任意選択でさらに、Ｐｂ 最大０．１％まで、
任意選択でさらに、Ｓｎ 最大０．２％まで、
任意選択でさらに、Ｐ 最大０．１％まで、
任意選択でさらに、Ｓ ０．０８％まで、
残分のＣｕおよび不可避の不純物からなり、マトリックス中に介在している鉄−ニッケル−マンガン含有混合ケイ化物を伴う銅−亜鉛合金。 - 重量％で、Ｚｎ ２８．０から３６．０％
Ｓｉ ０．５から１．５％、
Ｍｎ １．５から２．５％
Ｎｉ ０．２から１．０％、
Ａｌ ０．５から１．５％、
Ｆｅ ０．１から１．０％
であることを特徴とする請求項１に記載の銅−亜鉛合金。 - 重量％で、Ｚｎ ２８．０から３６．０％
Ｓｉ １．０から２．３％、
Ｍｎ １．５から２．５％
Ｎｉ １．５から３．０％、
Ａｌ ０．５から１．５％、
Ｆｅ ０．１から１．０％
であることを特徴とする請求項１に記載の銅−亜鉛合金。 - 元素マンガンおよびニッケルの元素含分の比Ｍｎ／Ｎｉが０．７から１．３であることを特徴とする請求項３に記載の銅−亜鉛合金。
- 鋳物状態で、５０体積％までのβ相含分を伴う構造が存在することを特徴とする請求項１から４のいずれか一項に記載の銅−亜鉛合金。
- 少なくとも１回の熱間変形または冷間変形およびさらなる焼鈍工程を含む後加工の後に、４５体積％までのβ相含分、２０体積％までのＦｅ−Ｎｉ−Ｍｎ含有混合ケイ化物含分および残分のα相を伴う構造が存在することを特徴とする請求項１から４のいずれか一項に記載の銅−亜鉛合金。
- 前記合金の極限伸びおよび引張強度に関する値の比Ｒｐ０．２／Ｒｍが０．５から０．９５であることを特徴とする請求項６に記載の銅−亜鉛合金。
- 請求項１から７のいずれか一項に記載の銅−亜鉛合金から管または棒を製造する方法であって、前記合金の後加工が次の工程：
６００から８００℃の温度範囲で、押出し成形する工程と、
少なくとも１回冷間変形する工程を包含することを特徴とする方法。 - 請求項１から７のいずれか一項に記載の銅−亜鉛合金から管または棒を製造する方法であって、前記合金の後加工が次の工程：
６００から８００℃の温度範囲で、押出し成形する工程と、
少なくとも１回の冷間変形と、２５０から７００℃の温度範囲での少なくとも１回の焼鈍とを組み合わせる工程を包含することを特徴とする方法。 - 請求項８または９に記載の銅−亜鉛合金から管または棒を製造する方法であって、前記変形の後に、少なくとも１回の応力除去焼鈍を２５０から４５０℃の温度範囲で続けることを特徴とする方法。
- 内燃機関、駆動装置または油圧連結機械における滑り素子のための請求項１から７のいずれか一項に記載の銅−亜鉛合金の使用方法。
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