JP2017515974A - アルミニウム青銅合金、生産方法、及びアルミニウム青銅から作製される製品 - Google Patents

Abstract

７．０〜１０．０重量％のＡｌと、３．０〜６．０重量％のＦｅと、３．０〜５．０重量％のＺｎと、３．０〜５．０重量％のＮｉと、０．５〜１．５重量％のＳｎと、０．２重量％以下のＳｉと、０．１重量％以下のＰｂと、残部Ｃｕ及び不可避な不純物と、を含有するアルミニウム青銅合金。そのような合金組成物を有するアルミニウム青銅製品、及びアルミニウム青銅合金からそのような製品を生産するための方法も記載される。【選択図】図１

Description

本発明は、アルミニウム青銅合金及びアルミニウム青銅合金を生産するための方法に関する。本発明は更に、そのようなアルミニウム青銅から作製される製品に関する。

ターボチャージャーのピストンスリーブまたは軸ベアリングのためのものなどの摩擦用途のための合金には、多数の要求が課される。好適な合金は、摩擦から生じる動力損失を最小化し、摩擦接触の領域における熱の生成を低減するために、低い摩擦係数を有さなくてはならない。更に、典型的な用途について、潤滑環境において摩擦相手が存在すること、及び原則として潤滑剤の合金に対する良好な接着が必要とされることが考慮されなくてはならない。更に、摩擦荷重下での潤滑剤との接触中、合金の下層のベースマトリックスと同様に、高い熱安定性及び良好な熱伝導率を有さなくてはならない安定したトライボロジー層が生じるはずである。更に、合金層及びトライボロジー層が潤滑剤の変化に対して大いに非感受性であるように、幅広い油耐性が必要である。

別の目的は、荷重下での塑性変形を最小化するために、高い機械荷重容量及び十分に高い０．２％降伏強度を有する合金を提供することである。更に、合金が摩耗荷重及び接着荷重に耐えるために、高い引張強度及び硬度が存在しなくてはならない。更に、動的荷重容量は、衝撃応力に対する頑健性を確保するのに十分高くあるべきである。更に、高い破壊靭性は、好ましく微細欠陥から始まる亀裂成長速度を遅延させ、欠陥成長に関して、好ましくは残留応力を有さない合金が必要とされる。

多くの場合、摩擦荷重下の部品に好適な合金は、主要構成要素としての銅及び亜鉛に加えて、ニッケル、鉄、マンガン、アルミニウム、シリコン、チタン、またはクロムの元素のうちの少なくとも１つと合金化される、特別な黄銅品である。特に、シリコン黄銅品は前述の要求を満たし、ＣｕＺｎ３１Ｓｉ１はピストンスリーブなどの摩擦用途のための標準的な合金を表す。

更に、摩擦用途に、または鉱業用途にも、スズ及び銅に加えて、ニッケル、亜鉛、鉄、及びマンガンを含有するスズ青銅を使用することが知られている。摩擦荷重下の部品のための対象となる別の合金の分類は、銅及びアルミニウムに加えて、ニッケル、鉄、マンガン、アルミニウム、シリコン、スズ、及び亜鉛からなる群から選択される合金添加物を含有し得るアルミニウム青銅である。摩擦荷重下で高速運動する構成要素について、アルミニウム青銅が使用される場合、軽量の元素アルミニウムのために、重量低減という更なる利点が達成される。黄銅または赤黄銅から作製される摩擦荷重下での構成要素としての部品に関して、従来知られているアルミニウム青銅から作製される部品は、比較的低速の運動をする摩擦構成要素にのみ好適である。

滑動ベアリングを製造するためのベアリング材料としての使用のための、酸化アルミニウムの被覆層を有する銅アルミニウム合金の使用は、独第ＤＥ１０１ ５９ ９４９Ｃ１号から既知である。引用した文書は、０．０１〜２０％のアルミニウム割合と、最大合計２０％までの鉄、コバルト、マンガン、ニッケル、シリコン、及びスズ、ならびに任意で最大４５％の亜鉛を含む群からの更なる任意の元素の使用とを開示する。シリコン青銅のための幅広い更なる合金組成物が、米国第ＵＳ６，６９９，３３７Ｂ２号、日本第ＪＰ０４２２１０３３Ａ号、独第ＤＥ２２ ３９ ４６７Ａ号、及び日本第ＪＰ１０２９８６７８Ａ号に記載される。

その概要を上述した先行技術から進む本発明の目的は、改良された機械特性、ならびに特に存在する静的及び動的荷重に対する材料パラメータの良好な調整可能性を特徴とする、アルミニウム青銅合金及びアルミニウム青銅合金から作製される製品を提供することである。更なる目的は、高い腐食抵抗性、良好な油耐性、高い熱安定性、及び十分な熱伝導率、同時に低重量を提供することである。更に、アルミニウム青銅合金を生産するための方法及びアルミニウム青銅合金から作製される製品が提供される。

前述の目的は、
７．０〜１０．０重量％のＡｌと、
３．０〜６．０重量％のＦｅと、
３．０〜５．０重量％のＺｎと、
３．０〜５．０重量％のＮｉと、
０．５〜１．５重量％のＳｎと、
０．２重量％以下のＳｉと、
０．１重量％以下のＰｂと、
残部Ｃｕと、を含有するアルミニウム青銅合金によって達成される。

所望される特性の更なる改良は、アルミニウム青銅合金が、以下の組成物、
７．０〜９．０重量％、特に７．０〜７．８重量％のＡｌと、
４．０〜５．０重量％のＦｅと、
３．８〜４．８重量％のＺｎと、
３．８〜４．１重量％のＮｉと、
０．８〜１．３重量％のＳｎと、
０．２重量％以下のＳｉと、
０．１重量％以下のＰｂと、
残部Ｃｕと、を有するときに達成され得る。

この議論において記載される全ての合金組成物は、各元素について０．０５重量％の不可避な不純物を含有し得、不純物の全体量は、１．５重量％を超えるべきではない。しかしながら、不純物が可能な限り低く保たれ、各元素について０．０２重量％の割合、及び０．８重量％の全体量を超えないことが好ましい。

特に有利な実装例において、アルミニウムと亜鉛の比率は、アルミニウム青銅合金中の重量割合に基づいて、１．４〜３．０の範囲内に設定され、特に好ましいのは１．５〜２．０である。

この合金の鉛含有量は、好ましくは０．０５重量％未満である。したがって、この合金は、不可避な不純物を除いては、鉛を有さない。

この合金は、同様に、不可避な不純物を除いては、マンガンを有さない。低亜鉛含有量で合金化される従来知られている銅合金は、一般に、所望される強度特性を達成するために必須合金元素としてマンガンを含有するため、この合金が以下に記載する特別な特性を有するという事実はまた、驚きであった。

記載される割合でのアルミニウム、ニッケル、スズ、及び亜鉛の合金元素の組み合わせは、請求される合金にとって重要である。これらの元素の合計が１５重量％未満ではなく、かつ１７重量％より小さい一実施形態が、特に好ましい。

本発明に従うアルミニウム青銅合金の組成物は、合金融解物がその後の熱成形の後に７５０℃未満への冷却を受けた後、支配的なα相を有する合金マトリックスをもたらす。この状態は、以下で押出状態と呼ばれる。アルミニウム青銅合金の化学組成物は、好ましくは押出状態においてβ相の割合が合金マトリックスの１体積％未満であるように設定される。この合金は、α−β二相空間において、融解物から準直接的に凝固する。熱成形中、これは、好ましくは間接押出をもたらし、α相については、動的再結晶、その後静的再結晶をもたらし、これが微細な合金構造を生じさせる。β相部分について、熱成形中、再結晶プロセスは、動的回復、その後静的再結晶を経て進む。更に、鉄アルミナイド及び／またはニッケルアルミナイドを含有するＫ_ＩＩ相及び／またはＫ_ＩＶ相が生じる。

押出状態において存在する構造は、アルミニウム含有量の選択を特徴とするだけではなく、更なる合金化元素によっても決定される。鉄について、細粒化効果が想定される。スズは、その構造がα相によって本質的に決定される、α−β混合相の境界領域付近の押出状態が達成される前、β相に対して安定化効果を有する。アルミニウムと亜鉛の選択された比率は、押出状態、ならびにその後の冷間成形及び熱処理工程による、結果として生じる機械特性の調整可能性に関連することを証明している。

摩擦荷重下の部品に使用されるＣｕＡＩ１０Ｎｉ５Ｆｅ４型の従来の合金と比較して、請求される合金において、冷却後の再結晶閾値を超える熱処理の同一の温度制御のために、この合金がはるかにより低い割合のβ相を有することが有利であることを証明している。したがって、そのような合金から作製される製品は、上述の従来知られている合金から作製される製品よりもはるかに腐食抵抗性が高い。特に、そのような用途について、比較的高い亜鉛含有量はより速い滑動速度を可能にするため、それはまた肯定的な効果も有する。

試験は、請求されるアルミニウム青銅合金は、必須元素のうちの１つ以上の含有量が、狭義に請求される範囲未満になる、またはそれを超えるとき、もはや特別な特性を有さないことを示している。これらの試験が示すように、非常に支配的なα相、及び存在する場合、微量な体積部分にすぎないβ相を有する特定の特別な合金マトリックスは、驚くべきことに、請求される範囲内のみにある結果となる。

押出状態から始まる、本発明に従うアルミニウム青銅合金から作製される製品の高ひずみ硬化が可能であり、これが０．２％降伏強度Ｒ_Ｐ０，２及び引張強度Ｒ_ｍの著しい増加をもたらすことも示されている。冷間成形中のこの広範な凝固のため、塑性変形に対する合金の予備能が低減される。本発明に従う合金について、破断伸びの付随的な減少は、溶液熱処理温度未満の温度設定での３００°〜約５００℃の範囲内の最終アニーリングによって増加し得る。最終アニーリング中、０．２％降伏強度または引張強度の低減は生じないが、その代わり、期待に反して、強度が更に増加する。

押出状態が達成された後、使用される温度が再結晶閾値未満、かつα相の融解度範囲内であるように実施される熱処理工程について、押出状態のマトリックスの相組成物の変化は存在しない。しかしながら、この温度範囲内での熱処理について、驚くべきことに、依然として幅広い機械パラメータの調整可能性が存在し、６５０〜１０００ＭＰａの範囲内の降伏強度Ｒ_Ｐ０，２、８５０〜１０５０ＭＰａの範囲内の引張強度Ｒ_ｍ、ならびに２〜８％の範囲内、好ましくは４〜７％の範囲内の破断伸びＡ_５を有する、本発明に従うアルミニウム青銅合金から作製される、適合可能な高荷重容量製品をもたらす。熱成形及び冷間成形、ならびにその後のアニーリング後、好ましくは、８５〜９５％の範囲内の降伏強度と引張強度の比率、及び２５０〜３００ＨＢ２．５／６２．５のブリネル硬度を更に有する合金最終状態が結果として生じる。

アルミニウム青銅合金から作製される本発明に従う製品は、幅広い潤滑剤と接触するとき、摩擦荷重下で、酸化アルミニウムに加えて、潤滑剤構成要素との組み合わせで亜鉛が組み込まれ、十分な緊急走行能力を確保する量のスズが拡散される、安定したトライボロジー層を形成する。したがって、スズは、マトリックス中に溶解した形態で十分な量で存在し、それにより特定の緊急走行能力を確保するための、請求される範囲内の合金の構造に関与する。更に、スズが、他の元素が合金から拡散するのを妨害する、効果的な拡散バリアであることが示されている。更に、より延性のベースマトリックス中の摩擦層の高い荷重容量接触点を表す、鉄アルミナイド及び／またはニッケルアルミナイドを含有する金属間Ｋ_ＩＩ相及び／またはＫ_ＩＶ相の形態の硬質相析出物が存在する。

アルミナイドは、好ましくは、合金最終状態において、αマトリックスの平均粒径が５０μｍ以下である、合金のαマトリックスの粒子境界で形成される。合金形成のために、金属間Ｋ_ＩＩ相及び／またはＫ_ＩＶ相は、１０μｍ以下の平均長さ及び１．５μｍ^２以下の平均体積を有する伸びた形状を想定し、熱成形中、間接押出のため、その後の冷間成形によってほとんど影響を受けない伸展の方向における配向が行われる。更に、アルミナイドの更なる析出が観察され、これは、合金最終状態において、その後のアニーリング後、丸い形状及び０．２μｍ以下の平均サイズを有する金属間相をもたらす。αマトリックスの粒径は、好ましくは２０μｍ以下であり、特に５〜１０μｍの範囲内である。

本発明に従う方法は、上述の本発明に従う合金組成物に基づき、合金構成要素が融解された後、熱成形プロセス、好ましくは間接押出を使用する。有利な一実施形態に従うと、その後の冷間成形は、５〜３０％の範囲内の変形の程度で冷間引抜として実施される。

冷却後、更なる熱処理なしで直接冷間成形を可能にする押出状態をもたらす合金組成物が、特に好ましい。したがって、アルミニウム青銅合金から作製される製品の合金最終状態は、好ましくは既に押出状態にある、１体積％の最大β相割合を有するαマトリックスを有する。押出状態のβ相割合がより高い場合、代替的に、熱成形と冷間成形との間に、４５０〜５５０℃の温度範囲内の軟化アニーリングが行われ得る。

冷間成形後、工程の最終アニーリング中の温度は、合金が３００℃〜約５００℃の範囲内の溶液熱処理温度未満に温度制御されるように選択される。しかしながら、この熱処理工程が４００℃の最大温度までのみ実施される一実施形態が好ましい。これは、温度制御された冷却を使用することなく、６５０〜１０００ＭＰａの範囲内の０．２％降伏強度、８５０〜１０５０ＭＰａの範囲内の引張強度Ｒ_ｍ、ならびに２〜８％の範囲内、好ましくは４〜７％の範囲内の破断伸びＡ_５をもたらす。最終アニーリングは、破断伸びＡ_５が選択的に幅広く設定可能であるように、主にこのパラメータに影響を与える。定義された押出状態から始まる、０．２％降伏強度及び引張強度Ｒ_ｍは、特に冷間引抜中の変形率の選択に基づいて選択される。記載される合金から作製される準完成製品または構成要素の特に良好なひずみ硬化特性のため、降伏強度は、従来の合金と比較して、少なくとも１．５の因子によって改良され得る。

本発明に従う合金は、経時的に一定である摩擦荷重に好適であり、その特別な特性ため、特に経時的に変動する摩擦荷重によって影響を受ける構成要素、例えば、高摩擦荷重下のピストンシャフトのベアリングのためのベアリングブッシュ、滑動シュー、またはウォームギアにも好適である。この合金から作製される構成要素の別の可能性のある使用は、ターボチャージャーの軸ベアリングである。経時的に変動する摩擦荷重はまた、不適切な潤滑をもたらし得、合金中のスズ含有量は、そのような荷重に供される構成要素が当該の要求も満たすことを確保する。最後に、請求される合金は、ギヤホイールまたはウォームギアなどの様々な型の摩耗部品に好適である。この合金はまた、摩擦対の摩擦相手のための摩擦コーティングの様式の摩擦裏打ちの形成にも好適である。

本発明は、以下のことを示す図面を参照しながら、好ましい例示的な一実施形態に基づいて、以下に説明される。

３０００倍の拡大率での、本発明に従うアルミニウム青銅合金の走査型電子顕微鏡写真を示す。 ６０００倍の拡大率での、本発明に従うアルミニウム青銅合金の走査型電子顕微鏡写真を示す。 ９０００倍の拡大率での、本発明に従うアルミニウム青銅合金の走査型電子顕微鏡写真を示す。

本発明の例示的な一実施形態について、合金組成物を、１１７０℃の鋳造温度及び９００℃のプレス温度で６０ｍｍ／分の鋳造速度での垂直連続鋳造によって融解し、熱成形した。

当該の合金は、以下の組成物を有する。

押出状態における冷却後に存在する試験合金を、走査型電子顕微鏡写真及びエネルギー分散型分析（ＥＤＸ）によって特性評価し、冷却後、図１及び２に示す材料状態が存在した。３０００倍または６０００倍の拡大率の二次電子コントラストでの、図１及び２に描写される顕微鏡写真は、合金マトリックスを形成するα相、ならびに鉄及びニッケルアルミナイドで構成され、主に粒子境界で析出するＫ_ＩＩ相及びＫ_ＩＶ相の形態の硬質相析出物を示す。更に、９０００倍の拡大率で図３に示す顕微鏡写真は、０．２μｍ以下の平均サイズを有する硬質相析出物が更に存在することを示す。

α相について、ＥＤＸ測定は、平均で８４．２重量％のＣｕ、５．０重量％のＺｎ、４．４重量％のＦｅ、３．４重量％のＮｉ、２．８重量％のＡｌ、及び０．１重量％のＳｉの化学組成物を示した。調査されるＫ_ＩＩ相について、押出状態において、１５．２重量％のＣｕ、２．４重量％のＺｎ、６７．６重量％のＦｅ、９．４重量％のＮｉ、４．７重量％のＡｌ、及び０．７重量％のＳｉの平均的な組成物が見出された。更に、押出状態のβ相の割合が１体積％未満であった一方で、金属間相の割合は７体積％であると決定された。以下に記載する冷間成形及び熱処理工程の後に結果として得られた材料状態の測定は、相組成物の変化を示さなかった。

機械特性の設定について、アルミニウム青銅合金の化学組成物によって本質的に決定される押出状態から始まり、５５０℃での軟化アニーリング、その後、ストレッチ成形の形態の冷間成形を実施した。軟化アニーリングされた中間生成物を、５０℃のソーピング浴中、冷間引抜のために用意した。８〜２５％の異なる断面減少を、ストレッチ成形のプロセスパラメータとして選択した。最終処理工程において、３８０℃で５時間、形成されたアルミニウム青銅製品の最終アニーリングを実施した。表１は、０．２％降伏強度Ｒ_Ｐ０，２、引張強度Ｒ_ｍ、破断伸びＡ_５、ブリネル硬度ＨＢ、降伏強度と引張強度の比率の平均機械特性を要約したものである。

更なる一連の測定のために、軟化アニーリングまたは溶液熱処理温度未満で、アルミニウム青銅製品の合金最終状態の設定のための最終アニーリングを実施した。この試験には、好ましくは３００〜４００℃の範囲内の最終アニーリング温度が選択され、事前冷間成形の変動する引抜率との組み合わせで、温度制御された冷却のための複雑な基準を使用することなく、最終合金状態の機械特性について、広い範囲が設定可能である。

本発明の記述から、また特定の例示的実施形態に基づいて、合金に関与する、狭義に請求される範囲の元素における、請求される本発明の特別な肯定的特性は、先行技術における開示の背景に照らして、予想されなかったことは明らかである。したがって、請求される間隔で合金パラメータを調整することによって、従来知られている合金と比較して、データが改良されることを見出すことは、発明者らにとって驚きであった。これはまた、所望される強度特性を設定するための、この合金の驚くほど頑健な加工性にも適用される。

Claims (15)

1. アルミニウム青銅合金であって、
   ７．０〜１０．０重量％のＡｌと、
   ３．０〜６．０重量％のＦｅと、
   ３．０〜５．０重量％のＺｎと、
   ３．０〜５．０重量％のＮｉと、
   ０．５〜１．５重量％のＳｎと、
   ０．２重量％以下のＳｉと、
   ０．１重量％以下のＰｂと、
   残部Ｃｕ及び不可避な不純物と、を含有する、前記アルミニウム青銅合金。
2. ７．０〜７．８重量％のＡｌと、
   ４．０〜５．０重量％のＦｅと、
   ３．８〜４．８重量％のＺｎと、
   ３．８〜４．１重量％のＮｉと、
   ０．８〜１．３重量％のＳｎと、
   ０．２重量％以下のＳｉと、
   ０．１重量％以下のＰｂと、
   残部Ｃｕ及び不可避な不純物と、を含有する、請求項１に記載の前記アルミニウム青銅合金。
3. アルミニウムと亜鉛の比率が、前記アルミニウム青銅合金中の重量割合に基づいて、１．４〜３．０の範囲内であり、特に好ましくは１．５〜２．０であることを特徴とする、請求項１または２のうちの１項に記載の前記アルミニウム青銅合金。
4. 請求項１〜３のうちの１項に記載の合金組成物を有するアルミニウム青銅製品であって、前記製品が、冷間成形、その後、３００〜５００℃の温度範囲内の溶液熱処理温度未満での最終アニーリングによって調整され、０．２％降伏強度Ｒ_Ｐ０，２が６５０〜１０００ＭＰａの範囲内であり、引張強度Ｒ_ｍが８５０〜１０５０ＭＰａの範囲内であり、破断伸びＡ_５が２〜８％の範囲内、好ましくは４〜７％の範囲内であるような合金最終状態をもたらすことを特徴とする、前記製品。
5. 前記合金最終状態において、降伏強度と引張強度の比率が、８５〜９７％の範囲内であることを特徴とする、請求項４に記載の前記アルミニウム青銅製品。
6. 前記合金最終状態において、硬度が２５０〜３００ＨＢ２．５／６２．５の範囲内であることを特徴とする、請求項４または５のうちの１項に記載の前記アルミニウム青銅製品。
7. 前記合金最終状態において、１体積％の最大β相割合を有するαマトリックスが存在することを特徴とする、請求項４〜６のうちの１項に記載の前記アルミニウム青銅製品。
8. 前記合金最終状態において、前記αマトリックスの平均粒径が５０μｍ以下であることを特徴とする、請求項７に記載の前記アルミニウム青銅製品。
9. 前記合金最終状態において、鉄アルミナイド及び／またはニッケルアルミナイドを含有する金属間Ｋ_ＩＩ相及び／またはＫ_ＩＶ相が存在することを特徴とする、請求項４〜８のうちの１項に記載の前記アルミニウム青銅製品。
10. 前記合金最終状態において、前記金属間Ｋ_ＩＩ相及び／またはＫ_ＩＶ相が、１０μｍ以下の平均長さ及び１．５μｍ^２以下の平均体積を有する伸びた形状を有することを特徴とする、請求項７に記載の前記アルミニウム青銅製品。
11. 前記合金最終状態において、丸い形状及び０．２μｍ以下の平均サイズを有する更なるアルミナイド析出物が存在することを特徴とする、請求項４〜１０のうちの１項に記載の前記アルミニウム青銅製品。
12. 前記製品が、経時的に変動する摩擦荷重によって作用される構成要素、特に、ベアリングブッシュ、滑動シュー、ウォームギア、またはターボチャージャー用の軸ベアリングであることを特徴とする、請求項４〜１１のうちの１項に記載の前記アルミニウム青銅製品。
13. アルミニウム青銅から作製される製品を生産するための方法であって、以下の合金構成要素、
    ７．０〜１０．０重量％のＡｌと、
    ３．０〜６．０重量％のＦｅと、
    ３．０〜５．０重量％のＺｎと、
    ３．０〜５．０重量％のＮｉと、
    ０．２重量％以下のＳｉと、
    ０．１重量％以下のＰｂと、
    残部Ｃｕ及び不可避な不純物と、を含有する融解物から鋳造ブランクを生成する方法工程と、
    前記鋳造ブランクを熱成形して、中間生成物を形成し、前記中間生成物を冷間成形する方法工程と、
    ３００〜５００℃の温度範囲内の溶液熱処理温度未満で前記生成物を最終アニーリングする方法工程であって、前記最終アニーリング後に、０．２％降伏強度Ｒ_Ｐ０，２が６５０〜１０００ＭＰａの範囲内であり、引張強度Ｒ_ｍが８５０〜１０５０ＭＰａの範囲内であり、破断伸びＡ_５が２〜８％の範囲内、好ましくは４〜７％の範囲内である、方法工程と、を含む、前記方法。
14. 前記鋳造ブランクを生成するための前記融解物が、以下の組成物、
    ７．０〜７．８重量％のＡｌと、
    ４．０〜５．０重量％のＦｅと、
    ３．８〜４．８重量％のＺｎと、
    ３．８〜４．１重量％のＮｉと、
    ０．８〜１．３重量％のＳｎと、
    ０．２重量％以下のＳｉと、
    ０．１重量％以下のＰｂと、
    残部Ｃｕ及び不可避な不純物と、を有することを特徴とする、請求項１３に記載の前記方法。
15. 前記冷間成形が、５〜３０％の変形率で冷間引抜として実施されることを特徴とする、請求項１３または１４に記載の前記方法。