JP2019510132A - 銅−亜鉛合金からなる摺動部材 - Google Patents

Abstract

本発明は、（重量％で）以下の成分：
Ｃｕ ６０．０から６４．０％まで、
Ｓｉ ０．２から０．５％まで、
Ｆｅ ０．６から１．２％まで、
選択的に、さらにＳｎ 最大１．５％まで、
選択的に、さらにＰｂ 最大０．２５％まで、
選択的に、さらにＰ 最大０．０８％まで、
残部Ｚｎおよび不可避な不純物
を含有する銅−亜鉛合金からなる摺動部材に関する。
前記銅−亜鉛合金は、α相の体積分率が少なくとも９０％であるα相およびβ相からなる構造を有し、前記構造中には珪化鉄が混在している。

Description

本発明は、銅−亜鉛合金からなる摺動部材に関するものである。

銅−亜鉛合金からなる摺動部材は、例えば内燃機関において、コネクティングロッドの両側ベアリング位置に使用される。摺動部材の材料に対する技術的な要求は、最新式エンジンの開発に伴って大きくなっている。それに加えて、法的規制により、材料中の鉛含有量を最小限まで削減することが求められている。同時に、摺動部材のコスト削減という圧力は増している。

公知の摺動部材用銅−亜鉛合金は、ＣｕＺｎ３１Ｓｉ１である。この合金には、材料の機械加工性を改善するために、０．８重量％までの鉛が混ざっていてもよい。この合金中の銅割合が高いことにより、摺動部材は高価になる。さらに、この合金では耐摩耗性構造成分の接触領域が小さすぎるので、将来的に、最新式エンジン内にかかる負荷には耐えられない。

特許文献１から、摺動部材にとって大変好適な機械特性を有する鉛不含の銅−亜鉛−アルミニウム鍛錬材料が公知である。しかし、その熱伝導率は小さいので、連続鋳造の際に効率的な速度で行なうことを妨げている。

さらに、特許文献２から、高い負荷を受ける摺動部材のための銅−亜鉛合金が公知である。この材料は、α相からなるマトリックスを有する耐摩耗性構造を有しており、この中には島状にβ相および硬質混合珪化物が混在している。この材料は、特性の組み合わせが優れていることにより際立っているが、その複雑な構造により、プロセスの実施に費用がかかり、かつ慎重さが求められる。

摺動部材の特別な形態は、滑り軸受ブッシュである。滑り軸受ブッシュでは、製造方法の違いに基づき、巻きブッシュと、旋盤加工ブッシュに区別される。

巻きブッシュは、帯状の半製品から、対応する寸法に合わせた帯部分を中空円筒体に成形して、その突き合わせた帯の端部同士を結合することにより製造される。有利には、原材料は帯体鋳造で製造される。このとき、鋳造形状として、比較的薄い帯体が鋳造される。これを、熱間加工をしないで、僅かな冷間加工により最終寸法まで圧延し、必要な場合には、中間焼鈍を行なってもよい。したがって、使用する合金は、鋳造性が良好でかつ冷間加工性が非常に良好でなくてはならない。さらに、この合金は、僅かな冷間加工で十分な強度と硬度が得られるように、冷間加工により迅速に硬化しなくてはならない。

旋盤加工ブッシュは、棒状または管状の半製品から、機械加工により製造される。半製品を製造するために、ボルト状の鋳造形状が鋳造され、そこから熱間圧縮工程により、圧縮管またはロッドが圧縮成形される。それぞれの圧縮成形品から、一連の延伸工程により半製品が得られ、それから滑り軸受ブッシュが製造される。この製造法のためには、使用する合金は熱間加工性および冷間加工性が良好でなくてはならない。さらに、この合金は機械加工性が良好でなくてはならない。

欧州特許第１１５８０６２号明細書 独国特許第１０２００７０２９９９１号明細書

本発明の課題は、鋼に対する摩擦による摩耗に対して耐久性のある、従来技術から公知の摺動部材よりも安価な摺動部材を提供することである。このとき、費用削減は主に、滑り軸受を作る半製品を安価に製造することにより行なうべきである。この費用に関する利点は、滑り軸受の巻きブッシュの製造においても、旋盤加工ブッシュの製造においても、実現されうるべきである。前記摺動部材は、技術的および法的要求を満たさなくてはならない。

本発明は、請求項１の特徴により記載されている。その他の従属請求項は、本発明の好適な実施態様と発展形態に関するものである。

本発明は、銅−亜鉛合金からなる摺動部材を包含し、前記銅−亜鉛合金は（重量％で）以下の組成：
Ｃｕ ６０．０から６４．０％まで、
Ｓｉ ０．２から０．５％まで、
Ｆｅ ０．６から１．２％まで、
選択的に、さらにＳｎ 最大１．５％まで、
選択的に、さらにＰｂ 最大０．２５％まで、
選択的に、さらにＰ 最大０．０８％まで、
残部Ｚｎおよび不可避な不純物
を有する。このとき、前記銅−亜鉛合金は、α相の体積分率が少なくとも９０％であるα相およびβ相からなる構造を有し、前記構造中には珪化鉄が混在している。

銅−亜鉛合金からなる軸受材料は、通常、９０体積％より少ないα相含有量を有する。というのも、α相は付着しやすく、そのためβ相より強く摩耗する傾向があるからである。一方、α相の含有量が大きいと、材料は延性を持つ。本発明は、銅含有量が６０から６４重量％である銅−亜鉛合金に鉄と珪素を添加することにより、非常に延性があり、同時に非常に耐摩耗性のある鍛錬材料を形成するという認識に基づいている。このとき、前記合金の珪素含有量は、少なくとも０．２重量％かつ多くとも０．５重量％であり、鉄含有量は、少なくとも０．６重量％かつ多くとも１，２重量％である。前記合金は、任意に、さらにスズ１．５重量％まで、鉛０．２５重量％まで、およびリン０．０８重量％までを含有する。前記合金の亜鉛含有量は、合金の正確な組成に応じて、３２．５から３８．５重量％の間、有利には３３．５から３８重量％の間、特に有利には３４から３７．５重量％の間にあってよい。この組成を有する鍛錬用銅−亜鉛合金から製造される材料は、α相の体積分率が少なくとも９０％であるα相およびβ相からなる構造を有する。この構造中には珪化鉄が混在しており、その体積分率は１．５から４．５％であってよい。したがって、β相の含有量は９体積％より小さく、通常は５体積％より小さく、有利には３体積％より小さい。典型的には、少なくとも０．３体積％のβ相が前記構造中に存在する。

珪化鉄は、硬質相として前記材料の良好な耐摩耗性の元となっている。珪素含有量が０．２重量％より小さい場合、あまりにも少ない珪化鉄しか形成されない。珪素含有量が０．５重量％を超えると、β相の形成が多くなり、そのため延性が減少することになる。特に有利には、珪素含有量は最大０．４７重量％であってよい。鉄含有量が０．６重量％より小さい場合、あまりにも少ない珪化鉄しか形成されない。特に有利には、鉄含有量は少なくとも０．８重量％である。鉄含有量が１．２重量％を超えると、溶融の際に合金内で溶解しないことになる。そうなると、材料中に純粋な鉄粒子が形成されることになるが、それらは柔らかく、その上材料から突出しやすいので、望ましくない。前記珪化鉄は球状の形を有する硬質相であり、鋭い角を持たない。したがって、角の鋭い硬質相において成形加工後に生じうる構造内部の溝や空洞の発生が抑えられる。

前記銅−亜鉛合金のそれぞれの構造成分の体積分率は、金属組織を検鏡した研磨面に基づいて求められる。調査により、研磨面画像で求められたそれぞれの構造成分の面積分率は試料中の研磨面の配向とは無関係であることが示されている。つまり、それぞれの相の分布は等方性であるとみなすことができ、研磨面で求められた面積分率はそれぞれの構造成分の体積分率として認定することができる。

選択的に、前記合金にはさらにスズ１．５重量％までを添加してよい。スズは、固溶強化により材料の耐摩耗性を高める。一方、スズの亜鉛当量は２であり、そのためβ相が形成されてα相の負担になることが促進されるので、材料の延性は減少する。スズ含有量として１．５重量％の上限が好適であることは証明されている。

基本的に、前記合金中の鉛含有量は０．８重量％までであってよい。法的規制が許すならば、前記合金に、必要な場合はチップブレーカとして鉛を０．２５重量％まで添加してもよい。有利には、鉛含有量は、最大０．１重量％である。しかし、特に有利には、合金は不可避な不純物の範囲内の鉛含有量を有する。本発明による摺動部材の機能は、前記銅−亜鉛合金中に鉛が不在であることによって損なわれることはない。

選択的に、前記合金に、さらにリン０．０８重量％までを添加してよい。リンは、溶融物の脱酸素に役立ち、そのためスズが存在する場合には酸化スズの回避に役立つ。

本発明による摺動部材は、前記の鍛錬用銅−亜鉛合金の半製品から製造される。このとき、前記半製品の製造は、合金の溶融、鋳造および成形加工の工程をこの記載した通りの順序で含む方法を用いて行われる。このとき、成形加工工程は専ら冷間加工であってよく、あるいは、鋳造形状の鋳造と最初の冷間加工の間に熱間加工を実施してもよい。必要な場合には、２つの成形加工の間に熱処理を行なってもよい。

前記の鍛錬用銅−亜鉛合金は、摺動部材に適した半製品の安価な製造を可能にする性質を有する。前記合金の熱伝導率は高いので、鋳造速度は通常の特殊黄銅の鋳造速度の水準にある。鋳造構造のβ相の含有量はなお十分大きいので、半製品を熱間加工により効率的に製造することが可能である。特別な利点は、材料の良好な冷間加工性にある。８０％までの変形度は、中間焼鈍がなくても達成できる。この場合、成形加工時の断面積の減少を変形度として定義する。したがって、前記半製品の最終寸法は少ない工程で、特に、少ない中間焼鈍により得ることができる。さらに、材料の強度は冷間加工の際に非常に速く増大するので、軸受材料に典型的な半製品寸法で必要な材料の強度を得るためには少ない冷間加工工程で十分である。

前記材料は、最後の冷間加工の後に、２００から３５０℃の温度で２から４時間熱処理される。これにより延性は高まるが、同時に強度は減少する。このとき、前記材料の降伏点Ｒ_ｐ０．２の減少は、引張強さＲ_ｍの減少よりも大きい。したがって、熱処理により、Ｒ_ｍ対Ｒ_ｐ０．２の比は変化する。その点において、Ｒ_ｍ対Ｒ_ｐ０．２の比を熱処理の強さの尺度として使用できる。本発明による摺動部材の材料について、Ｒ_ｍ対Ｒ_ｐ０．２の比は最終的な熱処理の前では通常１．０５から１．１の間である。熱処理後は、商Ｒ_ｍ／Ｒ_ｐ０．２は、１．５を超える値にまで達することができる。熱処理により延性が増し、したがって破断伸び率Ａ_５が上昇する。熱処理が強い程、破断伸び率の上昇は大きくなる。熱処理後に達成される破断伸び率は、商Ｒ_ｍ／Ｒ_ｐ０．２と関連している。本発明による摺動部材の材料には、一般的に、破断伸び率Ａ_５（％表記）と商Ｒ_ｍ／Ｒ_ｐ０．２の間に以下の関係が当てはまる：
Ａ_５≧４１％×（Ｒ_ｍ／Ｒ_ｐ０．２）−３８％

前記材料は、最終状態で十分な延性を持っているので、滑り軸受の巻きブッシュを製造することができる。さらに、製造した滑り軸受ブッシュの較正は問題なく可能である。

本発明による摺動部材の耐摩耗性は、適切な実験に基づいて求められ、公知の材料からなる摺動部材の耐摩耗性と関連付けられる。鋼製体に対する摩擦における試料体の質量損失として摩耗を算出する摩擦計試験では、本発明による摺動部材における質量損失は、材料ＣｕＺｎ３１Ｓｉからなる摺動部材の約半分であることがわかる。このとき、摩擦係数は全ての材料でほぼ同じである。この驚くべき結果は、摺動部材用材料としての使用における前記銅−亜鉛合金の優れた特性を表している。

基本材料は主に面心立方晶系α相からなっているので、延性が大きいことにより硬い汚れ粒子の埋入が保障されている。

好適には、Ｓｉ含有量に対するＦｅ含有量の比が、少なくとも１．５かつ多くとも３．８であってよい。この場合、珪化鉄ＦｅＳｉ、Ｆｅ_５Ｓｉ_３およびＦｅ_２Ｓｉを形成するための特に有利な条件が存在する。このとき、珪化鉄中に結合していない過剰な鉄もしくは珪素は非常に少ない。珪化鉄中に結合していない過剰な珪素は、合金のマトリックス中に存在する。これは亜鉛当量１０を有し、したがって合金中の亜鉛含有量の増加と同じような効果を及ぼす。過剰な珪素が多い結果、固溶強化が強まり、それにより材料の延性が減少することになり、ならびに、望まないにもかかわらず構造中のβ相含有量が増加することになる。特に有利には、Ｓｉ含有量に対するＦｅ含有量の比は、少なくとも２．２かつ多くとも３．０であってよい。Ｆｅ含有量とＳｉ含有量をこのように相互に調整すれば、珪化鉄の集団型の数が増加する。このとき、粒子径により異なる複数の珪化鉄部分が生じてよい。

本発明の有利な形態では、前記摺動部材の銅−亜鉛合金中に少なくとも２つの珪化鉄部分が存在してよい。このとき、第１の珪化鉄が、少なくとも０．０２ｍかつ大きくとも０．３μｍの直径、および１０００μｍ^２当たりの粒子が２００から４００個の密度を有し、かつ第２の珪化鉄が、少なくとも１μｍかつ大きくとも１５μｍの直径、および１０００００μｍ^２当たりの粒子が２０から５０個の密度を有していない。ここでは、粒子に対して体積が同じ球の直径を珪化鉄粒子の直径として定義する。この形態では、本発明による摺動部材の合金はつまり、比較的小さい珪化鉄からなる第１集団と、比較的大きい珪化鉄からなる第２集団を有する。前記第２の珪化鉄は、特に耐摩耗性のある接触領域として作用する。構造中のその体積分率は、１から２％の間であってよい。第２の珪化鉄の密度が小さいので、これらの間には比較的大きな隙間が残る。これらの隙間は、前記第１の珪化鉄により安定する。第１の珪化鉄がないと、材料のマトリックスは第２の珪化鉄間の隙間において摩耗により速く削り取られることになる。くぼみが生じる。それにより、第２の珪化鉄が前記マトリックスから島状に削られ、そうして材料から突出しやすくなる。第１の珪化鉄が前記隙間内のマトリックスを安定させるので、第２の珪化鉄の突出が妨げられる。前記材料の特別な耐摩耗性にとって、第１と第２の珪化鉄の組み合わせは重要である。

本発明の有利な実施態様では、前記銅−亜鉛合金のＳｎ含有量は少なくとも０．５重量％であってよい。スズは、強度と硬度およびそれゆえ合金の耐摩耗性に好適に作用する。０．５重量％より低いスズ含有量では、この作用は小さい。特に有利には、合金中のスズ含有量は少なくとも０．８重量％である。一方、スズ含有量が大きいと、熱処理の際に材料の延性が上昇するのを妨げる。したがって、合金中のスズ含有量は多くとも１．２重量％であれば特に好適である。さらに、本発明のこの実施態様は、引張強さと硬度が高い水準のままであるにも関わらず材料の降伏点は明らかに減少している最終状態を熱処理により調整できるという点で優れている。この特別な性質は、成形加工後にさらに較正しなくてはならない旋盤加工ブッシュの製造にとって、ならびに、硬い汚れ粒子に対する摺動部材の適合性にとって、好適である。

本発明のこの有利な実施態様に記載された材料について、焼鈍後に得られる硬度ＨＢを引張強さＲ_ｍと降伏点Ｒ_ｐ０．２の商と関連付けると、以下の関係が生じる：
ＨＢ≧３５０−１４０×（Ｒ_ｍ／Ｒ_ｐ０．２）

本発明の特に有利な実施態様では、スズ含有量が少なくとも０．５重量％の銅−亜鉛合金の場合、β相の体積分率は多くとも５％であり、かつα相とβ相の界面には高スズ相が堆積していてよい。β相の体積分率は、合金の実際のＺｎ含有量と、熱処理の際の適切なプロセスの実施により調整することができる。β相の含有率が多くとも５体積％であれば、材料の冷間加工性は大変良好である。前記高スズ相は、１から３μｍの幅を有する縁取りのように界面に形成されている。前記高スズ相は、スズ７から１３重量％、亜鉛３４から３８重量％および残部として銅を含有する。これはＦｅおよびＳｉを含有しない。前記高スズ相は、前記珪化鉄に加えて、主にα相からなる構造内で耐摩耗性接触領域のように作用する。本発明による滑り軸受のこの特に有利な実施態様はつまり、非常に良好な冷間加工性があり、同時に非常に耐摩耗性のある材料で優れている。

本発明による摺動部材の別の好適な実施態様では、前記銅−亜鉛合金のＳｎ含有量が多くとも０．０９重量％であってよい。このような低スズ合金は、特に高い延性で優れている。したがって、前記合金は、少しの冷間加工および中間焼鈍の工程数で最終寸法にすることができる。これにより、本発明による滑り軸受の製造コストは少なくて済む。前記材料の最終状態については、熱処理の強さが小さくても、つまり低い焼鈍温度および／または短い焼鈍時間でも、高い延性が得られることが好ましい。これにより、焼鈍後の材料の降伏点は比較的高い水準のままである。本発明による摺動部材のこの好適な実施態様の材料には、破断伸び率Ａ_５（％表記）と商Ｒ_ｍ／Ｒ_ｐ０．２の間に以下の関係が当てはまる：
Ａ_５≧４６％×（Ｒ_ｍ／Ｒ_ｐ０．２）−３８％

最終状態の材料の延性が高いことは、滑り軸受の巻きブッシュを製造するために好適である。一方、このような滑り軸受は、材料の降伏点が大きいので、操業中の塑性変形に対し高い抵抗力を有する。

本発明のこの別の好適な実施態様において、低スズの銅−亜鉛合金では、β相の体積分率は有利には多くとも４％、特に有利には多くとも３％であってよい。β相の体積分率は、合金の実際のＺｎ含有量と、熱処理の際の適切なプロセスの実施により調整することができる。β相の体積分率を限定することは、材料の延性に対して有利な作用を及ぼす。本発明による滑り軸受のこの特に有利な実施態様はつまり、高い強度で特に大きな延性を有する材料で優れている。

本発明を、実施例に基づいて詳細に説明する。

様々な銅−亜鉛合金試料を溶融し、鋳造した。表１は、それぞれの試料の組成を示している。最後から２番目の欄には、珪素に対する鉄の比が記載されている。最後の欄からは、それぞれの合金が課題で定義された目的のためにどの程度適しているのかがわかる。ここでは、半製品の製造性に関する合金の適性も、摺動部材としての使用に関するその適性も評価に入れられている。

表１：重量％で表した試料組成

試料Ｎｏ．１から６は、約１重量％のスズ含有量を有し、一方、試料Ｎｏ．１１から１６はスズ最大０．０１３重量％を含有している。それぞれの合金から、鋳造後に２つの異なる方法により、摺動部材の製造に適した半製品を製造した。

第１の方法は、鋳造後に以下の工程を含む：
１．押出成形
２．冷間加工
３．５００℃／３時間で中間焼鈍
４．冷間加工
５．３００℃で熱処理

この方法は、滑り軸受の旋盤加工ブッシュ用半製品の製造に対応する。

第２の方法は、鋳造後に以下の工程を含む：
１．冷間加工（圧延）
２．５００℃／３時間で中間焼鈍
３．冷間加工（圧延）
４．３００℃で熱処理

この方法は、滑り軸受の巻きブッシュ用半製品の製造に対応する。

試料Ｎｏ．６（スズ含有）および１１（低スズ）を詳細に調べた。このとき、最終的な熱処理の温度と期間を変化させた。試料Ｎｏ．６については、表２に示した機械特性値が得られた。試料Ｎｏ．１１については、表３に示した機械特性値が得られた。

表２：熱処理後の試料Ｎｏ．６の機械特性値

表3：熱処理後の試料Ｎｏ．１１の機械特性値

両方の試料では、熱処理の温度と期間を適切に選択することにより、破断伸び率Ａ_５を少なくとも１５％まで上昇させることができた。このとき、硬度は１７０から１８０ＨＢの間、引張強さは５５０から６００ＭＰａの範囲内にあった。このとき、試料Ｎｏ．１１では、降伏点は試料Ｎｏ．６よりもやや高い水準にあった。

破断伸び率Ａ_５を少なくとも２０％まで上昇させるように熱処理を実施したら、材料の引張強さは少なくとも５２０ＭＰａで、硬度は少なくとも１５０ＨＢであった。

本発明による摺動部材の摩擦特性および摩耗特性を、リング・オン・ディスク型摩擦計を使用して調べた。このとき、本発明による摺動部材は、それぞれ試料６および試料１１に記載の材料からなるディスクで表された。相手部材として鋼製リングを使用した。比較対象物として、材料ＣｕＺｎ３１Ｓｉ１からなる摺動部材を使用した。調査のために、最終的な熱処理後に約１５％の破断伸び率Ａ_５を有する材料からなる試験体をそれぞれ使用した。摩擦係数は、公知の方法で定義し算出した。材料の摩耗の尺度として、特定の試験期間後の試験体の質量損失を使用した。この質量損失を、比較対象物の質量損失と関連させて、相対的な質量損失として表示した。表４に、これらの調査の結果をまとめている。

表４：摩耗特性の調査結果

試料６の摩擦係数は、ＣｕＺｎ３１Ｓｉ１からなる試料の摩擦係数よりも１１％上であり、試料１１の摩擦係数は、ＣｕＺｎ３１Ｓｉ１からなる試料の摩擦係数より１０％下であった。本発明による摺動部材の質量損失は、ＣｕＺｎ３１Ｓｉ１からなる比較対象物で算出された質量損失の半分よりも少ない。したがって、本発明による摺動部材の材料は、ＣｕＺｎ３１Ｓｉ１よりも著しく耐摩耗性がある。

Claims (7)

1. （重量％で）以下の成分：
   Ｃｕ ６０．０から６４．０％まで、
   Ｓｉ ０．２から０．５％まで、
   Ｆｅ ０．６から１．２％まで、
   選択的に、さらにＳｎ 最大１．５％まで、
   選択的に、さらにＰｂ 最大０．２５％まで、
   選択的に、さらにＰ 最大０．０８％まで、
   残部Ｚｎおよび不可避な不純物
   を含有する銅−亜鉛合金からなる摺動部材において、
   前記銅−亜鉛合金は、α相の体積分率が少なくとも９０％であるα相およびβ相からなる構造を有し、前記構造中には珪化鉄が混在していることを特徴とする、銅−亜鉛合金からなる摺動部材。
2. Ｓｉ含有量に対するＦｅ含有量の比が、少なくとも１．５かつ多くとも３．８であることを特徴とする、請求項１に記載の摺動部材。
3. 少なくとも２つの珪化鉄部分が存在し、第１の珪化鉄が、大きくとも０．３μｍの直径、および１０００μｍ^２当たりの粒子が２００から４００個の密度を有し、かつ第２の珪化鉄が、少なくとも１μｍかつ大きくとも１５μｍの直径、および１０００００μｍ^２当たりの粒子が２０から５０個の密度を有することを特徴とする、請求項１または２に記載の摺動部材。
4. Ｓｎ含有量が少なくとも０．５重量％であることを特徴とする、請求項１から３までのいずれか１項に記載の摺動部材。
5. β相の体積分率が多くとも５％であり、かつα相とβ相の界面には高スズ相が堆積していることを特徴とする、請求項４に記載の摺動部材。
6. Ｓｎ含有量が多くとも０．０９重量％であることを特徴とする、請求項１から３までのいずれか１項に記載の摺動部材。
7. β相の体積分率が多くとも４％であることを特徴とする、請求項６に記載の摺動部材。