JP2022512797A - 特別な真ちゅう合金および特別な真ちゅう合金製品 - Google Patents

Abstract

記載されるのは、６２．５～６５重量％のＣｕ、２．０～２．４重量％のＭｎ、０．７～０．９重量％のＮｉ、１．９～２．３重量％のＡｌ、０．３５～０．６５重量％のＳｉ、０．３～０．６重量％のＦｅ、単独でまたは組み合わせて、１８～０．４重量％のＳｎおよびＣｒ、≦０．１重量％のＰｂ、Ｚｎおよび不可避的不純物からなる残部を含む、特別な真ちゅう合金である。【選択図】図１a

Description

本発明は、特別な真ちゅう合金、およびこの特別な真ちゅう合金から製造される製品に関する。

潤滑剤環境での典型的な摩擦用途には、概して、使用される合金の低い摩擦係数が必要とされ、その際、さらに、摩擦係数は、それぞれの用途に対して、特に摩擦パートナー、使用される潤滑剤、および接触圧力や相対速度などの摩擦条件に対して、所定の制限内で適応可能でなければならない。これは特に、高度に静的負荷および動的負荷にさらされるピストンブッシングに使用される。さらに、例えば、ターボチャージャーのスラストベアリングに、摩擦面からの熱の発生の低減に加えて、良好な熱放散も保証する合金が必要とされ００１２ている場合、摩擦パートナーの高い相対速度を伴う用途が存在する。

摩擦力とオイル接触とに起因して、ベアリング表面上に蓄積された潤滑剤成分によりトライボロジー層が形成される。このプロセスでは、スライディング層上に十分に安定した吸収層を保持するために、潤滑剤成分およびそれらの分解生成物の一様かつ同時に高い蓄積速度が必要とされる。

さらに、適切なベアリング材料は、幅広いオイル適合性によってさらに特徴付けられるため、トライボロジー層の形成は、特定のオイル添加剤の選択の影響をほとんど受けない。さらなる目的は、ドライ摩擦条件下で十分な耐用年数を確保できるように、良好なドライラン特性を備える摩擦用途向けの合金を特定することにある。

摩擦応力を受ける構成要素の場合、使用する合金が十分な強度を有することがさらに重要である。したがって、負荷下で発生する塑性変形を可能な限り小さく保つために、０．２％という高い弾性限界が存在する必要がある。さらに、研磨応力および接着応力に対する耐性を高めるために、高い引張強度を有する特に硬い合金を特定する必要がある。さらに、衝撃応力に対する保護としての十分な靭性が要求される。これに関して、微小欠陥の数とその結果として生じる欠陥の成長を低減する必要がある。これは、内部応力のほとんどない、可能な限り最高の破壊靭性を備える合金を特定するという要件に関連する。

摩擦にさらされる構成要素に適した合金は、通常、主成分としての銅と亜鉛に加えて、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少なくとも1つからなる合金添加剤を含む特別な真ちゅうである。ここで、特にケイ素真ちゅうは前述の要件を満たし、ＣｕＺｎ３１Ｓｉ１はピストンブッシングのような摩擦用途のための標準合金を代表する。さらに、摩擦用途または鉱業のために、スズおよび銅に加えて、ニッケル、亜鉛、鉄およびマンガンをさらに含むスズ青銅を使用することが知られている。

ベアリング、ウォームギア、歯車、スライドシューなど、スライディングにさらされる機械部品に適した銅－亜鉛合金の例として、スイス国特許第２２３５８０Ａ号が参照される。開示されているのは、２～８重量％のアルミニウム、０．０５～３％のケイ素、および０．５～１０重量％のマンガンの合金添加剤を有し、残部が亜鉛である、５０～７０重量％の銅割合である。さらに、該合金は、最大１０重量％の鉛、ならびに０．１～５重量％の、鉄、ニッケルおよびコバルトからなる群からの１つまたは複数の元素を含むことができる。さらに、欧州特許第０４０７５９６Ｂ１号から、銅、亜鉛、マンガン、アルミニウムおよびケイ素に加えて、任意選択的な合金成分として、鉄、ニッケルおよびコバルトを含む特別な真ちゅう合金が知られている。さらに、０．０３～１重量％の割合の酸素が提供される。さらに、独国特許出願第１５５８４６７Ａ号は、スライディングおよび摩擦にさらされる物体のために提供される別の特別な真ちゅう合金を開示している。銅と、最大４５重量％に達し得る亜鉛割合に加えて、マンガンとケイ素ならびにテルルの合金添加剤がある。さらに、Ｆｅ、Ｎｉ、Ａｌ、およびＢｅは、追加の任意選択的な合金成分を代表する。さらに、独国特許第１５５８８１７Ｂ２号および独国特許第５９９４９Ｃ１号は、低減された摩耗を有するベアリング材料を形成する幅広い組成を有する銅合金を説明している。

特別な真ちゅう合金から製造される製品の特定の特性を達成するために、さまざまな合金元素を有する合金が使用される。それゆえ、このような成分の場合、在庫のさまざまな製品を維持し、特に、この多岐にわたる合金の取り扱いに熟達する必要もある。

特開第２００１－３５５０２９号公報は、シンクロナイザーリング、したがって一時的に変化する摩擦負荷用に設計された部品を開示している。この構成要素は、ブランクの鋳造工程と、チューブの熱間押出成形工程と、リングの切除工程と、熱間鍛造工程と、その後の機械加工工程とによって製造される。シンクロナイザーリングは、６２．４６％のＣｕ、３０．８％のＣｎ、および０．０５３％のＣｒ、Ｚｎからなる残部を含む特別な真ちゅう合金から製造される。

Ｗｅｂｅｒ等：「Ｎｅｕｅｒ Ｐｂ－ｆｒｅｉｅｒ Ｋｕｐｆｅｒｗｅｒｋｓｔｏｆ ｆｕｅｒ Ｇｌｅｉｔｌａｇｅｒａｎｗｅｎｄｕｎｇｅｎ ｉｎ Ｖｅｒｂｒｅｎｎｕｎｇｓｍｏｔｏｒｅｎ ｕｎｄ Ｇｅｔｒｉｅｂｅｎ（Ｎｅｗ Ｐｂ－ｆｒｅｅ Ｃｏｐｐｅｒ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｆｏｒ Ｓｌｉｄｅ Ｂｅａｒｉｎｇ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ ｉｎ Ｃｏｍｂｕｓｔｉｏｎ Ｅｎｇｉｎｅｓ ａｎｄ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎｓ）」Ｍｅｔａｌｌ：Ｆａｃｈｚｅｉｔｓｃｈｒｉｆｔ ｆｕｅ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｅ； Ｔｅｃｈｎｉｋ， Ｗｉｓｓｅｎｓｃｈａｆｔ， Ｗｉｒｔｓｃｈａｆｔ， ＧＤＭＢ－Ｖｅｒｌａｇ， Ｖｏｌｕｍｅ ６３， Ｎｏ． １１， ｐａｇｅｓ ５６４－５６７ （Ｎｏｖｅｍｂｅｒ １， ２００９）は、以下の組成：５８％のＣｕ、０．５％のＰｂ、１％のＳｉ、２％のＭｎ、０．５％のＮｉ、０．５％のＦｅ、２％のＡｌ、Ｚｎからなる残部の特別な真ちゅう合金で作られるスライドベアリングを開示している。

欧州特許第３２６９８３５Ｂ１号から、潤滑不足の場合における、高強度、摩擦負荷下での向上された耐摩耗性、および良好なドライランニング特性によって特徴付けられる特別な真ちゅう合金が知られている。この特別な真ちゅう合金は、６０～６２重量％のＣｕ、２．１～２．５重量％のＭｎ、０．２～０．６重量％のＮｉ、２．９～３．１重量％のＡｌ、０．３５～０．６５重量％のＳｉ、≦０．１重量％のＦｅ、≦０．１重量％のＳｎ、≦０．１重量％のＰｂ、Ｚｎおよび不可避的不純物からなる残部を有する合金である。この特別な真ちゅう合金から製造される製品は、合金製品に高い機械的耐摩耗性を与える構造中の細長い金属間化合物相によって特徴付けられる。押出成形では、これらの金属間化合物相は、結果として良好な長手方向の整列傾向をもたらす傾向を有する。ここで、主にＭｎ－ケイ化物の金属間化合物相の細長い形成は、摩耗を発生させる応力からマトリックスを保護する機能を有する。したがって、β相またはβ相が優勢なマトリックスの粒子サイズは１００と３００μｍとの間である。ここで、この合金から製造される製品は、比較的粗い粒子であるが、この合金から製造される半製品に適用される金属切削プロセスにおける切りチップ破壊には有利であり得る。

この既知の合金は有益な特性を有するが、冷間形成中に粒界クラックが形成される可能性があるため、結果として生じる比較的粗い粒子も不利であるとときに見なされる。この合金から製造される半製品は簡単に機械的に処理できるが、特別な真ちゅう合金製品が低い表面粗さしか有していないと思われる場合、後続の研磨または同様の表面処理に起因するさらなる処理の手間を回避するために、機械的処理から生じる残りの表面粗さはより小さいことが望ましいであろう。さらに、これらの特別な真ちゅう合金製品または半製品は、比較的大きな熱緩和を受けることが判明している。結果として、例えば、熱緩和のために、特定の状況下で準拠すべきプロセスウィンドウは、非常に狭く保たれなければならない。追加的に、さらに、より高い温度、特に、より大きな温度変化にさらされる製品の場合、この合金の熱緩和のこのプロセスは、強度の低下につながる可能性がある。

したがって、この議論された先行技術から進んで、本発明の根本的な目的は、特別な真ちゅう合金ならびにこの合金から製造される特別な真ちゅう合金製品を提供することであり、該合金は、種類という点では、欧州特許第３２６９８３５Ｂ１号においてこれまでに開示された合金に類似しているが、粒子サイズと熱緩和挙動に関して改善されている。

本発明によれば、この目的は、以下を有する特別な真ちゅう合金によって達成される；
６２．５～６５重量％のＣｕ、
２．０～２．４重量％のＭｎ、
０．７～０．９重量％のＮｉ、
１．９～２．３重量％のＡｌ、
０．３５～０．６５重量％のＳｉ、
０．３～０．６重量％のＦｅ、
単独でまたは組み合わせて、０．１８～０．４重量％のＳｎおよびＣｒ、
≦０．１重量％のＰｂ、
Ｚｎおよび不可避的不純物からなる残部。

この特別な真ちゅう合金は、最初の、初期に成形される半製品（鋳造プリフォームまたは押出成形プリフォーム）においてすでに形成されている、非常に均質かつ微細粒子化微細構造によって特徴付けられる。平均粒子サイズは４０～１５０μｍである。合金の鋳造により、より一層微粒状の粒子サイズがもたらされる。さらに、特別な特徴とは、すでにこの半製品において、この特別な真ちゅう合金がα－β構造を有し、α－相が、β相中に格子状またはストリップ状に封入されているか、あるいは該β相に浸透していることである。このようにしてα－相の粒子はβ－マトリックスの粒子を接続し、その結果、粒子ネットワークはα－相によって集中的に相互に浸透されたままであり、したがって冷間形成応力の場合でさえも保存されたままである。この合金では、優先方向のない押出成形プリフォームにおいてさえも、この構造は形成され、それゆえ、プレス接続片の長手方向ならびに横方向で、同じまたはほぼ同じ構造が観察され得るのは興味深いことである。その結果、欧州特許第３２６９８３５Ｂ１号においてこれまでに開示された合金とは対照的に、確かに半製品である可能性がある、この特別な真ちゅう合金から製造される特別な真ちゅう合金製品の構造の粒界は弱点を示さず、典型的には、明らかに１０％未満のα－相の割合を有するその構造は、圧倒的に優勢なであるβ－相を含み、その中でα－相はせいぜい粒界の領域に、またはβ－相内に配置されている。これが、この新しい合金が冷間形成中に粒界クラッキングの影響を受けにくい理由である。さらに、このような特別な真ちゅう製品を高温または温度変化の影響下で使用する場合、前述の合金と比較して、実際に達成される微細な粒子サイズのほかに、強度の低下が回避または大幅に減少する。

欧州特許第３２６９８３５Ｂ１号から知られているものと比較して、合金組成の比較的小さな変化によって、構造のそのような顕著な相違、そしてそれゆえにこの合金で達成される利点を実現できることに気付いたことは、驚くべきことであった。わずかに多くのα－相を達成するために欧州特許第３２６９８３５Ｂ１号から知られているものと比較してこの特別な真ちゅう合金の亜鉛当量をわずかに変化させることが、特別な真ちゅう合金製品にそのような顕著な変化をもたらすであろうことは、予見できなかった。したがって、特別な真ちゅう合金もしくはそれから製造される製品または半製品の有益な特性をもたらすのは、すでに初期の形成（鋳造または押出成形）中に、合金の構築に関与する元素の、結果として予想外の相互作用である。これは低い熱緩和も含むため、応じて大きなプロセスウィンドウを熱緩和に割り当てることができる。

この特別な真ちゅう合金では、すでに特定したように、この特別な真ちゅう合金を押出成形して半製品を製造する場合、プレス製品のコアとマージナルゾーンの構造の相違を検出できないことは注目に値する。興味深いことに、プレス製品の長手方向における伸長または横方向における伸長の両方において格子状にβ－相に浸透するα－相は、その縦軸の向きに関して相違しないように、どのような場合でも有意に相違しないように形成されるため、β－相に浸透するα－相は、プレス製品において優先的な方向を有さない。したがって、そのようなプリフォームは、好ましい構造的伸張を考慮に入れる必要なく、処理することができる。したがって、例えば、鍛造することが意図される押出成形接続片のセクションは、押出成形の方向とは独立して形成することができる。さらに、欧州特許第３２６９８３５Ｂ１号から知られている特別な真ちゅう合金の細長い性質とは対照的に、α-βマトリックスに埋め込まれた金属間化合物（ケイ化物）が、どちらかといえば丸く、球状の性質であって、せいぜいわずかに細長いだけの性質であり、したがって該金属間化合物は優先的な方向も有さず、せいぜいわずかに伸びるだけであることは特に有利である。また、その結果、成形時に破損することもない。

粒子微細化に影響を与える元素ＳｎおよびCrは、単独でまたは組み合わせて、合金中０．１８～０．４重量％の量で関与する。一実施形態の例によれば、合金はＳｎのみを含み、Ｃｒを含まないことが提供される。Ｓｎの割合は、好ましくは０．２～０．３重量％である。別の設計では、合金はＳｎを含まないが、好ましくは０．２～ら０．２７重量％の量のＣｒを含む。０．４重量％を超えるこれらの元素の量は、顕著な改善をもたらさない。ＳｎとＣｒに加えて、Ｆｅの含有量もまた粒子の微細化に寄与する。Ｓｎを使用する場合、合金から製造される特別な真ちゅう合金製品の表面上での不動態化層の形成に関する有益な特性もあるため、そのトライボロジー特性が改善される。

この特別な真ちゅう合金から製造される半製品は、良好な冷間形成性によって特徴付けられる。したがって、この特別な真ちゅう合金から、例えば、相当の形成速度が要求されるスライドシューのような製品を製造することも可能である。例えば、スライドシューの場合、フランジを形成するためには、鍛造後に半製品にフランジを設けることができる必要がある。この良好な冷間形成性にもかかわらず、この材料は十分に硬いため、使用中のそのようなスライドシューの要件、特に所望の安定時間を満たす。

熱緩和抵抗は、微細粒子化構造と前述のα－βマトリックスによって達成される。この点に関して、見ることができる別の有用な効果とは、マトリックスの粒子が調整を受けず、したがって優先的な方向を有さないことである。

この合金では、欧州特許第３２６９８３５Ｂ１号から知られている合金に対して、その導電率が約１０％低下していることも注目に値する。それに応じて、より低い腐食電流が流れる可能性があるため、この方法で耐食性も改善される。

鋳造プリフォームまたは押出成形プリフォームのα－相の割合は約４０～６０％である。欧州特許第３２６９８３５Ｂ１号に準拠した比較合金では、この合金状態のα－相の割合は 最大１０％でしかないが、通常は、明らかに１０％未満であるため、鋳造プリフォームまたは押出成形プリフォームにおけるこのようなα－相の割合が存在することは予期せぬことである。前述の制限内でのα－相とβ－相のほぼ等しい割合は、最終製品における所望の構造組成の関数として、例えば、アニーリングのような熱処理プロセスによるα－相の割合を減少または増加できるための良好な出発点を表す。合金製品の、通常は２７０℃と２９０℃との間の範囲の低温における４．５時間～６時間の熱処理により、α－相の割合を明らかに、つまり、これらの熱処理パラメータで２０％～２５％に低下させることができる。高温、例えば４３５℃と４６０℃との間で約２．５時間～３．５時間の熱処理は、α－相の割合の増加をもたらす。このようにして、７０～７５％のα－相の割合を有する特別な真ちゅう合金製品を製造することができる。その範囲で、最終製品において実際に望まれるα－相の割合は、個別に、初期の形成から独立して調整できる。

この合金から製造される製品のこれらの有用な耐摩耗特性は、すでに硬度に反映されている。押出成形後、該半製品の硬度は１３５と１４５ＨＢ［２．５／６２．５］との間である。形成後の熱処理により、ワークピースが上記したより高い温度でかつより短い処理時間で熱処理された場合、硬度は１６０ＨＢ超の値に高めることができる。

この特別な真ちゅう合金は、好ましくは、６３～６４重量％のＣｕ、２．１～２．２重量％のＭｎ、２．０～２．２重量％のＡｌ、および０．４～０．５重量％のＦｅを含有する。

以下に、添付の図を参照しながら実施形態の例を用いて本発明を説明する。図は、以下の通りである。

ａ～ｄは、本発明による第１の特別な真ちゅう合金で作られたプレス状態の押出成形試料の顕微鏡写真である。 本発明による第２の特別な真ちゅう合金の顕微鏡写真と比較した、研磨された縦断面および横断面における図１の合金の試料の顕微鏡写真である。 比較試料と並置された本発明による第１の特別な真ちゅう合金の研磨された縦断面の詳細な図である。 比較試料と並置された本発明による第２の特別な真ちゅう合金の研磨された縦断面の詳細な図である。 本発明による第１の特別な真ちゅう合金から製造されたスライドシューの顕微鏡写真である。 本発明による第１の特別な真ちゅう合金から製造された施削ブッシングの顕微鏡写真である。 鍛造後に、本発明による第１の特別な真ちゅう合金から鍛造することによって形成された保持セグメントの微細構造の画像を示す図である。 鍛造の下流の熱処理（アニーリング）後に、本発明による第１の特別な真ちゅう合金から鍛造することによって形成された保持セグメントの微細構造の画像を示す図である。 鍛造後に、本発明による第１の特別な真ちゅう合金から鍛造することによって形成されたスライドシューの微細構造の画像を示す図である。 鍛造の下流の熱処理（アニーリング）後に、本発明による第１の特別な真ちゅう合金から鍛造することによって形成されたスライドシューの微細構造の画像を示す図である。

本発明による２つの特別な真ちゅう合金および比較合金から試料を調製し、続いて約７００℃で押出成形した。 比較合金の試料Ｖの組成と、本発明による特別な真ちゅう合金で作られた2つの試料Ｅ１、Ｅ２の組成を以下に再現する（重量％での仕様）：

比較合金は、欧州特許第３２６９８３５Ｂ１号に、実施形態の例に記載されている特別な真ちゅう合金である。試料Ｅ１は、本発明による第１の特別な真ちゅう合金であり、本発明による特別な真ちゅう合金のＳｎ－含有の変異体を代表する。図１は、プレス状態のこの合金の顕微鏡写真を示しており、プレス接続片の長手方向（図1のaおよび図１のb）ならびに横方向（図1のc、図1のd）で除去されている。図1のaと図1のcは、コアから、図1のbと図1のdはラジアルマージンゾーンから除去されている。試料１ａおよび１ｂは、プレス接続片の長手方向において除去されており、それに対して、試料１ｃおよび１ｄは横方向において除去されている。微細構造がコアからマージンまで、さらに長手方向と横方向の両方で均質であることは注目に値する。さらに、これらの顕微鏡写真は、この合金に典型的なα－β構造を示しており、α－相（明るい粒子）が格子状またはストリップ状にβ粒子に浸透している。

プレス接続片のこの特別な微細構造は、わずかな倍率で示されている図2の顕微鏡写真からも明らかとなる。この図では、試料E1が左側に示され、試料E2がその構造とともに右側に示されている。試料Ｅ２は、本発明による特別な真ちゅう合金のＣｒ－含有の変異体である。それぞれの場合における上方の画像のペアは、（プリフォームの）プレス接続片の長手方向の伸張における構造を示している。図2の下方の画像のペアは、横方向の構造を示している。これらの顕微鏡写真からも同様に、試料E1、E2の長手方向および横方向において、興味深いほど高度に均質な構造の形成が見られる。これらの顕微鏡写真においても、α－相はより明るい成分である。

図３および図４は、それぞれの場合において、試料Vの顕微鏡写真と並置された試料E1の並置された顕微鏡写真（図3）、および比較合金Ｖの試料の顕微鏡写真と並置された本発明による第２の試料Ｅ２（図４）を示している。これらの並置は、比較合金と比較して著しく異なる本発明による特別な真ちゅう合金の構造の形成を明らかにする。加工状態の「プレス接続片」の比較合金はもっぱらβ－相を示しているが、本発明による合金では、α－相によって相互浸透されたβ－相が見られ、α－相の粒子が、隣接するβ－相の粒子の粒界を超えて延びている。

例えば、押出成形接続片の形態にある本発明による特別な真ちゅう合金から最初に形成された半製品は、約３５～５５％、特に約４０％と約５０％の間のα－相の割合を有する。本発明による試料Ｅ１およびＥ２におけるα－相の割合は、いずれの場合も約４５％である。β－相は、残部を形成する。金属間化合物相の割合は、約３％である。

本発明による特別な真ちゅう合金では、上記の合金に依存した構造の形成は、議論される熱的目的および機械的目的のためだけでなくとも使用される。代わりに、α－相およびβ－相の均質な分布を有するこの構造の形成は、最終製品に課せられる要件の関数としてのα－相の割合を調整できるようにするのに適している。これは、熱処理（アニーリング）によって行うことができる。半製品を低温であるが、より長い処理時間のアニーリングに供すると、α－相の割合が減少する。これを達成するために、半製品は、260℃と300℃の間の温度で4時間～6時間、特に約280℃で5時間処理される。これらのパラメータで熱処理を実行することにより、α－相の割合を30％以下に低減できる。

しかしながら、熱処理をより高温でより短時間行うと、プレス接続片における割合に対するα－相の割合が増加する。この熱処理は、430℃と470℃の間の温度で2.5時間～4時間、特に約450℃の温度で3時間行われる。その後、α－相の割合を65％以上に増加させることができる。

α－相の割合を低下させることによって、金属間化合物相の割合の一定の増加がもたらされ、これは、次に、そのようなアニーリングされた製品に、4.5％～5.5％の割合を比例的に含むことができる。

鍛造によるプレス接続片セグメントを形成するために、本発明による特別な真ちゅう合金が特に適しており、均質な押出成形の構造もまたこれに寄与する。図7は、試料E1からの鍛造保持セグメントを示している。鍛造は700℃で行われる。図7の微細構造の画像に見られるように、鍛造後でさえも、元の構造の形成が原則として依然として見られ、したがって保存されたままである。

図8は、熱処理が280℃で5時間行われた後の保持セグメントを示している。熱処理は、構造のさらなる均質化に寄与している。この熱処理では、鍛造後に約40％のα－相の割合は、熱処理によって約29％に減少した。さらに、硬度は約140 HB [HBW 2.5/62.5]から約148HBに増加した。

試料E1からは、鍛造によりスライドシューもまた製造された。図9は、710℃で行った鍛造工程後の構造を示している。プレス接続片において設定された微細構造もまた、鍛造にもかかわらず、この試料では原則として保存されたままである。続いて、鍛造されたスライドシューを450℃で3時間熱処理した。図10は、α－相の割合が、アニーリング工程によって、すなわち鍛造後の約50％（プレス接続片におけるα－相の割合）から約68％に増加したことを示している。硬度HBは、鍛造後の硬度と比較して、アニーリングによってわずかに、すなわち、155 HB[HBW 2.5/62.5]から159 HBに上昇しただけであった。

比較合金の試料Ｖでは、プレス接続片のマトリックスは、＜1％のα－相の割合を含んでいた。

本発明による特別な真ちゅう合金では、比較合金の試料Ｖと比較して、それが１０％をわずかに上回るだけ低下した導電率を有することは興味深い。比較合金での導電率は10.4～10.7MS/mであるが、本発明による合金E1での導電率は8.8MS/mでしかない。これにより、この特別な真ちゅう合金の耐食性が改善される。

試料E1およびE2の機械的特性は、次の表から得られる：

Claims (10)

1. 特別な真ちゅう合金であって、
   ６２．５～６５重量％のＣｕ、
   ２．０～２．４重量％のＭｎ、
   ０．７～０．９重量％のＮｉ、
   １．９～２．３重量％のＡｌ、
   ０．３５～０．６５重量％のＳｉ、
   ０．３～０．６重量％のＦｅ、
   単独でまたは組み合わせて、０．１８～０．４重量％のＳｎおよびＣｒ、
   ≦０．１重量％のＰｂを含み、
   Ｚｎおよび不可避的不純物からなる残部を有する、特別な真ちゅう合金。
2. ６３～６４重量％のＣｕを含むことを特徴とする、請求項１に記載の特別な真ちゅう合金。
3. ２．１～２．２重量％のＭｎを含むことを特徴とする、請求項１または２に記載の特別な真ちゅう合金。
4. ２．０～２．２重量％のＡｌを含むことを特徴とする、請求項１または３に記載の特別な真ちゅう合金。
5. ０．４～０．５重量％のＦｅを含むことを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載の特別な真ちゅう合金。
6. ０．２～０．３重量％のＳｎまたは０．２～０．２７重量％のＣｒを含むことを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載の特別な真ちゅう合金。
7. 請求項１から５のいずれか一項に記載の合金の組成を有する特別な真ちゅう合金製品であって、特別な真ちゅう合金製品が熱間鍛造部品であり、３５％～５５％のα－相の割合と、２％～５％の金属間化合物相の割合を有するα－β混晶マトリックスを含むことを特徴とする、特別な真ちゅう合金製品。
8. 鍛造後にアニーリングを行うことにより、α－相の割合が低下することを特徴とする請求項７に記載の特別な真ちゅう合金製品。
9. 鍛造後にアニーリングを行うことにより、α－相の割合が増加することを特徴とする請求項７に記載の特別な真ちゅう合金製品。
10. 特別な真ちゅう合金製品が、スライディングに供される製品、特に、スライドシューまたはベアリングブッシングであることを特徴とする、請求項７から９のいずれか一項に記載の特別な真ちゅう合金製品。

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