JP6113870B2 - 銅−亜鉛合金の使用 - Google Patents

Description

本発明は、５９〜７３％の銅、２．７〜８．５％のマンガン、１．５〜６．３％のアルミニウム、０．２〜４％のケイ素、０．２〜３％の鉄、０〜２％の鉛、０〜２％のニッケル、０〜０．４％のスズ、残部としての亜鉛および不可避不純物という組成を有する、銅−亜鉛合金の新規な使用に関する。本項目中および以下におけるパーセントでの割合は、それぞれの場合における重量パーセントである。

蹄鉄のための材料としての銅合金の使用は、欧州特許出願公開第０８５３８８０Ａ２号明細書および米国特許第６，０５９，０４３Ａ号明細書から知られている。銅合金の組成についての情報は記載されていない。通常蹄鉄に使用される鋼材と比較して、銅合金は、高い延性を示し、したがって、鍛造中の良好な加工性を示す。銅合金の減衰挙動は、鋼鉄の減衰挙動よりも良好である。さらに銅は、蹄鉄としての使用において有利である、抗菌特性を有する。

鋼鉄と比較した銅合金の不利点は、一般的に蹄鉄には不十分である耐摩耗性を示すことである。銅合金から構成される蹄鉄の寿命は、本質的に、鉄鋼から構成される蹄鉄と比較して、好ましくない。

欧州特許出願公開第０８５３８８０Ａ２号明細書 米国特許第６，０５９，０４３Ａ号明細書 独国特許発明第２９１９４７８Ｃ２号明細書 独国特許出願公開第１０２００４０５８３１８Ｂ４号明細書 独国特許出願公開第１０２００５０１６４６７Ａ１号明細書

本発明は、蹄鉄のための良好な鍛造性（ｆｏｒｇａｂｉｌｉｔｙ）を有し、また十分に高い耐摩耗性も有する、蹄鉄の材料として使用する銅合金を提供することを目的とする。

本目的は、本発明によれば、蹄鉄の材料として銅−亜鉛合金を使用することにより達成され、該合金は、５９〜７３％の銅、２．７〜８．５％のマンガン、１．５〜６．３％のアルミニウム、０．２〜４％のケイ素、０．２〜３％の鉄、０．２〜２％の鉛、０〜２％のニッケル、０〜０．４％のスズ、残部としての亜鉛および不可避な不純物を含んでなる。

したがって、本発明は、独国特許発明第２９１９４７８ Ｃ２号明細書において、シンクロリングの材料として開示されており、同様の組成を有する、銅−亜鉛合金の新規の使用を提供する。既知の合金は、本質的に、特に、他の固有の材料特性と組み合わせて、高い摩擦係数を有する。さらに、バルブガイドの材料としての上述の銅−亜鉛合金の使用は、独国特許出願公開第１０２００４０５８３１８Ｂ４号明細書から知られている。独国特許出願公開第１０２００５０１６４６７Ａ１号明細書において、滑り軸受の材料としての使用が、上述の銅−亜鉛合金について提示されている。

α相の比較的高い割合のために、そのような銅−亜鉛合金は、良好な延性を示し、したがって、良好な鍛造性を示す。しかしながら、比較的硬い黄銅混晶（ｂｒａｓｓ ｍｉｘｅｄ ｃｒｙｓｔａｌ）のため、および組み込まれた金属間相のために、合金は、銅（銅：４０ＨＢ）と比較して、１５０〜２００ＨＢという有意に増加した硬度を有する。略語ＨＢは、例えば、６２．５Ｎの試験加重で、２．５ｍｍの直径を有する試験球の圧入直径（ｉｎｄｅｎｔａｔｉｏｎ ｄｉａｍｅｔｅｒ）により、通常測定されるブリネル硬度を指す。該合金の硬度は高い耐摩耗性を付与するが、これは、銅よりも悪い減衰挙動を示し得る。

しかしながら、本発明によれば、驚くべきことに、示された銅−亜鉛合金の減衰挙動が、銅の減衰挙動と同様であり、従って、鉄鋼と比較して優位に改善されていることが認められた。示された銅−亜鉛合金は、銅のように、１００ＧＰａ〜１３０ＧＰａの範囲の弾性率を有する。鉄鋼の弾性率は、一方、約２００ＧＰａの範囲である。示された銅−亜鉛合金は、銅のように、鉄鋼よりも有意に低い変形抵抗を有しており、したがって、蹄鉄のための有利な特性が存在している。示された銅−亜鉛合金から構成された蹄鉄を履いた馬の足は、鉄鋼から構成された蹄鉄の場合よりも、有意に少ない反発力（ｂｏｕｎｃｅ）に供されるであろう。

銅−亜鉛合金は、約１０００℃の温度で成分を溶解し、その後、半連続式または完全連続式に鋳造し、また、７００℃〜７５０℃の範囲の温度で、引き抜きを伴うまたは引き抜きを伴わない押出加工により、棒形態で製造することができる。該棒を一定の長さに切り出した後、さらに、ドロップ鍛造によりおよび切断加工により、蹄鉄の基本的な形状へ材料を加工することができる。代替的に、該材料を早ければ押出加工段階で、Ｕ字形状にすることができる。蹄鉄釘のための穴を更に備えている、蹄鉄の基本的形状は、様々な寸法で供給される。蹄鉄は、次に、現場での熱鍛造により蹄鉄をはく予定の蹄に個々に合わせられる。

示された組成を有する銅−亜鉛合金は、ある割合のα混晶およびある割合のβ混晶を含んでなる微小構造を有する。α相と呼ばれ、かつ、銅および亜鉛から構成されるα混晶は、面心立方構造を示す。β相すなわちβ混晶は、体心立方構造を有する。多くの耐摩耗性銅−亜鉛合金は、その微小構造中に主としてβ相を示す。このことにより、合金は脆くなる。蹄鉄として使用するには、延性が低すぎる。しかしながら、示された銅−亜鉛合金は、十分な割合のα相を有し、蹄鉄の材料として必要な延性および鍛造性を有している。合金の特定の組成および冷却時の温度プロファイルにより、材料の微小構造におけるα相の割合は、約４０％〜８０％である。

銅−亜鉛合金の硬度は、本質的に、金属間相、特にケイ化マンガンにより、決定される。材料の硬度は、更に、微小構造中のβ相の割合により調整することができる。示された組成を有する銅−亜鉛合金は、従って、有利には、現場で、即ち、特に、蹄鉄所で、鍛造後に水中で急冷される。このようにして材料の微小構造中のβ相を増加させることにより、その結果として、硬度および耐摩耗性が増加する。

言い換えれば、本発明の銅−亜鉛合金は、押出加工、一定の長さへの切り出しおよびドロップ鍛造により製造した後、比較的高いα相の割合で、良好な鍛造性という利点を示す。適切な鍛造温度は、６５０℃〜７５０℃の範囲である（銅について、７５０℃〜９５０℃の範囲の鍛造温度が必要である）。現場での鍛造の後、材料を急冷し、その結果として、その後β相の割合が増加することにより、耐摩耗性およびその硬度が増加する。

示された銅−亜鉛合金の特定の使用は、従って、合金をゆっくりと冷却し、特に受動的に鋳造した後に冷却した合金から蹄鉄ブランク材を製造し、６５０℃〜７５０℃の範囲の鍛造温度で、現場で更に該蹄鉄ブランク材を加工し、さらに鍛造した後に蹄鉄を急冷して、完成した蹄鉄を得るためのものである。特に、急冷は、鍛造した蹄鉄を水中へ浸漬することにより達成される。

銅の割合が７３％以上に増加する場合、熱形成または鍛造のために適用する力を増加させる必要があり、これは蹄鉄の材料として使用するために不利である。銅の割合が５９％未満に減少する場合、微小構造中のβ相の割合が増加する。材料が脆くなり、その結果、十分な延性を有さなくなる。鉄、マンガンおよびケイ素の一部が微小構造中に金属間相として存在しており、これらが本質的に材料の硬度を決定する。アルミニウムは、混晶を増強する役割を果たす。鉛の割合が、材料の切断機械処理適性を改善する。スズおよびニッケルは、材料中に溶存している。ニッケルは、ここでは、銅の代替として機能する。スズおよびニッケルの許容できる割合は、さらに、スクラップ回路中の合金の処理を可能にする。

図１は、そのような蹄鉄の材料の研磨片を示し、該蹄鉄は、熱鍛造の後に水に浸漬することにより急冷されている。 図２は、材料の研磨片を示し、該蹄鉄は、熱鍛造の後に室温までゆっくりと冷却されている。

有利な実施態様において、合金は、６３〜７３％の銅、２．７〜８．３％のマンガン、１．５〜６％のアルミニウム、０．２〜４％のケイ素、０．２〜２％の鉄、０〜２％の鉛、０〜２％のニッケル、０〜０．２％のスズ、残部としての亜鉛および不可避不純物を含んでなる。硬いβ相の比較的高い耐摩耗性を活用するために、多くの耐摩耗性銅−亜鉛合金が６３％未満の銅の割合を有しているが、本願の合金は、６３％よりも多い銅の含有量でも十分な耐摩耗性を有する。しかしながら、材料中に銅が６３％よりも多い割合で存在している場合、材料は、特に蹄鉄に使用するための大きな利点である、満足できる抗菌作用を示す。有利には、更に発達した銅−亜鉛合金から構成される蹄鉄は、従って、銅の利点、すなわち抗菌作用および良好な減衰挙動と、鉄鋼の利点、すなわち長い寿命および高い耐摩耗性とを組み合わせて具備する。

銅−亜鉛合金のさらなる実施態様は、６９〜７２％の銅を含んでなる。マンガンの割合は、有利には６〜８％である。アルミニウムは、好ましくは、４〜６％の割合で存在する。ケイ素の割合は、有利には、１．５〜２．５％として選択される。鉄は、好ましくは、０．５〜１．５％の割合で存在する。鉛の割合は、有利には０〜１％である。ニッケルは、好ましくは、最大２０．２％の割合で存在する。

合金は、有利には、クロム、バナジウム、チタンまたはジルコニウムのうちの１つの元素を、それぞれの場合において、最大０．１％の割合でさらに含んでなる。これらの元素を銅−亜鉛合金へ加えることによって、粒径をより細かくする。

さらに、銅−亜鉛合金は、蹄鉄として使用するために、≦０．０００５％の割合でホウ素、≦０．０３％の割合でアンチモン、≦０．０３％の割合でリン、≦０．０３％の割合でカドミウムおよび≦０．０５％の割合でコバルトを、さらに含んでなることができる。

本発明によると、初めに示した目的も、上述の組成を有する銅−亜鉛合金から製造された蹄鉄により達成される。

例えば、７０．５％の銅、７．７％のマンガン、５．２％のアルミニウム、１．８％のケイ素、１．１％の鉄、残部としての亜鉛および不可避不純物という組成を有する蹄鉄のための銅−亜鉛合金は、１０００℃の温度で成分を融解し、その後、７００℃〜７５０℃の温度で、連続鋳造および押出加工し、その後室温未満まで受動的冷却することによって製造される。蹄鉄ブランク材は、一定の長さに切り出し、ドロップ鍛造し、切断加工することにより作られる。蹄鉄ブランク材は、最終的な仕上げのために、７００℃の温度で熱鍛造される。

図１の材料中のα相（淡彩の小区域）の割合が、図２の材料中よりも有意に低いことが分かる。言い換えれば、硬度および耐摩耗性を改善する微小構造中のβ相の割合が、熱鍛造後に急冷することによって増加している。図２の材料中のβ相（比較的暗い周囲の領域）の割合は、約２７％である。図１（急冷の場合）に該当する材料中のβ相の割合は、約６７％である。図１に該当する急冷した材料の硬度は、１７１ＨＢと測定された。図２に該当する受動的冷却した材料の硬度は、１６８ＨＢと測定された。

したがって、これらの結果は、現場での蹄鉄の鍛造後に急冷することによって、蹄鉄を硬くし、その耐摩耗性を有利な方法で更に達成することができることを示している。

さらに、微小構造中に組み込まれた金属間相はまた、図１および図２中に非常に暗い領域として識別される。材料の硬度は、ケイ化マンガンが優勢である本発明の場合には、本質的に、これらの金属間相により予め決められている。

Claims (10)

1. 蹄鉄の材料としての銅−亜鉛合金の使用であって、前記合金が、５９〜７３重量％の銅、２．７〜８．５重量％のマンガン、１．５〜６．３重量％のアルミニウム、０．２〜４重量％のケイ素、０．２〜３重量％の鉄、０〜２重量％の鉛、０〜２重量％のニッケル、０〜０．４重量％のスズ、０〜０．１重量％の、クロム、バナジウム、チタンまたはジルコニウムのうちの１つの元素、０〜０．０００５重量％のホウ素、０〜０．０３重量％のアンチモン、０〜０．０３重量％のリン、０〜０．０３重量％のカドミウム、０〜０．０５重量％のコバルトを含み、残部が亜鉛および不可避不純物からなることを特徴とする、使用。
2. 前記合金が、６３〜７３重量％の銅、２．７〜８．３重量％のマンガン、１．５〜６重量％のアルミニウム、０．２〜４重量％のケイ素、０．２〜２重量％の鉄、０〜２重量％の鉛、０〜２重量％のニッケル、０〜０．２重量％のスズを含み、残部が亜鉛および不可避不純物からなる、請求項１に記載の使用。
3. 前記合金が６９〜７２重量％の銅を含んでなる、請求項１または２に記載の使用。
4. 前記合金が６〜８重量％のマンガンを含んでなる、請求項１〜３のいずれか一項に記載の使用。
5. 前記合金が４〜６重量％のアルミニウムを含んでなる、請求項１〜４のいずれか一項に記載の使用。
6. 前記合金が１．５〜２．５重量％のケイ素を含んでなる、請求項１〜５のいずれか一項に記載の使用。
7. 前記合金が０．５〜１．５重量％の鉄を含んでなる、請求項１〜６のいずれか一項に記載の使用。
8. 前記合金が０〜０．１重量％の鉛を含んでなる、請求項１〜７のいずれか一項に記載の使用。
9. 前記合金が０〜０．２重量％のニッケルを含んでなる、請求項１〜８のいずれか一項に記載の使用。
10. 請求項１〜９のいずれか一項に記載の、銅−亜鉛合金から構成される蹄鉄。

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