JP6830319B2 - 銅−亜鉛合金、銅−亜鉛合金から成るストリップ状の材料、銅−亜鉛合金から成る半製品を製造するための方法及び銅−亜鉛合金から成るすべり要素 - Google Patents
銅−亜鉛合金、銅−亜鉛合金から成るストリップ状の材料、銅−亜鉛合金から成る半製品を製造するための方法及び銅−亜鉛合金から成るすべり要素 Download PDFInfo
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Description
本発明は、銅−亜鉛合金、銅−亜鉛合金から成るストリップ状の材料、半製品を製造するための方法及びすべり要素に関するものである。
すべり要素のために、マンガンを含有するケイ化物を含む、鉛を削減した銅−亜鉛合金を用いることが知られている。ケイ化物は、硬質相として、銅−亜鉛合金に研磨状の摩耗に対する高い耐久性を与えるものである。また、ケイ化物は、その難溶接性に基づき、付着状の摩耗に対するより良好な耐久性を生じさせる。さらに、合金は、多くの場合、例えばＡｌ、Ｎｉ及びＦｅのような更なる合金構成要素をかなりの量で含有している。このような合金の組織は、α相とβ相の組合せか、又は主にβ相で構成されている。通常、このような合金から成る半製品は、少なくとも１つの熱間変形を含む方法によって製造される。
特許文献１からケイ化マンガンを有する複数の銅−亜鉛合金が知られている。これら合金においては、β相の割合が３０％までとなっている。これら合金は、リンを含有していない。これら合金は、１２０ｍｍの直径を有する円筒状のブロックとして鋳造される。つづいて、２つの熱間変形が７００℃において、もしくは７００〜７５０℃において行われる。
また、特許文献２から鉛を削減した銅−亜鉛合金から成るシンクロナイザリングが知られている。この合金は、０．５〜５質量％の割合でマンガンを含有し、０．３〜２質量％の割合でケイ素を含有し、０．５〜２．５質量％の割合でアルミニウムを含有し、０．３〜１質量％の割合で鉄を含有し、０．５〜５質量％の割合でニッケルを含有している。リンの割合は０．０２質量％よりも小さい。マンガン、鉄及びケイ素から成る金属間の相が合金内に存在する。銅の割合は５５質量％と７５質量％の間で変化し、その結果、各材料の相状態が下位の意義であることが前提とされるべきである。シンクロナイザリングは、切削式に製造される。ここで用いられる初期材料の製造については、上記文献からいかなる情報も認められない。
さらに、特許文献３には、冷間変形性に関してより良好な複数の銅−亜鉛合金と、この合金から成る配管及びロッドの製造のための方法が開示されている。これら銅−亜鉛合金において、ケイ素、マンガン、鉄及びニッケルについての割合は、材料の組織において鉄−ニッケル−マンガンを含有し柱状の形状を有する混合ケイ化物も、また鉄及びニッケルについて濃縮された、球状の形状を有する混合ケイ化物も存在するように調整されている。材料の組織は、ケイ化物に加えて少なくとも５体積％かつ５０体積％までのβ相が包含されたαマトリクスで構成されている。球状のケイ化物は、β相の安定化が行われるための理由とみなされる。α相及びβ相から成る不均質なマトリクス構造は、極めて高い硬質相についての含有量、特に鉄−ニッケル−マンガンを含有する混合ケイ化物と共にこれら合金から成る部材の意図的で包括的な耐摩耗性を保証するものである。合金の処理は、６００〜８００℃の温度範囲における連続鋳造を含んでいる。この熱間変形は、鋳物状態での組織が５０体積％までのβ相を備えることで促進される。この合金から成る配管は、約１３％までの破壊ひずみの値を達成する。
したがって、従来技術から、すべり要素としての使用について傑出した特性を有する材料を変形ステップとして冷間変形のみを含む方法で製造することが可能な、ケイ化マンガンを含有する銅−亜鉛合金は知られていない。
本発明の基礎をなす課題は、変形ステップとして冷間変形のみを含む鋳造技術的及び変形技術的な方法において傑出したトライボロジ的な特性を有する材料を製造することが可能な改善された合金を提供することにある。また、本発明の基礎をなす課題は、このような合金から成る半製品を製造するための方法及びこのような合金から成るすべり要素を提供することにある。
本発明は、合金に関しては請求項１の特徴によって反映されており、ストリップ状の材料に関しては請求項６の特徴によって反映されており、方法に関しては請求項７の特徴によって反映されており、すべり要素に関しては請求項１０の特徴によって反映されている。引用される他の請求項は、本発明の有利な実施形態及び発展形態に該当する。
本発明は、（質量％で）以下の組成を有する銅−亜鉛合金を含む：
（質量％で）
６７．０〜６９．０％のＣｕ、
０．４〜０．６％のＳｉ、
１．２〜１．６％のＭｎ、
０．０３〜０．０６％のＰ、
選択的に更に最大で０．５％までのＡｌ、
選択的に更に最大で０．１５％までのＮｉ、
選択的に更に最大で０．１％までのＦｅ、
選択的に更に最大で０．１％までのＰｂ、
選択的に更に最大で０．０８％までのＳｎ、
選択的に更に最大で０．１％までのＳ、
残余のＺｎ及び不可避不純物から成る銅−亜鉛合金において、
該合金が、球状の形状を有するケイ化マンガン（２）について少なくとも２体積％、最大で５体積％の割合で含有されているα相マトリクスから成る組織を備えており、球状の形状を有する前記ケイ化マンガン（２）が、マトリクスにおいて細かく分配されて存在しているとともに、そのケイ化マンガン（２）は最大で１μｍの大きさを備えており、１００μｍ ２ につき３０〜５０個が存在している。
（質量％で）
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選択的に更に最大で０．１５％までのＮｉ、
選択的に更に最大で０．１％までのＦｅ、
選択的に更に最大で０．１％までのＰｂ、
選択的に更に最大で０．０８％までのＳｎ、
選択的に更に最大で０．１％までのＳ、
残余のＺｎ及び不可避不純物から成る銅−亜鉛合金において、
該合金が、球状の形状を有するケイ化マンガン（２）について少なくとも２体積％、最大で５体積％の割合で含有されているα相マトリクスから成る組織を備えており、球状の形状を有する前記ケイ化マンガン（２）が、マトリクスにおいて細かく分配されて存在しているとともに、そのケイ化マンガン（２）は最大で１μｍの大きさを備えており、１００μｍ ２ につき３０〜５０個が存在している。
ここで、本発明は、変形ステップとして冷間変形のみを含む冶金方法において傑出したすべり特性を有する材料を合金から製造することができるように、ケイ化マンガンを含む銅−亜鉛合金の組成が適当に選択される必要があるという考察に基づくものである。したがって、材料は、例えば熱間圧延又は熱間プレスのような熱間変形を含まない変形技術的な方法によって製造可能であるべきである。驚くべきことに、上述した合金組成を有する鋳造フォーマットに基づき、冷間変形と熱処理の順序によって、球状の形状を有するケイ化マンガンが包含されている純粋なα相マトリクスから成る組織を備えた材料を製造することが可能である。このとき、この球状のケイ化マンガンの割合は、少なくとも２体積％、最大で５体積％である。したがって、合金元素、特に元素Ｃｕ、Ｚｎ、Ｆｅ、Ｎｉ及びＡｌの量的な選択は、材料のマトリクスがα相のみを含みβ相を含まないようになされる。このことは、材料にすぐれた冷間変形性を与えるものである。
マトリクスは、面心立方結晶格子を備えている。これにより、材料は、すべり用途のための通常の真鍮材料とは異なっている。面心立方結晶格子を有する真鍮材料は、経験的に、付着しやすく、したがって摩耗しやすい。このような経験に反して、本発明による合金から成る材料は、特にすべり要素として傑出したトライボロジ的な特性を備えている。この原因は、マトリクスの組成に関連した元素Ｍｎ及びＳｉの割合の本発明による選択である。ケイ化マンガンの量、大きさ、形状及び分布は、材料の特性、特に周囲温度及び加熱された温度における脆性に影響を与える。しかし、ケイ化物は、材料の変形性に対する影響も与えるものである。本発明による合金の組成においては、主に球状の形状を有するケイ化マンガンが形成される。このケイ化マンガンの割合は、材料において、少なくとも２体積％、かつ、最大で５体積％である。すべり用途において用いられ、ケイ化マンガンを含有する従来の真鍮材料と比較すると、本発明による合金におけるケイ化マンガンの体積についての割合は少ない。５体積％を超えるケイ化物の割合は、材料の鋳造性及び冷間変形性を害するものである。ケイ化物の割合が４体積％を超えないのが好ましい。なぜなら、材料の鋳造性及び冷間変形性がこの範囲において特に好都合であるためである。２体積％を下回るケイ化物の割合においては、材料の強度特性及びトライボロジ的な特性、特に耐摩耗性が不十分である。したがって、一方で熱間変形を伴わない製造方法を可能とし、他方で材料の必要な機械的な特性及びトライボロジ的な特性を保証するために、ケイ化物の割合は狭い範囲で調整される必要がある。Ｍｎの割合が少なくとも１．３質量％、かつ、最大で１．４５質量％である場合に、特に有利な特性が生じる。
リンの割合は、少なくとも０．０３質量％、かつ、最大で０．０６質量％である。リンは脱酸素に寄与する。遊離したリンは、当該リンが溶融物の粘性を低減することにより、合金の鋳造性を促進する。さらに、リンは、加熱された温度における負荷の下での本発明による合金の特性を改善するものである。他方で、リンは、他の合金構成要素と共にもろいリン化物を形成し得る。そのため、リンの割合は正確にコントロールされる必要がある：０．０３質量％よりも少ない場合には、鋳造性及び高温強度の改善が十分ではない。リンの割合が０．０６質量％よりも多い場合には、リン化物の形成が大きすぎるというおそれがある。リンの割合は、好ましくは最大で０．０５質量％、特に好ましくは少なくとも０．０３５質量％、かつ、最大で０．０４５質量％である。この狭い範囲では、処理及び耐摩耗性に関して卓越した特性を合金が備えている。
合金は、選択的に更に最大で０．５０質量％のアルミニウムを含有している。アルミニウムは、この量において合金に完全に溶解可能である。しかしながら、アルミニウムについてのより大きな添加は、β相の形成を促進する。Ａｌについての最大含有量の０．４５質量％へ、より好都合には０．４０質量％への削減は、この観点の下において好ましい。また、アルミニウムは、防食剤として作用する。合金が鋳造の後水によって急冷される場合には、アルミニウムが有利であることが分かった。この場合、比較的きれいな表面が生じる。したがって、アルミニウムの割合は、好ましくは少なくとも０．２質量％であり得る。
Ｎｉ及びＦｅについての割合は、０．１５質量％もしくは０．１質量％に制限されている。鉄及びニッケルは、合金の鋳造時にマンガンとの組合せにおいて鉄もしくはニッケル及びマンガンを含有する混合ケイ化物の形成を促進する。このような混合ケイ化物は、比較的大きな空間範囲を備えている。しかしながら、本発明による合金においては、理想的な場合には純粋なケイ化マンガンである小さなケイ化物が得られる。鉄及びニッケルは、球状のケイ化マンガンの組成において重要な貢献を示さない。
鉛の割合は、最大０．１質量％に制限されている。なぜなら、すべり軸受のためにできる限りわずかな鉛含有量を有する合金が必要とされるためである。したがって、鉛の割合は、技術的に可能であり経済的に有意義であるよう、わずかに維持されるべきである。
元素Ｓｎ及びＳには、本発明による合金に関して１つのみの下位の意義がある。これら元素、特にＳｎは、経済的な理由から容認される、材料の循環に基づく沈積物である。沈積物が合金に不都合に影響を与えることを防ぐために、その上限がそれぞれ特定の値に設定されている。Ｓｎがα相の範囲を制限するため、Ｓｎの割合が好ましくは０．０２質量％の値を超過すべきでない。
個々の合金構成要素の特定の値から、合金の亜鉛の割合が２７．３質量％と３１．４質量％の間にあるということになる。好ましくは、亜鉛の割合が少なくとも２８．５質量％、かつ、最大で３０．８質量％である。コスト上の理由から、亜鉛の割合はできる限り大きいべきである。他方で、この亜鉛の割合はβ相が形成されないよう大きすぎてはならない。上記範囲は、特に好都合な範囲であることが明らかとなった。
不可避不純物は、全体で０．３質量％を上回らず、好ましくは０．０５質量％を上回るべきでない。好ましくは、この値を元素Ｓｎ及びＳと共にでも上回らない。
熱間変形を伴うことなく、本発明による合金組成を有する鋳造フォーマットで製造された材料は、２０℃における以下の機械的な特性によって特徴付けられている：
− 引張強さＲｍ：少なくとも５００ＭＰａ、好ましくは少なくとも５５０ＭＰａ
− 耐力Ｒρ０．２：少なくとも３６０ＭＰａ、好ましくは少なくとも４００ＭＰａ
− 硬さ：少なくとも１５０ＨＶ、好ましくは少なくとも１７０ＨＶ
− 破壊ひずみＡ１０：少なくとも１５％、好ましくは少なくとも２０％
− 引張強さＲｍ：少なくとも５００ＭＰａ、好ましくは少なくとも５５０ＭＰａ
− 耐力Ｒρ０．２：少なくとも３６０ＭＰａ、好ましくは少なくとも４００ＭＰａ
− 硬さ：少なくとも１５０ＨＶ、好ましくは少なくとも１７０ＨＶ
− 破壊ひずみＡ１０：少なくとも１５％、好ましくは少なくとも２０％
この材料の特別な特性は、破壊ひずみが３００℃においても２０℃の場合と少なくとも同じ大きさであることである。特に、３００℃での破壊ひずみが２０℃での破壊ひずみよりも大きいことが可能である。典型的には、３００℃での破壊ひずみは、２０℃での破壊ひずみの少なくとも１．２倍である。この特別な特性は、高負荷の軸受による用途において有利である。この特別な特性は、加熱された温度においても大きな延性を保証し、これにより粒子についての軸受材料の十分な互換性を確保するものである。
本発明の好ましい形態においては、合金のＣｕの割合の合金のＺｎ等価量に対する比率が少なくとも２．１、かつ、最大で２．４であることができ、各合金元素の（質量％での）割合から合金のＺｎ等価量が以下のように：
Ｚｎ等価量＝Ｚｎの割合＋０．９×Ｆｅの割合−１．３×Ｎｉの割合＋６×Ａｌの割合＋２×Ｓｎの割合
算出される。
Ｚｎ等価量＝Ｚｎの割合＋０．９×Ｆｅの割合−１．３×Ｎｉの割合＋６×Ａｌの割合＋２×Ｓｎの割合
算出される。
本発明のこの特別な形態によって、材料のマトリクスが常にα相のみを備えることが保証される。合金のＣｕの割合の合金のＺｎ等価量に対する比率が少なくとも２．１であれば、β相が材料中に存在することは実際には不可能である。合金のＣｕの割合が特定の範囲（６７〜６９質量％）の下方部分にある場合には、合金の組成についてのこの追加的な条件が特別な役割を果たす。このような場合には、合金のアルミニウムの割合は最大で０．４５質量％の値に制限される必要がある。
Ｚｎ等価量の計算において、元素Ｍｎ及びＳｉの合金割合は考慮されない。この根底には、これら両元素がほとんど析出の形態でのみ、すなわちケイ化マンガンとして合金内に存在し、マトリクスに溶解していないという仮定がある。特に、マンガンについての質量割合がケイ素についての質量割合の少なくとも２．４倍、かつ、最大で３．４倍である場合に、この仮定が当てはまる。マンガンについての質量割合がケイ素についての質量割合の少なくとも２．６倍、かつ、最大で３．２倍であれば特に好ましい。
有利には、鉄の割合及びニッケルの割合の合計が最大で０．２２質量％であることが可能である。これにより、鉄もしくはニッケル及びマンガンを含有する混合ケイ化物の形成が更に阻止される。鉄及びニッケルは、合金の鋳造時にこの混合ケイ化物の形成を促進する。これら両元素の全体量が小さくなればなるほど、よりわずかな混合ケイ化物が形成され得る。鉄の割合及びニッケルの割合の合計が最大で０．１５質量％であれば、混合ケイ化物の形成が大幅に制限されている。
本発明の有利な実施形態においては、球状の形状を有するケイ化マンガンが、マトリクスにおいて細かく分配されて存在しているとともに、最大で１μｍの大きさを備えることができ、１００μｍ２につき球状の形状を有する３０〜５０個のケイ化マンガンが存在する。ケイ化物のこの形状は、特にすべり軸受としての用途における、合金の傑出したトライボロジ的な特性の原因である。ケイ化マンガンは、Ｍｎ５Ｓｉ３又はＭｎＳｉのタイプであり得る。ケイ化物のモルの組成の検査により、本発明による合金においては、両タイプがほぼ同一の頻度で存在することが明らかとなった。ケイ化マンガンは、球状、すなわち球形又は少なくとも球に近い形状を備えている。ケイ化マンガンの大きさは、最大で１μｍである。大きさの基準として、ここでは球の直径又はより一般的に球等価直径が用いられる。ケイ化物は、細かく分布した形態でマトリクス中に存在する。顕微鏡写真において、ケイ化物は、やや変動する密度で、すなわち不均質にマトリクス中に分配された細かく拡散された小滴のように現れる。したがって、ケイ化物密度が平均のケイ化物密度から下方へ相違する範囲が存在するのと同様に、平均のケイ化物密度から上方へ相違するケイ化物密度を有する範囲も存在する。この外観は、霧状に又は雲に類似するように記載されることが可能である。５００倍の拡大においては、１００μｍ２当たり３０〜５０個の球状の粒子を数えることができる。
本発明の好ましい形態では、マトリクスには、追加的に柱状の形状を有するケイ化マンガンが含有されており、このケイ化マンガンの長手延長が最大で５０μｍ、好ましくは最大で３０μｍであり、柱状の形状を有するケイ化マンガンの数が最大で球状の形状を有するケイ化マンガンの数の２％である。柱状の形状は、ここではケイ化物の１つの形状と理解されることができ、この形状においては、複数の個々のケイ化物粒子が互いにわずかな間隔で１つの線に沿って配置されている。このような配置の個々のケイ化物粒子は球状の形状を有するケイ化マンガンよりも大きいため、柱状の形状を有するケイ化マンガンが良好に視認可能であるとともに細かく分配された球状のケイ化マンガンの背景から明確に際立っている。柱状の形状を有するケイ化マンガンの一部をなす個々のケイ化物粒子の大きさは、典型的には１μｍ〜１０μｍの範囲にある。柱状の形状を有するケイ化物の配置はチェーンの環の配置又はひも上の真珠の配置を想起させるものであり、その結果、「柱状」についての同義語として「チェーン状の」又は「真珠の首飾り状の」という形容詞も説明に用いることが可能である。このようなケイ化マンガンの配置の長手延長は、最大で５０μｍである。柱状の形状を有するケイ化マンガンは、鋳造直後に合金の凝固中及び冷却中に一次析出物の拡散及び凝集によって形成されることができるとともに材料の冷間変形時に小さく粉砕され、引き延ばされる、より大きなケイ化物の残りである。合金の特性のためには、球状の形状を有する小さなケイ化マンガンが有利である。そのため、大きなケイ化物をできる限りわずかにというよりもむしろ多くの小さなケイ化物を形成することができるよう鋳造過程及び冷却過程を構成することが達成される。したがって、柱状のケイ化マンガンの大きさ及び頻度は、鋳造過程時及び冷却過程時にプロセス管理がどの程度良好であったかについての基準である。柱状のケイ化マンガンの長手延長が小さければ小さいほど、及び材料においてこの柱状のケイ化マンガンがわずかに存在すればするほど、球状の形状を有する小さなケイ化マンガンを形成するために、装入されるマンガン及びケイ素についての量がより良好に用いられる。このことは、材料の特性にとって好都合である。好ましくは、柱状のケイ化マンガンの長手延長は最大で１０μｍである。柱状の形状を有するケイ化マンガンの数は、球状の形状を有するケイ化マンガンの数の最大で２％、好ましくは最大で１％である。
しかしながら、柱状の形状を有する比較的大きなケイ化マンガンが硬質粒子として材料の付着傾向を減少させることで、この柱状の形状を有する比較的大きなケイ化マンガンが有利な効果を有することが排除されるわけではない。柱状の形状を有するケイ化マンガンの考えられる別の利点は、この比較的大きなケイ化マンガンの直接的な周囲における一次的に形成された析出物の拡散により、析出粒子を有さない複数の領域が形成されていることであり得る。この粒子を有さない複数の領域は、面心立方格子を有する相として材料の動的な負荷容量に貢献するものである。なぜなら、これら領域は、可塑的な変形を許容するためである。
本発明の他の形態は、上述の発明による銅−亜鉛合金から成るストリップ状の材料に関するものである。ストリップ状の材料は、ここでは平坦なフォーマットを有する全ての材料、すなわち例えばストリップ、薄板及び金属帯板と理解される。このようなフォーマットは、圧延によって変形技術的に製造される。ストリップ状の材料は、好ましくは、変形ステップとして冷間変形のみを含む変形技術的な方法において、本発明による合金から製造される。したがって、この材料は、例えば熱間圧延のような熱間変形を含まない方法によって製造可能である。好ましくは、本発明による合金が、ストリップの仕上げ寸法に達するまで変形ステップとして冷間変形のみが必要であるほどのよりわずかな厚さのストリップ状の鋳造フォーマットとして鋳造されることで、ストリップ状の材料が製造される。このように製造されたストリップ状の材料の利点は、わずかなエネルギー消費である。なぜなら、熱間変形の実行のための材料の加熱を不要とすることができるためである。ストリップ状の材料は、例えば巻かれた軸受ブッシュ又はスラストワッシャのような、すべり摩擦の下で負荷を受けるとともにストリップ状の材料から製造される複数の部材の製造に傑出して適している。また、このようなストリップ状の材料を、他の材料によって１つのストリップ状の複合材へ接合することが可能である。接合方法として、好ましくはメッキ法、特にレーザメッキが適している。銅を基材とする軸受金属と、例えば鋼であるキャリア材とから成る複数の複合材を、初期材料として軸受半割シェルの製造に用いることが可能である。
本発明の他の形態は、本発明による銅−亜鉛合金から成る半製品を製造するための方法に関するものであって、該方法が、以下のステップ：
ａ）合金の溶融
ｂ）半製品のための鋳造定型物の鋳造
ｃ）冷間変形
ｄ）熱処理
を含んでいる。ここで、この方法は、変形ステップとして冷間変形のみを含んでいる。本発明による合金は、球状の形状を有するケイ化マンガンについての沈積物が少なくとも２体積％、かつ、５体積％までの割合で含有されているα相マトリクスで構成された組織を備えている。純粋なα相マトリクスと、これに包含され特別に調質されたケイ化マンガンとの特別な組合せにより、熱間変形を実行する必要なく半製品の製造が可能となる。この際、本発明による合金が溶融され、適当な鋳造フォーマットとして鋳造され冷却される。このとき、合金の凝固及び冷却が、大きなケイ化物の形成が拡散によって十分に抑制されるほど迅速に行われることに留意すべきである。冷却された鋳造フォーマットは、１つ又は複数の冷間変形において、最終フォーマットまで変形される。鋳造後には、個々の冷間変形段階の間において、及び最後の冷間変形後に熱処理を行うことが可能である。熱処理の温度変化及び継続時間は、適切に選択されるべきである。必要であれば、更に、冷間変形前に中間製品の表面を切削加工することが可能である。半製品のためのこの製造方法の利点は、わずかなエネルギー消費である。なぜなら、熱間変形の実行のための材料の加熱を不要とすることができるためである。
ａ）合金の溶融
ｂ）半製品のための鋳造定型物の鋳造
ｃ）冷間変形
ｄ）熱処理
を含んでいる。ここで、この方法は、変形ステップとして冷間変形のみを含んでいる。本発明による合金は、球状の形状を有するケイ化マンガンについての沈積物が少なくとも２体積％、かつ、５体積％までの割合で含有されているα相マトリクスで構成された組織を備えている。純粋なα相マトリクスと、これに包含され特別に調質されたケイ化マンガンとの特別な組合せにより、熱間変形を実行する必要なく半製品の製造が可能となる。この際、本発明による合金が溶融され、適当な鋳造フォーマットとして鋳造され冷却される。このとき、合金の凝固及び冷却が、大きなケイ化物の形成が拡散によって十分に抑制されるほど迅速に行われることに留意すべきである。冷却された鋳造フォーマットは、１つ又は複数の冷間変形において、最終フォーマットまで変形される。鋳造後には、個々の冷間変形段階の間において、及び最後の冷間変形後に熱処理を行うことが可能である。熱処理の温度変化及び継続時間は、適切に選択されるべきである。必要であれば、更に、冷間変形前に中間製品の表面を切削加工することが可能である。半製品のためのこの製造方法の利点は、わずかなエネルギー消費である。なぜなら、熱間変形の実行のための材料の加熱を不要とすることができるためである。
本発明による方法の有利な実施形態においては、ストリップ状の半製品の製造のために、方法ステップｂ）においてストリップが２０ｍｍ以下、好ましくは１５ｍｍ以下の厚さで鋳造されることが可能である。したがって、このようなストリップ鋳造方法においては、大きなフォーマットのスラブではなく、比較的薄いストリップが鋳造される。鋳造されたストリップの幅は、典型的には２００〜６００ｍｍの範囲にある。鋳造ストリップの小さな厚さにより、ストリップの仕上げ寸法の達成までに変形ステップとして冷間圧延ステップのみが必要である。大きなフォーマットのスラブの熱間圧延を不要とすることができる。また、全体として、比較的わずかな冷間圧延ステップが必要である。冷間圧延ステップの数は、鋳造されたストリップの厚さ及び製造されたストリップの厚さに依存する。本発明による方法の典型的な形態においては、ストリップの厚さは、各冷間圧延ステップにおいてそれぞれ初期厚さの少なくとも２０％、かつ、最大で５０％だけ低減される。これにより、冷間圧延ステップの数は、典型的には少なくとも２回、かつ、最大でも５回である。したがって、この製造方法は非常に安価である。
この製造方法においては、リンの割合の遵守が特に大きな意義をもつ。なぜなら、薄いストリップの鋳造には薄い溶融物すなわち小さな粘性を有する溶融物が必要であるためである。合金のアルミニウムの割合は、この製造方法において好ましくは少なくとも０．２質量％である。合金の水による急冷時におけるアルミニウムのポジティブな影響は、この方法において重要である。
本発明による方法の特に有利な実施形態においては、方法ステップｂ）においてストリップの連続的な鋳造がなされ得る。ストリップの連続的な鋳造により、製造コストが更に低減される。鋳造過程の開始時に生じ得る、材料の組成及び組織における不均一性は、連続的なストリップ圧延に際しては重要ではない。
本発明の別の形態は、全体又は少なくとも一部が本発明による銅−亜鉛合金から成るすべり要素に関するものである。本発明によって達成される複数の利点は、特に、このようなすべり要素が傑出したトライボロジ的な特性によって卓越していることにある。すべり要素の材料は、面心立方結晶格子を有するα相マトリクスを備えている。これによって材料がすべり用途のための通常の真鍮材料とは異なっている。面心立方結晶格子を有する真鍮材料は、β相を有する材料とは異なり経験的に付着しやすい。この経験に反して、全体又は少なくとも一部が本発明による合金から成る材料で構成されたすべり要素は、付着傾向を示さないとともに、非常に良好な耐摩耗性を有している。
本発明による合金で構成されたすべり要素の一部が上述のように１つの方法で製造されることが好ましい。このとき、この方法は、変形ステップとして冷間変形のみを含んでいる。本発明によるすべり要素の材料は、球状の形状を有するケイ化マンガンについての沈積物が少なくとも２体積％、かつ、５体積％までの割合で包含されているα相マトリクスで構成された組織を備えている。純粋なα相マトリクスと、これに包含された特別に調質されたケイ化マンガンとの特別な組合せにより、熱間変形を実行する必要なくすべり要素の製造が可能となる。
本発明の別の形態は、全体又は少なくとも一部が上述のような本発明によるストリップ状の材料から成るすべり要素に関するものである。特に、本発明による合金で構成されたすべり要素の一部は、上述のストリップ鋳造方法によって製造されることができる。このようなすべり要素の特別な複数の利点は、その小さな製造コスト及びその傑出したトライボロジ的な特性である。このようなすべり要素の例は、巻かれた軸受ブッシュ、スラストワッシャ及びシンクロナイザリングである。
以下の実施例及び図面に基づいて本発明を詳細に説明する。
試験のために、本発明による２つの合金と、４つの比較合金が製造された。質量％での合金の組成は、表１に記録されている。表の最後から２番目の列には、それぞれＺｎ等価量（質量％）が証明されている。最後の列には、合金のＣｕの割合の合金のＺｎ等価量に対する比率についての値が記載されている。表１の第１行及び第２行による両試験合金並びに比較合金４が純粋なα相マトリクスを備えている一方、第３行〜第５行による３つの比較合金１、２及び３は、α相及びβ相を有する組織を備えている。後者の原因は、これら合金の比較的大きなＺｎ等価量である。
これら合金は、それぞれ約３０００ｋｇの量で溶融法で得られたものであるとともに、１３ｍｍの厚さを有するストリップとして連続的に鋳造されたものである。鋳造されたストリップは、急速に冷却され、焼きなましされ、フライス切削され、それぞれ中間焼きなましを有する４つの冷間変形ステップにおいて２．５ｍｍのストリップ厚さへ圧延されたものである。つづいて、このストリップは、応力除去のために熱間加工にさらされた。表１の第１行及び第２行による両試験合金並びに比較合金４は、困難なく仕上げ寸法へ圧延されることができた一方、比較合金１、２及び３は不十分にしか加工することができなかった：比較合金１及び２は、鋳造時に既にエラーを示した。比較合金３においてケイ化物を形成する元素の低減が安定的な鋳造プロセスに結びつくものの、この合金は、冷間圧延時に亀裂形成及び他の問題を生じやすかった。これに関して、比較合金３に比して銅の割合が増大されるとともに亜鉛の割合が低減され、したがって純粋なα組織を有するマトリクスが生じたことで、比較合金４において改善を達成することができた。
高負荷を受ける軸受の場合、周囲温度及び加熱された温度での軸受材料の延性は重要な特性である。したがって、試験２による合金組成を有する試片によって、２０℃及び３００℃での破壊ひずみの値が算出された。２．５ｍｍのストリップ厚さでは、２０℃において２８％の破壊ひずみ、３００℃において４０％を超える破壊ひずみが得られた。ストリップ厚さが５回の冷間変形ステップの後１．２ｍｍとなった別の試片においては、破壊ひずみが常に２０℃において２０％を超え、３００℃で２５％を超えた。「比較３」の行による合金で製造された比較試片は周囲温度において本発明による合金の破壊ひずみをほんのわずか下回る破壊ひずみの値にあるものの、３００℃では、比較試片により、１．２ｍｍのストリップ厚さにおいて１２％だけの破壊ひずみの値が得られ、もしくは２．５ｍｍのストリップ厚さにおいて６％の破壊ひずみの値が得られた。「比較４」の行による合金で製造された比較試片についても、３００℃において２０℃の場合よりも小さな破壊ひずみの値が測定された。この比較は、高負荷を受ける軸受での応用について本発明による合金の特別な利点を示すものである。
「試験２」及び「比較４」の合金で製造された試片は、摩耗試験にさらされた。このとき、本発明による合金である「試験２」から成る試片は、合金「比較４」から成る試片よりもはるかに良好な特性を示した。摩耗試験では、「試験２」の試片では材料除去が「比較４」の試片におけるよりも約３０％だけわずかとなった。この比較は、好都合な特性を有する材料をすべり軸受として形成するために、ケイ化物を形成する元素、すなわちＭｎ、Ｓｉ、Ｆｅ及びＮｉの選択が非常に狭い範囲においてなされる必要があることを示すものである。
図１には、試験２に基づく本発明による合金の顕微鏡写真が示されている。材料１の組織が１つのみの相、すなわちα相から成ることが分かる。このマトリクスには、球状の形状を有する複数のケイ化マンガン２が細かく分配されて包含されている。個々の球状のケイ化マンガン２は、非常に小さい。球状のケイ化マンガン２の分布は、完全に均一ではない。球状のケイ化マンガン２の密度が平均的な密度に比べて高められている複数の範囲２１が存在する。同様に、球状のケイ化マンガン２の密度が平均的な密度に比べて低減されている複数の範囲２２も存在する。これら範囲２２は、顕微鏡写真においてより明るい箇所として現れる。球状のケイ化マンガン２の密度のこの変化によって、球状のケイ化マンガン２についての蓄積が雲のように現れる画像が生じ得る。
球状のケイ化マンガン２のほかに、柱状の形状を有する複数のケイ化マンガン３を視認することができる。良好に見て取れるように、柱状のケイ化マンガン３においては、複数の個々のケイ化物粒子が互いにわずかな間隔をもって１つの線に沿って配置されている。このような配置の個々のケイ化物粒子は、球状のケイ化マンガン２よりも大きい。柱状のケイ化マンガン３に属する個々のケイ化物粒子の大きさは、典型的には１μｍ〜１０μｍの範囲にある。柱状のケイ化マンガン３の長手延長は、約２０〜３０μｍ、最大でも４０μｍである。柱状のケイ化マンガン３の直近では、その他の範囲におけるよりもはるかに少なく球状のケイ化マンガン２が見出され得る。この減少は、合金の凝固時に混和によって一次析出が局部的により大きな析出へ一体化されることによって説明できる。このより大きな析出は、これにつづく冷間変形において粉砕され、破片が変形方向に沿ってまぎれ込む。これにより、柱状のケイ化マンガン３の特別な外観が生じる。
１ 材料
２ 球状の形状を有するケイ化マンガン
２１ 球状の形状を有するケイ化マンガンについて高い密度を有する範囲
２２ 球状の形状を有するケイ化マンガンについて小さな密度を有する範囲
３ 柱状の形状を有するケイ化マンガン
２ 球状の形状を有するケイ化マンガン
２１ 球状の形状を有するケイ化マンガンについて高い密度を有する範囲
２２ 球状の形状を有するケイ化マンガンについて小さな密度を有する範囲
３ 柱状の形状を有するケイ化マンガン
Claims (10)
- （質量％で）
６７．０〜６９．０％のＣｕ、
０．４〜０．６％のＳｉ、
１．２〜１．６％のＭｎ、
０．０３〜０．０６％のＰ、
選択的に更に最大で０．５％までのＡｌ、
選択的に更に最大で０．１５％までのＮｉ、
選択的に更に最大で０．１％までのＦｅ、
選択的に更に最大で０．１％までのＰｂ、
選択的に更に最大で０．０８％までのＳｎ、
選択的に更に最大で０．１％までのＳ、
残余のＺｎ及び不可避不純物から成る銅−亜鉛合金において、
該合金が、球状の形状を有するケイ化マンガン（２）について少なくとも２体積％、最大で５体積％の割合で含有されているα相マトリクスから成る組織を備えており、球状の形状を有する前記ケイ化マンガン（２）が、マトリクスにおいて細かく分配されて存在しているとともに、そのケイ化マンガン（２）は最大で１μｍの大きさを備えており、１００μｍ ２ につき３０〜５０個が存在することを特徴とする銅−亜鉛合金。 - 前記合金のＣｕの割合の前記合金のＺｎ等価量に対する比率が少なくとも２．１、最大で２．４であり、各合金元素の（質量％での）割合から前記合金のＺｎ等価量が以下のように：
Ｚｎ等価量＝Ｚｎの割合＋０．９×Ｆｅの割合−１．３×Ｎｉの割合＋６×Ａｌの割合＋２×Ｓｎの割合
算出されることを特徴とする請求項１に記載の銅−亜鉛合金。 - 鉄の割合及びニッケルの割合の合計が最大で０．２２質量％であることを特徴とする請求項１又は２に記載の銅−亜鉛合金。
- 前記マトリクスには、追加的に柱状の形状を有するケイ化マンガン（３）が含有されており、このケイ化マンガン（３）の長手方向の長さが最大で５０μｍであり、柱状の形状を有する前記ケイ化マンガン（３）の数が最大で球状の形状を有する前記ケイ化マンガン（２）の数の２％であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の銅−亜鉛合金。
- 請求項１〜４のいずれか１項に記載の銅−亜鉛合金から成るストリップ状の材料。
- 請求項１〜４のいずれか１項に記載の銅−亜鉛合金から成る半製品を製造するための方法であって、該方法が、以下のステップ：
ａ）合金の溶融
ｂ）半製品のための鋳造定型物の鋳造
ｃ）冷間変形
ｄ）熱処理
を含む前記方法において、
当該方法が変形ステップとして冷間変形のみを含むことを特徴とする方法。 - 前記方法ステップｂ）においてストリップが２０ｍｍ以下の厚さで鋳造されることを特徴とする請求項６に記載のストリップ状の半製品を製造するための方法。
- 前記方法ステップｂ）において前記ストリップの連続的な鋳造がなされることを特徴とする請求項７に記載の方法。
- 全体又は少なくとも一部が請求項１〜４のいずれか１項に記載の銅−亜鉛合金から成ることを特徴とするすべり要素。
- 全体又は少なくとも一部が請求項５に記載のストリップ状の材料から成ることを特徴とするすべり要素。
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