KR100501619B1

KR100501619B1 - 싱크로나이저링용 고강도 내마모성 동합금 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100501619B1
Application number: KR10-2003-0019961A
Authority: KR
Inventors: 윤의한; 곽범수; 황선근; 이동섭
Original assignee: 대창공업 주식회사
Priority date: 2003-03-31
Filing date: 2003-03-31
Publication date: 2005-07-18
Also published as: KR20040085316A

Abstract

본 발명은, 고강도 내마모성 동합금 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명에 따른, 고강도 내마모성 동합금은, 57∼65중량%의 Cu와, 1.0∼6.0중량%의 Al과, 0.5∼3.0중량%의 Ni와, 0.5∼3.0중량%의 Si와, 0.5∼5.0중량%의 Mn과, 0.03∼2.5중량%의 Ti와, 0.01∼1.0중량%의 C와, 나머지 중량%의 Zn 및 불가피한 불순물로 구성된 조성을 갖는 것을 특징으로 한다. 이에 의하여, TiC 분산물이 미세화된 기지조직 내에 형성되게 되어 종래의 고강도 내마모성 동합금에 비하여 내마모 특성은 비슷하게 유지되면서 강도는 보다 향상됨으로써 품질의 신뢰성이 요구되는 정밀 부품이나 종래보다 가혹한 마찰조건 하에서도 사용될 수 있으며 또한 고가의 합금원소가 저가의 첨가원소로 대체되게 되어 저렴하게 제작할 수 있다.

Description

싱크로나이저링용 고강도 내마모성 동합금 및 그 제조방법{High Strength and Wear-Resistant Copper Alloys for Synchronizer Ring and Manufacturing Method thereof}

본 발명은, 고강도 내마모성 동합금 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 고강도와 내마모 특성을 요구하는 다양한 분야에 사용될 수 있는 고강도 내마모성 동합금 및 그 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로 고강도 동합금은 Cu-Zn에 Al, Si, Mn, Ni 등과 같은 원소를 첨가해서 제조된 것으로, 내마모성이 크고 항장력(降張力)도 크며 인성(靭性)이 크기 때문에 비철합금 중에서는 구조용 재료로 많이 사용되고 있는데, 특히 자동차용 싱크로나이저 링(Synchronizer Ring)이나 일반기계용으로서의 워엄 휘일과 베어링, 압축기용 슬리퍼(Slipper) 및 기타 고속운동용 부품을 만드는데 많이 사용되고 있다.

그러나, 이와 같은 고강도 동합금으로 만들어진 부품들도 내마모성이 다소 부족하여, 장시간 사용할 때 회전운동에 의한 마모와 충격으로 인해 이들 부품이 구성하게 되는 기구의 작동이 원활하지 못하여 소음이 심하게 발생하기도 하고 또한 이들 부품의 수명이 단축되거나 때로는 이들 부품이 파손되는 문제점이 있었다. 특히, 최근의 자동차용 트랜스미션(Transmission)의 동력전달 메커니즘(Mechanism)이 순간적으로 강력한 힘과 큰 토오크(Torque)의 전달을 요구하는 경향으로 변함에 따라 싱크로나이저 링(Synchronizer Ring) 소재로 마찰계수가 크면서도 내마모성이 우수한 성질의 소재를 요구되고 있으나 이와 같은 고강도 동합금 소재로는 그 특성을 충족시키지 못하였다.

따라서 이러한 문제점을 고려하여 현재 국내외에서 고강도 동합금의 강도와 내마모성을 향상시키기 위하여 여러 가지 원소들을 첨가하여 동합금의 특성을 개선하고자 하는 연구가 활발히 진행되고 있다. 그 중 Si를 첨가한 동합금은 Mn₅Si₃ 금속간 화합물을 기지조직 내에 석출시킴으로써 고속회전 및 왕복운동을 받게 되는 고속운동부품에 요구되는 내마모성 및 인성(靭性)을 부여해 줄 수 있어 현재 많이 사용되고 있다.

그런데, 이러한 종래의 고강도 내마모성 동합금에 있어서는, 석출된 Mn₅Si₃ 금속간 화합물이 침상(針狀) 또는 편상(片狀)으로 크고 거칠게 석출되어 이 조직과 기조조직과의 경도차이로 말미암아 오히려 석출조직 자체가 방향성이 있는 취성(脆性)을 갖게 되어 소재 전체의 강도 및 내마모특성을 불균일하게 할 수 있으며 결과적으로 일반 고강도 황동에 비해 강도 및 내마모성이 우수함에도 불구하고 품질의 신뢰성이 요구되는 정밀 부품이나 보다 가혹한 마찰 조건 하에서는 적합하지 못한 문제점이 있었으며, 또한 고가의 합금원소를 그 성분원소로 사용하므로 제조단가가 다소 비싼 문제점이 있었다.

따라서, 본 발명의 목적은, 종래의 이러한 문제점을 해결하기 위하여, TiC 분산물이 미세화된 기지조직 내에 형성되게 되어 종래의 고강도 내마모성 동합금에 비하여 내마모 특성은 비슷하게 유지되면서 강도는 보다 향상됨으로써 품질의 신뢰성이 요구되는 정밀 부품이나 종래보다 가혹한 마찰조건 하에서도 사용될 수 있으며 또한 고가의 합금원소가 저가의 첨가원소로 대체되게 되어 저렴하게 제작할 수 있는 고강도 내마모성 동합금 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.

상기 목적은, 본 발명에 따라, 57∼65중량%의 Cu와, 1.0∼6.0중량%의 Al과, 0.5∼3.0중량%의 Ni와, 0.5∼3.0중량%의 Si와, 0.5∼5.0중량%의 Mn과, 0.03∼2.5중량%의 Ti와, 0.01∼1.0중량%의 C와, 나머지 중량%의 Zn 및 불가피한 불순물로 구성된 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 내마모성 동합금에 의해 달성된다.

여기서, TiC를 함유하는 금속간 화합물이 상기 고강도 내마모성 동합금의 미세화된 기지조직 내에 분산되어 있는 것이 바람직하다.

한편, 본 발명의 다른 분야에 따르면, 57∼65중량%의 Cu와, 1.0∼6.0중량%의 Al과, 0.5∼3.0중량%의 Ni와, 0.5∼3.0중량%의 Si와, 0.5∼5.0중량%의 Mn과, 0.03∼2.5중량%의 Ti와, 0.01∼1.0중량%의 C와, 나머지 중량%의 Zn 및 불가피한 불순물로 구성된 조성을 가지도록 상기 Cu, Zn, Al, Ni, Mn, Si, C를 약 1100℃∼1300℃ 범위에서 용융한 후 주조하여 주조 빌렛을 제조하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 내마모성 동합금의 제조방법이 제공된다.

여기서, 주조 빌렛을 제조하기 전에 Cu와 Ti를 함유하는 모합금 주괴를 제조하는 단계를 더 포함하며, 상기 주조 빌렛을 제조하는 단계는, 57∼65중량%의 Cu와, 1.0∼6.0중량%의 Al과, 0.5∼3.0중량%의 Ni와, 0.5∼3.0중량%의 Si와, 0.5∼5.0중량%의 Mn과, 0.03∼2.5중량%의 Ti와, 0.01∼1.0중량%의 C와, 나머지 중량%의 Zn 및 불가피한 불순물로 구성된 조성을 가지도록 상기 Cu와 Ti를 함유하는 모합금 주괴, Cu, Zn, Al, Ni, Mn, Si, C를 약 1100℃∼1300℃ 범위에서 용융한 후 주조하여 주조 빌렛을 제조하는 것이 바람직하다.

그리고, Cu와 Ti를 함유하는 모합금은, 8∼12중량%의 Ti와, 나머지 중량%의 Cu 및 불가피한 불순물로 구성된 조성을 갖는 Cu-Ti 모합금이거나, 8∼12중량%의 Ti와, 8∼12중량%의 Zn과, 나머지 중량%의 Cu 및 불가피한 불순물로 구성된 조성을 갖는 Cu-Ti-Zn 모합금인 것이 보다 바람직하다.

한편, 상기 주조 빌렛을 온도 600℃∼800℃에서 압출압력 130∼220 bar로 압출하여 공냉하는 단계를 더 포함하도록 구성하면 주조 빌렛을 필요한 단면형상을 갖도록 가공할 수 있게 된다.

이하에서는 본 발명에 대해 상세히 설명한다.

황동에서 내마모 특성을 향상시키기 위하여, α와 β상의 석출량, 고용강화 및 석출강화 원소의 첨가량 및 석출물들을 조절하고 있다. 즉, α분율을 적게, β상 기지조직 내에 고용강화 원소인 Al, Fe, Ni 등을 첨가하게 되는데, 그 석출물로서는 Mn-Si계, Fe-Cr(Co)계, Ni-rich계 등의 금속간 화합물이 있다. 이 중 Mn-Si계 금속간 화합물은 우수한 내마모성에 기여하지만 석출물이 기지조직과의 강도 차이가 심하여 균열발생의 원인이 되기도 함은 전술한 바와 같다. 따라서, 본 발명에 따른 고강도 내마모성 동합금에서는 Ti, C 성분원소를 첨가하여 TiC 분산물을 기지조직 내에 형성시킴으로써 내마모성은 종래의 고강도 내마모성 동합금과 비슷하게 유지하면서도 경도를 증가시키며, 고가의 합금원소를 저가의 첨가원소 즉 Ti, C 성분원소로 대체하여 제조단가를 낮출 수 있게 된다.

도 1은 본 발명에 따른 고강도 내마모성 동합금의 화학조성을 도시한 도면으로서, 이에 도시된 바와 같이, 본 발명에 따른 고강도 내마모성 동합금은 57∼65중량%의 Cu와, 1.0∼6.0중량%의 Al과, 0.5∼3.0중량%의 Ni와, 0.5∼3.0중량%의 Si와, 0.5∼5.0중량%의 Mn과, 0.03∼2.5중량%의 Ti와, 0.01∼1.0중량%의 C와, 나머지 중량%의 Zn 및 불가피한 불순물로 구성된 조성을 갖는다. 종래와 비교해 보면 고가의 합금원소 대신에 저가의 첨가원소인 Ti, C 성분원소가 첨가되어 있음을 알 수 있다.

여기서, 각 성분원소를 선정하고 또 각 성분원소의 조성을 전술한 바와 같이 한정한 이유에 대하여 설명하면 다음과 같다.

(a) Al

Al은 α황동의 영역은 축소시키며, 열간 가공성, 침식부식에 대한 저항성, 미끄럼성 및 내구성 등에 악영향을 주지 않으면서 고용 강화의 효과를 가져온다. 따라서 α 및 β황동의 강도를 높이며, α황동의 내해수성을 향상시킨다. 보통 주물의 경우 Al의 고용도는 약 7중량% 이고 Al의 첨가에 의해 주조품의 표면상태가 매우 좋아진다. 그러나 6중량% 이상 첨가 시에는 주조조직을 조대화시키는 경향이 강하고 산화 슬래그 생성이 쉬워지므로 주조성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서 본 발명에 따른 고강도 내마모성 동합금에서의 특성을 유지하고 다른 첨가 성분원소의 영향과의 관계를 고려하여 1.0∼6.0 중량%로 한정한 것이다.

(b) Ni

황동에서의 Ni의 고용도는 0∼5.5 중량%로서 비교적 크며 상온 및 고온에서의 강도와 성형성을 향상시키고 부식저항성을 높인다. 그러나 특수황동에서는 최대 3 중량% 이상일 때는 재료가 취약해진다. 따라서 본 발명에 따른 고강도 내마모성 동합금에서의 특성을 유지하고 다른 첨가 성분원소의 영향과의 관계를 고려하여 0.5∼3.0 중량%로 한정한 것이다.

(c) Si

황동에서의 Si의 고용도는 약 0.5 중량% 이하이다. Si는 α+β황동의 강도와 내구성을 향상시키며 특히 Si함량이 고용도 이상으로 함유될 경우에는 Fe, Mn과 결합하여 아주 경한 Si 금속간 화합물을 금속조직 내에 형성한다. 이에 따라 내마모성이 개선되기도 한다. 또한 Si 금속간 화합물이 균일하게 고용되었을 때 응력부식 균열에 대한 민감성을 감소시키고 아울러 열처리 시 Zn의 증발을 억제시킨다. 주물용 황동의 경우에는 Si을 통해서 주조성이 개선된다. 그리고 Si를 3 중량% 까지 첨가하면 Mn5Si3 금속간 화합물을 이용해서 내마모특성을 어느 정도 개선하게 되나 그 이상이면 Mn5Si3 금속간 화합물은 조대화 가능성이 있으므로 미세한 Mn5Si3 금속간 화합물을 형성시키는 조성범위 0.5∼3.0 중량%로 한정한 것이다.

(d) Mn

황동에서의 Mn의 고용도는 Ni와 비슷하나 특수황동에서는 5중량%까지 함유할 수 있다. Mn의 첨가 시 강도와 부식저항성 특히 기후의 영향에 대한 저항성을 높인다. 기지조직에 Al과 Si이 공존할 경우 금속간 화합물을 만들어 재료를 경하게 하여 내마모성을 높인다. 그러나 5중량%이상 첨가 시에는 재료를 취약하게 할 수 있으므로 본 발명에 따른 고강도 내마모성 동합금에서의 특성을 유지하고 다른 첨가 성분원소의 영향과의 관계를 고려하여 0.5∼5.0 중량%로 한정한 것이다.

(e) Ti

황동에서의 Ti은 고온에서 Cu 중에 약 7중량%가 고용된다. 더구나 고용도가 온도와 같이 변화함으로 큰 시효경화성을 기대할 수 있다. 그러나 함유량이 7중량% 이상 첨가하게 되면 가공성을 나쁘게 하며 전기전도성을 저하시킨다. 그러므로 본 발명에 따른 고강도 내마모성 동합금에서는 다른 첨가 성분원소의 영향과의 관계를 고려하여 0.03∼2.5중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

(f) C

TiC 분산물을 만들기 위해서 C 분말을 첨가하게 되는데, C는 침입형 고용체로서 재료 내부에서 탄화물을 생성시키기도 한다. 본 발명에 따른 고강도 내마모성 동합금에서 Mn₅Si₃ 금속간 화합물의 양을 고려하여 2부피%의 TiC 석출물을 만들기 위해서 0.01∼1.0중량%의 C로 한정한 것이다.

이러한 화학조성을 갖는 본 발명에 따른 고강도 내마모성 동합금의 제조방법에 대하여 설명하면 다음과 같다.

우선, 57∼65중량%의 Cu와, 1.0∼6.0중량%의 Al과, 0.5∼3.0중량%의 Ni와, 0.5∼3.0중량%의 Si와, 0.5∼5.0중량%의 Mn과, 0.03∼2.5중량%의 Ti와, 0.01∼1.0중량%의 C와, 나머지 중량%의 Zn 및 불가피한 불순물로 구성된 조성을 가지도록 Cu, Zn, Al, Ni, Mn, Si, C를 약 1100℃∼1300℃ 범위에서 용융한 후 주조하여 주조 빌렛을 제조한다.

그런데, 동합금 주조의 경우에는 Ti의 용해가 어렵기 때문에, Cu, Zn, Al, Ni, Mn, Si, C를 용융하여 주조하는 대신에 Cu와 Ti를 함유하는 모합금 주괴를 제조하고 다음으로 도 1에 도시된 바와 같은 화학조성을 가지도록 Cu와 Ti를 함유하는 모합금 주괴, Cu, Zn, Al, Ni, Mn, Si, C를 약 1200℃에서 용융한 후 주조하여 주조 빌렛을 제조할 수 있는데 이러한 주조 제조 방법이 생산성 면에서 보다 바람직하다. 이 때 Cu와 Ti를 함유하는 모합금으로서는, 8∼12중량%의 Ti와, 나머지 중량%의 Cu 및 불가피한 불순물로 구성된 조성을 갖는 Cu-Ti 모합금과, 8∼12중량%의 Ti와, 8∼12중량%의 Zn과, 나머지 중량%의 Cu 및 불가피한 불순물로 구성된 조성을 갖는 Cu-Ti-Zn 모합금이 일반적으로 사용된다.

주조 빌렛을 제조한 다음에는 주조 빌렛을 온도 600℃∼800℃에서 압출압력 130∼220 bar로 압출하여 공냉하여 본 발명의 일 실시 예에 따른 고강도 내마모성 동합금을 제조하게 된다. 이에 의하여 제조된 동합금의 경도는 단조 전에 95HRB이상 이였고, 단조 후에는 98HRB이상 이였음이 확인되었다. 한편 단조 후에는 동합금의 결정립 및 Mn₅Si₃석출물이 조대화 되었지만 경도 값은 거의 변하지 않았는데, 단조 후 동합금의 결정립 및 Mn₅Si₃석출물이 조대화 된 이유는 잔류해 있던 α상이 단조온도(650∼800℃)에서 β단상이 되었다가 급랭되었기 때문이며 또한 경도 값이 거의 변화하지 않은 이유는 TiC 석출물의 강화 효과 때문인 것으로 판단된다.

이제 첨부도면을 참조하여 본 발명에 따른 일 실시 예에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 실시 예에 따른 고강도 내마모성 동합금은 58.9중량%의 Cu와, 4.0중량%의 Al과, 2.0중량%의 Ni와, 0.7중량%의 Si와, 3.0중량%의 Mn과, 0.5중량%의 Ti와, 0.12중량%의 C와, 나머지 중량%의 Zn 및 불가피한 불순물로 구성된 조성을 갖는다. 도 2는 본 발명의 일 실시 예에 따른 고강도 내마모성 동합금의 조직에 대한 전자현미경사진(SEM: SCANNING ELECTRONIC MICROSCOPE)으로서, 이에 도시된 바와 같이, 'a'로 표시된 TiC 분산물이 기지조직 내에 형성되어 있음을 알 수 있다. 그리고 도 3은 본 발명의 일 실시 예에 따른 고강도 내마모성 동합금의 조직을 400배로 확대한 현미경 사진으로서, 이에 도시된 바와 같이, 본 발명의 일 실시 예에 따른 고강도 내마모성 동합금의 결정립의 크기가 종래에 비하여 감소되었으며, Mn₅Si₃ 석출물의 크기도 종래에 비하여 감소되었음을 알 수 있으며, 도면에는 잘 도시되어 있지 않지만 석출물의 성분분석을 해 보면 큰 덩어리들은 Mn₅Si₃석출물이었고 50nm∼3㎛크기의 미세한 구형의 입자들은 TiC 금속간 화합물로 확인되었다. 결론적으로 본 발명의 고강도 내마모성 동합금의 미세화된 기지조직 내에 분산되어 있는 TiC 금속간 화합물은 Mn₅Si₃ 석출물 조직을 석출시키되 이를 미세하고 균등하게 분포되도록 해줌을 알 수 있다.

도 4는 윤활상태에서 본 발명의 일 실시 예에 따른 고강도 내마모성 동합금(굵은선)과 종래의 고강도 내마모성 동합금(가는선)의 마모거리에 따른 마찰계수의 변화를 도시한 도면으로서, 이에 도시된 바와 같이, 본 발명의 일 실시 예에 따른 고강도 내마모성 동합금이 내마모성의 측면에서는 종래의 고강도 내마모성 동합금과 비슷한 경향을 보이고 있음을 알 수 있다.

이상과 같이, 57∼65중량%의 Cu와, 1.0∼6.0중량%의 Al과, 0.5∼3.0중량%의 Ni와, 0.5∼3.0중량%의 Si와, 0.5∼5.0중량%의 Mn과, 0.03∼2.5중량%의 Ti와, 0.01∼1.0중량%의 C와, 나머지 중량%의 Zn 및 불가피한 불순물로 구성된 조성을 갖는 고강도 내마모성 동합금은, TiC 분산물이 미세화된 기지조직 내에 형성되게 되어 종래의 고강도 내마모성 동합금에 비하여 내마모 특성은 비슷하게 유지되면서 강도는 보다 향상됨으로써 품질의 신뢰성이 요구되는 정밀 부품이나 종래보다 가혹한 마찰조건 하에서도 사용될 수 있으며 또한 고가의 합금원소가 저가의 첨가원소로 대체되게 되어 저렴하게 제작할 수 있게 된다.

전술한 실시 예에서는, TiC 분산물이 미세화된 기지조직 내에 형성된 것에 대하여 상술하였으나, Ti, C 성분원소의 첨가하는 것만으로도 Mn₅Si₃ 금속간 화합물 조직을 미세하고 균등하게 분포되도록 석출시킬 수 있는 경우도 있을 것이다.

그리고, 전술한 실시 예에서는, 내마모 특성을 향상시키기 위하여 Mn-Si계 금속간 화합물이 석출물로 되는 고강도 내마모성 동합금에 Ti, C 성분원소를 첨가하여 TiC 분산물을 기지조직 내에 형성시키는 것에 대하여 상술하였으나, Fe-Cr(Co)계 또는 Ni-rich계 금속간 화합물이 석출물로 되는 고강도 내마모성 동합금에도 Ti, C 성분원소를 첨가하여 TiC 분산물을 기지조직 내에 형성시킬 수 있음은 물론이다.

또한 전술한 실시 예에서는 용융할 때 그 온도가 약 1200℃인 것에 대하여 상술하였으나, 그 온도는 약 1100℃∼1300℃ 범위에서 상황에 맞게 적절히 조절할 수 있음은 당연하다.

이상 설명한 바와 같이, 본 발명에 따르면, TiC 분산물이 미세화된 기지조직 내에 형성되게 되어 종래의 고강도 내마모성 동합금에 비하여 내마모 특성은 비슷하게 유지되면서 강도는 보다 향상됨으로써 품질의 신뢰성이 요구되는 정밀 부품이나 종래보다 가혹한 마찰조건 하에서도 사용될 수 있으며 또한 고가의 합금원소가 저가의 첨가원소로 대체되게 되어 저렴하게 제작할 수 있도록 한 고강도 내마모성 동합금 및 그 제조방법이 제공된다.

도 1은 본 발명에 따른 고강도 내마모성 동합금의 화학조성을 도시한 도면,

도 2는 본 발명의 일 실시 예에 따른 고강도 내마모성 동합금의 조직에 대한 전자현미경사진(SEM: SCANNING ELECTRONIC MICROSCOPE),

도 3은 본 발명의 일 실시 예에 따른 고강도 내마모성 동합금의 조직을 400배로 확대한 현미경 사진,

도 4는 윤활상태에서 본 발명의 일 실시 예에 따른 고강도 내마모성 동합금(굵은선)과 종래의 고강도 내마모성 동합금(가는선)의 마모거리에 따른 마찰계수의 변화를 도시한 도면이다.

Claims

57∼65중량%의 Cu와, 1.0∼6.0중량%의 Al과, 0.5∼3.0중량%의 Ni와, 0.5∼3.0중량%의 Si와, 0.5∼5.0중량%의 Mn과, 0.03∼2.5중량%의 Ti와, 0.01∼1.0중량%의 C와, 나머지 중량%의 Zn 및 불가피한 불순물로 구성된 조성을 가지며, 동합금 기지조직 내에 TiC를 함유하는 금속간 화합물이 분산되어 있는 것을 특징으로 하는 싱크로나이저링용 고강도 내마모성 동합금.
삭제
57∼65중량%의 Cu와, 1.0∼6.0중량%의 Al과, 0.5∼3.0중량%의 Ni와, 0.5∼3.0중량%의 Si와, 0.5∼5.0중량%의 Mn과, 0.03∼2.5중량%의 Ti와, 0.01∼1.0중량%의 C와, 나머지 중량%의 Zn 및 불가피한 불순물로 구성된 조성을 가지며 동합금 기지조직 내에 TiC를 함유하는 금속간 화합물이 분산되어 있도록, 상기 Cu, Zn, Al, Ni, Mn, Si, C를 1100℃∼1300℃ 범위에서 용융한 후 주조하여 주조 빌렛을 제조하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 싱크로나이저링용 고강도 내마모성 동합금의 제조방법.
삭제
제3항에 있어서,

주조 빌렛을 제조하기 전에 Cu와 Ti를 함유하는 모합금 주괴를 제조하는 단계를 더 포함하며,

상기 주조 빌렛을 제조하는 단계는, 57∼65중량%의 Cu와, 1.0∼6.0중량%의 Al과, 0.5∼3.0중량%의 Ni와, 0.5∼3.0중량%의 Si와, 0.5∼5.0중량%의 Mn과, 0.03∼2.5중량%의 Ti와, 0.01∼1.0중량%의 C와, 나머지 중량%의 Zn 및 불가피한 불순물로 구성된 조성을 가지도록 상기 Cu와 Ti를 함유하는 모합금 주괴, Cu, Zn, Al, Ni, Mn, Si, C를 1100℃∼1300℃ 범위에서 용융한 후 주조하여 주조 빌렛을 제조하며,

Cu와 Ti를 함유하는 모합금은, 8∼12중량%의 Ti와, 나머지 중량%의 Cu 및 불가피한 불순물로 구성된 조성을 갖는 Cu-Ti 모합금인 것을 특징으로 하는 싱크로나이저링용 고강도 내마모성 동합금의 제조방법.
제3항에 있어서,

주조 빌렛을 제조하기 전에 Cu와 Ti를 함유하는 모합금 주괴를 제조하는 단계를 더 포함하며,

상기 주조 빌렛을 제조하는 단계는, 57∼65중량%의 Cu와, 1.0∼6.0중량%의 Al과, 0.5∼3.0중량%의 Ni와, 0.5∼3.0중량%의 Si와, 0.5∼5.0중량%의 Mn과, 0.03∼2.5중량%의 Ti와, 0.01∼1.0중량%의 C와, 나머지 중량%의 Zn 및 불가피한 불순물로 구성된 조성을 가지도록 상기 Cu와 Ti를 함유하는 모합금 주괴, Cu, Zn, Al, Ni, Mn, Si, C를 1100℃∼1300℃ 범위에서 용융한 후 주조하여 주조 빌렛을 제조하며,

Cu와 Ti를 함유하는 모합금은, 8∼12중량%의 Ti와, 8∼12중량%의 Zn과, 나머지 중량%의 Cu 및 불가피한 불순물로 구성된 조성을 갖는 Cu-Ti-Zn 모합금인 것을 특징으로 하는 싱크로나이저링용 고강도 내마모성 동합금의 제조방법.
제3항에 있어서,

상기 주조 빌렛을 온도 600℃∼800℃에서 압출압력 130∼220 bar로 압출하여 공냉하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 싱크로나이저링용 고강도 내마모성 동합금의 제조방법.