KR20190009366A

KR20190009366A - 무연 고장력 황동 합금 및 고장력 황동 합금 제품

Info

Publication number: KR20190009366A
Application number: KR1020187036988A
Authority: KR
Inventors: 헤르만 굼메르트; 토마스 플레트; 비요른 레츠
Original assignee: 오토 푹스 카게
Priority date: 2016-05-20
Filing date: 2017-05-17
Publication date: 2019-01-28
Also published as: US20190093195A1; WO2017198698A1; RU2018138877A3; DE202016102696U1; JP2019519678A; US11359263B2; EP3286348B1; ES2684375T3; JP7072526B2; CN109072340A; CN109072340B; EP3286348A1; BR112018070006A2; RU2018138877A; RU2732139C2; KR102206509B1

Abstract

본 발명은 0 내지 65 중량%의 Cu; 0.4 내지 3 중량%의 Mn; 0.55 내지 3 중량%의 Sn; 1 중량%의 Fe; 최대 1 중량%의 Ni; 최대 1 중량%의 Al; 최대 1.5 중량%의 Si를 함유하는 무연 고장력 황동 합금에 관한 것으로서; 잔부가 Zn 및 불가피적 불순물들이고, 원소들 Mn 및 Sn의 합계가 적어도 1.3 중량% 및 6.0 중량% 이하이다.

Description

무연 고장력 황동 합금 및 고장력 황동 합금 제품

본 발명은 무연 고장력 황동 합금(lead-free high tensile brass alloy) 및 마찰 부하를 받는 고장력 황동 합금으로 제조된 제품에 관한 것이다.

윤활유 환경에서의 전형적인 마찰 응용들은 일반적으로 낮은 마찰 계수를 갖는 합금을 필요로 하며, 마찰 계수는 또한, 각 응용에 대한, 특히 각 쌍의 마찰 부품에 대한 사전설정된 한계들 내에서, 사용되는 윤활유, 및 예를 들어 접촉 압력 및 상대 속도와 같은 마찰 조건들을 조정 가능해야 한다. 이것은 큰 정적 및 동적 부하들을 받는 피스톤 핀 부싱들(piston pin bushings)뿐만 아니라, 싱크로나이저 링들(synchronizer rings)에 적용된다. 또한, 예를 들어 터보 과급기(turbocharger) 상의 축방향 베어링들(axial bearings)과 같은 높은 상대 속도들에서의 쌍을 이룬 마찰 부품들을 갖는 응용들은 감소된 열 발생뿐만 아니라, 마찰 영역으로부터의 양호한 방열을 보장하는 합금들을 필요로 한다.

마찰 파워(frictional power) 및 오일 노출로 인해, 베어링 표면 상에 윤활유 성분들의 침착물들로 마찰학적 층이 형성된다. 활주 층(gliding layer) 상에 안정적인 흡착 층을 얻기 위해, 윤활유 성분들 및 이들의 분해 생성물들의 균일한 동시에 높은 침착 속도가 요구된다.

또한, 오일 환경에서 사용되는 구성요소, 예를 들어 그러한 환경에서 베어링을 위한 베어링 부품 또는 싱크로나이저 링 등에 적합한 재료는 광범위한 오일 공차들에 의해 또한 특징지어지며, 따라서 마찰학적 층의 축적은 특정의 오일 첨가제들의 선택에 대해 대부분 민감하지 않다. 더욱이, 그러한 합금으로 제조된 구성요소는 양호한 고장-안전(fail-safe) 특성들을 가져야 하며, 이에 의해 건조 마찰 조건들 하에서도 적절한 사용 수명을 보장해야 한다.

마찰 부하들에 노출되는 구성요소들의 경우, 이용된 합금이 적절한 강도를 갖는 것이 또한 중요하다. 따라서, 부하가 가능한 한 낮게 인가될 때 발생하는 임의의 소성 변형을 유지하기 위해서는, 높은 0.2%의 최대 인장 강도(ultimate tensile strength)가 적용되어야 한다. 그럼에도 불구하고, 여전히 그러한 구성요소는 파단이 발생하기 전에 최대 인장 강도를 초과하는 소성 변형을 수용하기 위한 소정 조치를 특징으로 해야 한다.

또한, 그러한 구성요소들은 연마 및 점착 응력들에 대한 내성을 증가시키기 위해 특별한 강성 및 인장 강도를 갖도록 요구된다. 충격 응력들에 대해 보호하기에 충분한 인성도 또한 동시에 요구된다. 미소한 균열 발생으로부터 유래하는 결함들의 성장을 감속시키려는 노력들로 미세 결함들의 발생을 감소시키기 위한 요구가 존재한다. 이러한 요구에는, 내부 응력들이 거의 없고 가능한 한 높은 파괴 인성을 나타내는 합금에 대한 요구들이 수반된다.

마찰 응력들을 받는 구성요소들에 적합한 합금들은 흔히, 주성분들로서의 구리 및 아연에 부가하여, 니켈, 철, 망간, 알루미늄, 실리콘, 티타늄 또는 크롬과 같은 합금 원소들 중 적어도 하나를 포함하는 고장력 황동 종류들이다. 특히 실리콘 황동 종류들은 이들 요건들을 만족시키며, CuZn31Si1이 피스톤 핀 부싱들과 같은 마찰 응용들을 위한 표준 합금이다. 또한, 당업계에는, 마찰 응용들, 또는 광업 응용들에도 사용하기 위한 주석 및 구리 이외에 니켈, 아연, 철 및 망간을 함유하는 주석 청동들의 사용이 공지되어 있다.

WO 2014/152619 A1은 터보 과급기 응용들에 사용하기 위한 황동 합금을 교시하고 있다. 1.5 내지 3.0 중량%의 망간의 경우, 재료의 망간 함량이 매우 높은 반면, Sn의 비율은 적어서 0.4 중량% 미만이다. 이러한 공지된 황동 합금은 많아도 0.1 중량%의 납(Pb) 함량을 허용하며, 이에 의해 이러한 합금은 Pb가 없는 재료들에 대한 보다 엄격한 요건들을 충족시킨다. 그러나, 합금의 성분으로서, Pb는 황동 합금들에 포함되는 것이 호적하며, 이는 이러한 Pb가 칩-형성 파손에 관한 이점들을 제공하고, 이에 의해 기계가공 작업들이 향상되기 때문이다. 부식 억제제로서, 또한 납은 합금 제품들이 오일 환경에서 사용되는 고장력 황동 합금들에 일반적으로 포함된다. 이것은 바이오에탄올(bioethanol)에 노출되는 그러한 오일 환경들에 주로 적용된다. 바이오에탄올은 차량 연료들에 포함되어 있으며, 예를 들어, 누출되는 피스톤 링 또는 다른 캐리오버(carry-over) 불순물들로 인해 차량 오일(motor oil) 내에 침투한다. 이것은 특히 주로 짧은 거리들을 주행하는 차량들에 적용되며, 이에 의해 엔진이 작동 온도에 도달하지 못한다. 배기 가스들(exhaust fumes)에 함유된 바이오에탄올 및 바이오에탄올의 폐기 생성물들로 인해, 동일한 것이 공격적인 혼합물에 노출된 터보 과급기 베어링들에 적용된다. 그 결과, 오일에 산성 환경이 형성된다. 함께, 오일에 함유된 황 및 합금 제품에 함유된 납은 부동태화 층(passivation layer)으로 작용하고 따라서 부식 억제제의 효과를 갖는 황산납 상부 층을 형성한다.

그것의 매트릭스(matrix)에 별개의 상들을 가질 수 있는 그러한 황동 합금의 구조는 또한 기계적 부하들 및 부식에 대한 내성에 영향을 미친다. 높은 비율의 α-상을 갖는 황동 합금 제품들은 일반적으로 양호한 내식성(corrosion fastness), 높은 레벨의 인성 및 파단 연신율뿐만 아니라, 양호한 냉간-성형 특성들을 특징으로 한다. 한편, 그러한 합금 제품들은 다소 불량한 열간-성형 특성들 및 연마 및 점착에 대한 낮은 내성을 갖는다는 것이 불리하다. β-상을 갖는 황동 합금 제품들은 높은 내마모성, 높은 강도, 양호한 열간-성형 특성들 및 낮은 점착성을 나타낸다. 그러나, 이들 합금 제품들의 단점은 α-상을 갖는 다른 황동 합금 제품에 반해 상대적으로 열등한 냉간-성형 특성들, 상대적으로 낮은 인성 및 특히 열등한 내식성이다. γ-상 황동 합금 제품들은 양호한 내식성 및 양호한 기계적 내마모성을 특징으로 하지만, 단점들의 관점에서, 이들은 낮은 인성 및 비교적 불량한 성형 능력들을 갖는다. 따라서, 각 상이 하나의 부문 또는 다른 부문에서 장점들을 제공하더라도, 각각은 또한 다른 점에서 허용되어야 하는 단점들에 시달리게 된다는 것이 입증되었다.

이전에 언급된 바와 같이, 부식은 또한, 현재 문제가 되고 오일 환경들에서 사용되는 종류들의 황동 합금 제품들에서 역할을 한다. 따라서, 이것은 예를 들어 축방향 베어링과 관련된 오일 환경에서 사용되는 합금 제품들을 제조하는 역할을 하는 어떠한 합금도 이러한 점에서 관련 요건들을 만족해야 한다는 것을 의미한다.

마찰 부하에 노출되는 경우, 구리 합금으로 만들어진 워크피스(workpiece)는 윤활유에 대한 짧은 노출 기간 내에 윤활유 첨가제들로 주로 이루어진 흡착 층을 형성할 것이다. 열역학적 부하에 노출되면, 흡착 층으로부터의 성분들 및 표면에 근접한 합금 성분들로 만들어진 반응 층이 흡착 층 아래에 형성될 것이다. 흡착 층 및 그 내부의 반응 층은 구리 합금 워크피스 상에 외부 경계 층을 형성하고, 수 마이크로미터 두께의 내부 경계 층이 외부 경계 층 아래에 있다. 외부 경계 층에 대한 내부 경계 층의 근접으로 인해, 그것은 표면에 작용하는 임의의 기계적 부하들뿐만 아니라 화학 반응 프로세스들에 의해 영향을 받는다. 내부 경계 층에서의 기재 합금의 확산 및 산화 프로세스들은 반응 층의 형성에 영향을 미칠 수 있다.

많은 윤활유들은 마찰 접촉으로 인한 대응하는 열역학적 부하의 존재시에 부식 작용을 가질 수 있는 아황산 및 인 첨가제들과 같은 첨가제들을 함유하고, 마찰 접촉은 결국 워크피스의 사용 수명을 상당히 단축시킨다. 구리 합금들은 윤활유 내의 아황산 성분들의 부식 작용을 감소시키려는 노력들로 이전에 제안되었다. JP S60-162742 A는 57 내지 61 중량%의 Cu, 2.5 내지 3.5 중량%의 Pb를 함유하는 터보 과급기를 합금화하기 위한 구리 합금을 교시하고, 여기서 Fe 및 Zn이 불순물들로서 존재할 수 있다. 목표는 마찰 표면 상에 안정적인 CuS 층을 형성하는 것이다.

첨가제들은 흔히 마찰 표면 상의 부식을 감소시키고 연마 마모를 감소시키는 의도로 윤활유들에 첨가된다. 부식 방지제(마모-방지 활성 물질)의 일 예는 예를 들어, 아연 디알킬 디티오인산염(zinc dialkyl dithiophosphate)이다. 이러한 첨가는 반응 층에 표면-보호 인산염 유리의 형성을 야기한다. 이러한 목적을 위해, 이상적으로, 첨가제와 합금 원소들 사이의 리간드들(ligands)의 교환뿐만 아니라, 기재 양이온들의 침착이 일어나고, 이에 의해 내부하성 반응 층이 형성된다. 그러나, 표면들을 보호하는 반응 프로세스들은 기재 재료의 내부 경계 층의 조성에 따라 달라진다. 또한, 추가의 첨가제들이 또한 프로세스에 영향을 미치는데, 이는 상기 물질들이 점착 층에서 표면-보호 첨가제들과의 점착에 대해 참가할 수 있기 때문이다. 합금 구조들, 방열에 대한 반응 층의 열적 프로세스들 및 층들을 형성 및 파괴하는 프로세스들에 대한 국부적인 온도 피크들이 또한 현저하다. 따라서, 이용 가능한 마찰학적 시스템에 따라, 그리고 가능하게는 부식 방지제들의 참여에 따라, 심지어 마찰 층에 영향을 미치는 바람직하지 않은 화학적 분해 프로세스들이 초래될 수도 있다.

따라서, 본 발명의 목적은, 마찰 부하들에 노출되는 경우에 높은 강도 및 마모 감소의 특성들을 가질 뿐만 아니라, 결핍된 윤활의 존재시의 양호한 고장-안전 특성들 및 간단한 구조를 갖는 제품들을 제조하기에 적합한 것에 부가하여, 동시에 그리고 따라서 무연 제품들에 관한 법규 요건들에 따라 무연 및/또는 사실상 무연일 수 있으면서, 산성 환경에서 여전히 내식성을 제공할 수 있는 고장력 황동 합금을 제안하는 것이다.

이러한 목적은 하기의 합금 원소들을 갖는 무연 고장력 황동 합금에 의해 달성된다:

50 내지 65 중량%의 Cu;

0.4 내지 3 중량%의 Mn, 특히 1 내지 3 중량%의 Mn;

0.55 내지 3 중량%의 Sn;

최대 1 중량%의 Fe;

최대 1 중량%의 Ni;

최대 1 중량%의 Al;

최대 1.5 중량%의 Si;

잔부는 Zn 및 불가피적 불순물들이며,

원소들 Mn 및 Sn의 합계는 적어도 1.3 중량% 및 많아도 6.0 중량%이다.

이러한 설명을 위해, 불가피적 불순물들은 합금의 개별적으로 0.05 중량% 이하 및 총 0.15 중량% 이하를 나타내는 그러한 원소들이다.

단순하게 설계된 고장력 황동 합금을 단지 제공하는 것보다는, 이러한 고장력 황동 합금에 의해, 상기 합금으로 제조된 합금 제품들은 특별히 높은 내식성, 냉간-성형 및 열간-성형 능력들, 높은 기계적 내마모성뿐만 아니라, 높은 레벨의 인성을 갖도록 하는 수단을 제공하는 것이 가능해졌다. 이러한 고장력 황동 합금의 구조는 α-상 및 β-상을 포함한다. 이러한 고장력 황동 합금은 또한 하중 표면; 예를 들어 베어링 또는 마찰 표면에 연마 입자들의 양호한 매립 능력을 특징으로 한다. 따라서, 이러한 고장력 황동 합금으로 제조된 합금 제품들은 오일 환경과, 또한 산성 환경에서 주로 사용하기에 적합하다.

확립될 수 있는 특별한 내식성은, 당업계의 주된 전문가 의견에 따르면, 부식-억제 상부 층을 형성하는데 전술한 납의 사용이 아마도 불가능했기 때문에, 이러한 매우 단순하게 설계된 고장력 황동 합금에 대한 놀라운 발견인 것이다. 이러한 합금으로 제조된 합금 제품들이 산성의 오일 환경에서 사용되는 경우에 특별한 내식성은 원소들 Mn 및 Sn의 함량과 관련된다. 시험들은, 당면한 과제가 단순히 이들 원소들의 참여 자체에만 있는 것이 아니라, Mn 및 Sn이 특히 적어도 1.3 중량%이지만 6 중량%를 초과하지 않는 합계로 합금 원소들을 구성한다는 것을 보여주었다. 시험들은 또한, 합금 원소들 Mn 및 Sn의 합계가 1.3 중량% 미만 또는 6.0 중량% 초과인 경우에, 원하는 특성들이 고장력 황동 합금 제품들에서 적절하게 발현되지 않는다는 것을 보여주었다. 이러한 발견은 특히 상한과 관련될 때 예상되지 않았다. 원소들 Mn 및 Sn의 합계는 바람직하게는 2.0 중량% 초과 및 4.5 중량% 이하이다.

제1 실시예에 따르면, Mn 함량 및 Sn 함량이 합금을 구성함에 있어서 유사한 크기 정도로 참여하는 경우에 유리하고, 따라서, 이들 2 개의 원소들의 함유량들은 바람직하게는 20% 내지 30% 초과로 서로에 대해 벗어나지 않는다. 다른 실시예에 따르면, Mn 함량은 Sn 함량보다 크며, Mn 함량은 많아도 Sn 함량의 2 배이다. 이러한 실시예에서, Mn 함량은 Sn 함량보다 약 60% 내지 85% 큰 것이 바람직하다.

이러한 고장력 황동 합금은, 특히 폐차 처리 지침(End of Life Vehicles Directive)의 관점에서, 무연 고장력 황동 합금이다.

청구된 합금에서, Mn 함량은 α-상 존재의 영역을 확장시키는데 사용된다. 이것은, 또한 합금에 함유된 Sn이 γ-상으로 조기에 결합되지 않고, 또한 원하는 상부 층을 형성하는데 마치 Mn과 같이 이용 가능하다는 것을 의미한다. 또한, Sn도 원하는 고장-안전 특성을 달성하는데 요구된다. 이러한 이유들 때문에, 합금에의 원소들 Mn 및 Sn의 참여가 조심스럽게 조화되었다.

이러한 합금으로 제조된 고장력 황동 합금 제품들의 구조는 β-매트릭스에 α-상 결정립들을 포함한다. 규화물들(silicides)은 구조 전체에 걸쳐 분산되어 있고 2% 내지 4%의 비율을 나타내는 주로 Mn-Fe-규화물들이다. 규화물들의 단면 직경은 5 ㎛ 내지 20 ㎛이며, 이러한 값은 규화물들의 폭과 관련된다. 고장력 황동 합금 제품들이 압출 제품들이면, 규화물들은 흔히 10:1 내지 15:1의 범위인 길이 대 폭 비율로 연신된다.

이러한 합금으로 제조된 합금 제품의 양호한 부식 특성들도 또한 놀라우며, 이는 원칙적으로 Pb가 다른 원소로 대체되지 않았기 때문이다. 오히려, 양호한 내식성 특성들은 Sn 함량을 증가시키고 Sn 함량을 주로 원소 Mn과 내부적으로 조화시킴으로써 달성되었다.

부식 응력들에 대한 이러한 합금으로 제조된 구성요소의 향상된 저항성에 대한 이유들은 또한 이러한 합금으로 제조된 구성요소들이 기준 합금들의 전도도 범위에 있는 낮은 전기 전도도만을 갖는다는 사실과 관련된다. 따라서, 전기 부식 전류들은 이러한 종류의 이전에 공지된 합금들과는 대조적으로 눈에 띄게 감소된다. 이러한 고장력 황동 합금으로 제조된 고장력 황동 합금 제품들의 전기 전도도는 12 MS/m 미만이다. 고장력 황동 합금의 실시예에 따라, 그로부터 제조된 고장력 황동 합금 제품들의 전기 전도도는 9 MS/m 이하로 낮을 수 있다.

Sn 부분은 이러한 합금으로 제조된 합금 제품이 베어링의 부품으로서 갖는 것인 필요한 고장-안전 특성들에 본질적으로 책임이 있다. 따라서, 본 합금의 맥락에서, 합금 원소 Sn은 이중 기능; 즉, 합금의 부식 및 고장-안전 보호 특성들을 갖는다.

이러한 합금으로 제조되고 통상의 열처리를 받은 구성요소는, 무엇보다도 먼저, 그러한 구성요소들에 요구되는 또한 0.2% 항복 응력과 관련한 주로 강도 값들을 만족시킨다. 이러한 양태는 작동들의 개시 동안에 쌍을 이룬 마찰 부품들에 대한 기하학적 조정에 특히 유리하다. 내부의 축방향 베어링 상에는, 함께 작용하는 쌍을 이룬 마찰 부품들이 그 표면 기하 형상들에 대해 서로 조화되도록 국부적인 미세소성 변형들이 있다. 동시에, 이러한 합금으로 제조된 구성요소의 표면은 이물질들(foreign particles)의 매립 능력에 대한 요건들을 만족시키기에 충분히 부드럽다. 따라서, 이물질들이 구성요소 또는 워크피스의 각각의 표면에 매립되도록 목표된 방식으로 이물질들을 중화시키는 것이 가능하다.

상기에서 설명된 바와 같이 이러한 합금으로 제조된 합금 제품의 특성들에 기초하여, 이러한 합금 제품들은 전형적으로 축방향 또는 반경방향 베어링들의 부품들이다. 바람직한 실시예에 따르면, 축방향 베어링 부품들은 용접 프로세스에 의해 이러한 합금으로 제조되었다. 한편, 방사상 베어링 부품들로서 사용되는 합금 제품들은 바람직하게는 프레싱(pressing) 또는 인발(drawing)된다. 터보 과급기 베어링은 이러한 합금으로 제조된 베어링 구성요소의 사용에 대한 전형적인 실시예이다.

제1 실시예에서 제공된 바와 같이, 고장력 황동 합금이 하기의 조성을 갖는 경우, 전술한 이러한 합금의 긍정적인 특성들이 더욱 개선될 수 있다:

56 내지 62 중량%의 Cu;

1.5 내지 2.3 중량%의 Mn, 특히 1.6 내지 2.3 중량%의 Mn;

1.4 내지 2.2 중량%의 Sn, 특히 1.5 내지 2.2 중량%의 Sn;

0.1 내지 0.7 중량%의 Fe, 특히 0.5 내지 0.7 중량%의 Fe;

최대 0.3 중량%의 Ni, 특히 최대 0.1 중량%의 Ni;

최대 0.5 중량%의 Al 또는 최대 0.7 중량%의 Al;

0.25 내지 0.85 중량%의 Si;

잔부는 Zn 및 불가피적 불순물들이다.

이러한 고장력 황동 합금 변형예와 관련하여, 흥미롭게도, 제1 관련 실시예에 따르면, 고장력 황동 합금들이 하기에 나타낸 바와 같은 비율들로 하기의 원소들을 포함하는 경우, 매우 유사한 결과들을 달성하는 것이 가능하다:

57 내지 61.5 중량%의 Cu;

1.7 내지 2.2 중량%의 Mn, 특히 1.5 내지 2.2 중량%의 Mn;

1.5 내지 2.1 중량%의 Sn;

0.1 내지 0.7 중량%의 Fe, 특히 0.25 내지 0.6 중량%의 Fe;

최대 0.3 중량%의 Ni, 특히 최대 0.1 중량%의 Ni;

최대 0.5 중량% 또는 최대 0.7 중량%의 Al, 특히 0.05 내지 0.25 중량%의 Al;

0.3 내지 0.7 중량%의 Si;

잔부는 Zn 및 불가피적 불순물들이다.

또한, 고장력 황동 합금들의 다른 변형예에 따르면, 하기에 나타낸 비율들로 하기의 원소들을 갖는다:

57 내지 61.5 중량%의 Cu;

1.7 내지 2.2 중량%의 Mn, 특히 1.5 내지 2.2 중량%의 Mn;

0.6 내지 1.2 중량%의 Sn;

0.1 내지 0.7 중량%의 Fe, 특히 0.25 내지 0.6 중량%의 Fe;

최대 0.1 중량%의 Ni;

0.3 내지 0.7 중량%의 Si;

잔부는 Zn 및 불가피적 불순물들이다.

Mn 및 Sn 함량들은 고장력 황동 합금의 제1 변형예에서 대략 동일한 크기 정도이지만, 이러한 유형의 고장력 황동 합금의 제2 변형예에서, Mn 함량은 Sn 함량보다 눈에 띄게 크다. 고장력 황동 합금의 언급된 제1 변형예에서, Mn 대 Sn의 비율은 1.15 내지 0.95, 특히 1.1 내지 0.97이다. 고장력 황동 합금의 이러한 변형예에서, Mn 함량은 바람직하게는 Sn 함량보다 단지 최소한으로 크고, 특히 바람직하게는 약 9% 내지 12% 더 크다. 고장력 황동 합금의 전술한 제2 변형예에서, 합금 원소들 Mn 및 Sn의 비율은 바람직하게는, Mn 대 Sn의 비율이 1.9 내지 1.65의 범위, 특히 1.82에서 1.74의 범위이도록 하는 방식으로 조정된다. 고장력 황동 합금의 이러한 변형예에 대해서는, Sn 함량에 비해 보다 높은 Mn 함량에 중점을 두고 있다.

고장력 황동 합금의 이전에 설명된 변형예들에서, Fe 함량은 바람직하게는 0.3 내지 0.5 중량%이다.

고장력 황동 합금의 이들 2 개의 변형예들에서, α-상의 비율은 50% 내지 70%이며, 그에 따라 β-상의 비율은 30% 내지 50%를 나타낸다. 규화물들의 비율은 이러한 정보로부터 제외되었다.

청구항 1에 청구된 바와 같은 고장력 황동 합금의 다른 유형은 하기의 원소들을 포함한다:

52 내지 59 중량%의 Cu;

1.5 내지 2.7 중량%의 Mn;

0.55 내지 2.5 중량%의 Sn;

0.1 내지 1 중량%의 Fe;

최대 0.3 중량%의 Ni, 특히 최대 0.1 중량%의 Ni;

최대 0.3 중량% 또는 최대 0.7 중량%의 Al;

최대 0.2 중량%의 Al;

0.15 내지 1 중량%의 Si;

잔부는 Zn 및 불가피적 불순물들이다.

이러한 유형의 고장력 황동 합금은 또한 원칙적으로 동일한 합금 특성들을 갖는 2 개의 변형예들로 세분될 수 있다. 그러한 합금의 제1 변형예는 변형예의 Sn 함량보다 눈에 띄게 높은 Mn 함량을 갖는다. 그리고, 이러한 합금은 하기의 조성을 갖는다:

53 내지 59 중량%의 Cu;

1.6 내지 2.5 중량%의 Mn;

0.5 내지 1.4 중량%의 Sn;

0.1 내지 1 중량%의 Fe;

최대 0.3 중량%의 Ni, 특히 최대 0.1 중량%의 Ni;

최대 0.3 중량% 또는 최대 0.7 중량%의 Al, 최대 0.2 중량%의 Al;

0.15 내지 1 중량%의 Si;

잔부는 Zn 및 불가피적 불순물들이다.

다른 변형예에서, Mn 함량은 Sn 함량과 대략 동일하다. 이러한 합금은 하기에서 알 수 있는 바와 같이 합금에 참여하는 원소들의 비율을 갖는 하기의 조성을 갖는다:

53 내지 59 중량%의 Cu;

1.6 내지 2.5 중량%의 Mn;

1.2 내지 2.2 중량%의 Sn;

0.1 내지 1 중량%의 Fe;

최대 0.1 중량%의 Ni;

최대 0.3 중량% 또는 최대 0.7 중량%의 Al, 최대 0.2 중량%의 Al;

0.15 내지 1 중량%의 Si;

잔부는 Zn 및 불가피적 불순물들이다.

이러한 고장력 황동 합금들에서, Mn 및 Sn 함량들은 특별한 방식으로 다시 조화된다. Mn 함량이 Sn 함량보다 현저하게 높은 고장력 황동 합금의 제1 변형에서, Mn 및 Sn의 비는 1.9 내지 1.65의 범위, 바람직하게는 1.85 내지 1.7의 범위이다. 이러한 유형의 고장력 황동 합금의 제2 변형예에서, Mn 및 Sn 함량들의 비율은 보다 균일하다. 바람직하게는, 이러한 변형예에서의 Mn 대 Sn의 비율은 1.25 내지 1.0, 특히 1.18 내지 1.1의 범위이다.

이전에 언급된 고장력 황동 합금들은 Pb를 함유할 수 있지만; 바람직하게는 단지 0.2 중량%의 최대 함량을 갖거나, 보다 양호하게는 단지 0.1 중량%의 최대 함량을 갖는다. 후자의 경우에, 그러한 고장력 황동 합금은 폐차 처리 지침의 관점에서 무연으로 간주된다.

이러한 고장력 황동 합금의 특히 바람직한 실시예에서, Pb는 합금에 적극적으로 포함된 합금 원소가 아니며; 대신에 재활용 재료의 사용으로 인해 합금 용융물에만 포함된다. 사용자는 원하는 Pb 최대 함량이 초과되지 않는 것을 보장하도록 주의를 기울여야 한다.

합금의 이러한 변형들에서, 매트릭스로서의 β-상의 비율은 이전에 설명된 변형예들보다 크다. β-상(매트릭스)의 함량은 약 60% 내지 85%이다. β-상 내에 매립된 α-상 결정립들은 15% 내지 40%의 비율을 나타낸다. 규화물 비율은 이러한 정보로부터 제외되었다.

전형적으로, 청구된 고장력 황동 합금의 이전에 언급된 변형예들은 오직 상기에 나타낸 바와 같은 합금 원소들만으로 이루어진다. 그러면, 고장력 황동 합금 및 그것의 도입된 변형예들 내의 합금 원소들의 목록은 최종 목록으로서 이해되어야 한다.

전술한 바와 같은 다른 유형의 변형예로 제조된 고장력 황동 합금 제품―초기에 설명된 유형의 합금에도 동일하게 적용됨―은 고장력 황동 합금을 경화시키기 위한 어닐링 단계 동안에 제시된 특별한 양태를 특징으로 한다. 특별한 양태는 고장력 황동 합금 제품이 특히 각각 상이한 온도에서 2 개의 경화 단계들을 갖는다는 사실이다. 이러한 2 개의 경화 온도 범위들 사이에는, 제1 경화 단계에 도달한 후에 고장력 황동 합금 제품의 재료가 제2 경화 단계에서의 추가 온도 상승에 도달하기 전에 다시 연화되는 온도 범위가 있다. 제1 경화 단계는 약 440℃ 내지 470℃에서 시작하여 450℃ 내지 480℃의 최고 온도를 갖는다. 제2 경화 단계는 약 580℃ 내지 620℃에서 시작하여 650℃ 내지 670℃ 이상의 최고 온도에 도달한다. 고장력 황동 합금은 보다 높은 온도의 경화 최대치가 보다 낮은 온도에서 달성된 제1 경화 최대치보다 상당히 큰 경도를 갖도록 하는 방식으로 조정될 수 있다. 따라서, 합금은, 예를 들어 브리넬(Brinell)(HB 2.5/62.5)에 따라 약 470℃의 온도에서 약 150 내지 160의 경도를 갖는 제1 경화 최대치에 도달할 수 있으며; 한편으로, 약 650℃의 온도에서 시작하여, 약 170 내지 180 HB 2.5/62.5 이상의 경도를 갖는 제2 경화 최대치에 도달하도록 하는 방식으로 조정될 수 있다. 제2 경화 단계 동안의 보다 높은 강도는 고상 석출물들, 특히 규화물들이 보다 높은 어닐링 온도들에서 보다 작은 결정립 크기들을 갖는다는 사실과 연관된다. 이것은 석출 경화(precipitation hardening)라고 지칭될 수 있다. 중간 연화가 발생하고 경도가 전형적으로 150 HB 2.5/62.5 미만으로 다시 한번 떨어지는 경우; 예를 들어, 고장력 황동 합금의 처리가 냉간 상태와는 반대로 온간 상태에서 보다 유익하게 수행되는 경우, 온도 윈도우(temperature window)가 특정 처리 단계들에 활용될 수 있다. 이러한 방식으로, 최고 경화 온도들 사이의 온도 윈도우가 또한, 예를 들어 처리 공구들을 절약하는데 활용될 수 있다.

본 발명에 따른 고장력 황동 합금은 완성된 주물들, 용접 부품들, 완성된 압출 프레스 반제품들, 또는 압축 및 인발된 제품들로서 제조되고 얻어지는 합금 제품들에 사용될 수 있다. 원한다면, 이들 합금 제품들에 대한 최종 어닐링 단계를 구상하는 것이 가능하다.

그들의 변형예의 관점에서, 이러한 유형의 고장력 황동 합금들은 열간-성형 및 냉간-성형 특성들에 관하여 상이하고, 따라서 하나 또는 다른 합금 변형예가 계획된 제조 프로세스에 따라 선택된다. 합금으로 제조된 반제품의 열간-성형 및 냉간-성형 특성들은 특히 구리 비율 및/또는 아연 당량 및 α/β-상들의 혼합물에 따라 달라진다. 이러한 양태는, 단지 상기 원소들의 변형예들에 의존하는 것에 의해, 합금을 크게 변화시킬 필요 없이 상이한 성형 특성들이 어떻게 조정될 수 있는지를 분명히 보여준다. 이러한 기본 합금에 대해 조정될 수 있는 상이한 성형 특성들 이외에도, 원하는 요건들에 따라 기계적 강도 값들(항복 응력, 최대 인장 강도)에 대해 동일하게 조정하는 것이 또한 가능하다. 장점은 이것이 동일한 기본 합금으로 달성될 수 있다는 사실에 있다.

본 발명은 구체적인 실시예들에 기초하여 하기에서 설명될 것이다. 여기서는 첨부된 도면들이 참조된다. 하기와 같이 도시되어 있다:
도 1: 광학 현미경으로 관찰된 바와 같은, 제1 합금으로 제조된 제1 워크피스의 표면의 이미지들,
도 2: 주사 전자 현미경으로 관찰된 바와 같은, 도 1의 시험편의 4 개의 이미지들,
도 3: EDX 분석을 받은, 주사 전자 현미경으로 관찰된 바와 같은 도 2의 사진들 2 및 3에 대한 이미지들,
표 1: 도 3의 시험편 지점들의 EDX 분석,
도 4: 부식 시험을 수행한 후의 이전 도면들의 제1 합금으로부터의 시험편의 현미경 사진들,
도 5: 제1 비교 합금으로부터, 동일한 부식 시험을 거친 시험편들의 현미경 사진들,
도 6: 제2 비교 합금으로부터, 동일한 부식 시험을 거친 시험편들의 현미경 사진들,
도 7: 광학 현미경으로 관찰된 바와 같은, 제2 시험편으로부터의 시험편 표면의 이미지들,
도 8: 주사 전자 현미경으로 관찰된 바와 같은, 도 7의 시험편들의 2 개의 이미지들,
도 9: 주사 전자 현미경으로 관찰된 바와 같은, 도 8의 시험편의 하나의 이미지(사진 1)로서, EDX 분석을 받은 영역들이 표시됨,
표 2: 도 9의 시험편 지점들의 EDX 분석,
도 10: 제2 합금으로부터의 주조 시험편의 경화 다이어그램,
도 11: 부식 시험을 수행한 후의 제2 합금으로부터의 시험편의 현미경 사진들,
도 12: 광학 현미경으로 관찰된 바와 같은, 제3 합금으로부터의 제1 시험편 피스의 표면의 이미지,
도 13: 주사 전자 현미경으로 관찰된 바와 같은, 도 12의 시험편의 3 개의 이미지들,
도 14: 도 13의 사진 2의 이미지로서, EDX 분석을 받은 영역들이 표시됨,
표 3: 도 14의 시험편 지점들의 EDX 분석,
도 15: 제3 합금으로부터의 주조 시험편의 경화 다이어그램,
도 16: 부식 시험을 수행한 후의 제3 합금으로부터의 시험편의 현미경 사진들,
도 17: 광학 현미경으로 관찰된 바와 같은, 제4 합금으로부터의 시험편의 표면의 이미지,
도 18: 주사 전자 현미경으로 관찰된 바와 같은, 도 17의 압출된 시험편의 2 개의 이미지들,
도 19: 주사 전자 현미경으로 관찰된 바와 같은, 도 18의 시험편들의 이미지(사진 2)로서, EDX 분석을 받은 영역들이 표시됨,
표 4: 도 19의 시험편 지점들의 EDX 분석,
도 20: 제4 합금으로부터의 주조 시험편의 경화 다이어그램,
도 21: 상이한 경화 최대 값들에서 관찰된 바와 같은, 제4 합금으로부터의 구조 시각화를 위한 2 개의 구조 사진들, 및
도 22: 부식 시험을 수행한 후의 제4 합금으로부터의 시험편의 현미경 사진들.

실험 1:

하기 조성을 갖는 합금이 제1 시험 시리즈에서 시험편 피스들(specimen pieces)로 주조되었다:

도 1의 주조 시험편의 광학 현미경 이미지들은 γ-상 및 규화물들을 갖는 α-β-매트릭스 구조를 보여준다.

도 2의 주사 전자 현미경 이미지들은 최소 크기의 석출물들을 보여준다. 상기 석출물들은 약 10 ㎛로 측정된다.

도 2의 사진들 2 및 3에서의 주사 전자 현미경 이미지들은 EDX 분석을 거친다. EDX 분석이 기록된 영역들이 도 3에 표시되어 있고, 표 1에 제시되어 있다.

시험편은 특히 매크로 경도 및 마이크로 경도에 대한 경화 연구들을 받았다. 매크로 경도는 브리넬에 따라 측정되었고, 109 HB 2.5/62.5의 결과를 산출했다. 마이크로 경도는 비커스(Vickers)에 따라 확립되었다. 매트릭스에 대해 124 내지 136 HV 0.005의 비커스 경도가 결정되었다. 금속간 상들은 그 본질상 훨씬 더 경질이다. 제1 금속간 상은 499 HV 0.005의 비커스 경도를 갖고, 제2 금속간 상은 725 HV 0.005의 보다 큰 경도를 가졌다.

이러한 시험편은 전반적으로 매우 미세한 구조, 높은 강도와 경도를 보여준다. 이러한 시험편은 전반적으로 양호한 냉간-성형 특성들을 보여준다.

기준 샘플들과 함께, 시험편은 부식 시험을 거쳤다.

부식 시험을 위해, 샘플들은 차량 오일, 20%의 바이오에탄올 E85(85%의 에탄올) 및 황산의 혼합물에 절반이 침지되었다. pH는 2.6으로 조정되었다. 시험들은 60℃의 온도에서 수행되었다. 시험편은 이러한 혼합물에 2 일 동안 유지된 후에, 제거되어 광학 현미경으로 분석되었다.

도 4는 부식 시험을 받은 각 시험편 부분을 보여준다. 도 4의 광학 현미경 이미지들은 아주 사소하고 국부적인 부식성 공격들의 개별 예들만을 보여준다. 이것은 보다 깊게 놓인 재료가 부식으로부터 효과적으로 회피되고 있다는 것을 의미한다. 상부 층의 잔류물들이 표면 상에서 검출 가능하다. α-상뿐만 아니라 결정 입계들 및 β-상도 내식성이 있다는 것에 주목해야 한다.

도 5는 동일한 파라미터들(parameters)을 사용하여 제조된 후에 부식에 대해 시험된, 합금 CuZn37Mn3Al2PbSi로 이루어진 비교 시험편으로부터의 결과를 보여준다. 층들의 국부적인 형성이 (특히, 좌측 사진에서) 명확하게 식별 가능하다.

기준 시험편은 합금 CuZn36으로부터 동일한 파라미터들을 사용하여 제조된 후에, 부식에 대해 시험되었다(도 6 참조). 이러한 시험편은 부식 균열 및 피치 붕괴(Propfenentzickung)의 형성을 보여준다.

도 6의 하부 열에서의 우측 사진은 추가적으로 황산으로 처리되었다.

이러한 시험편의 전기 전도도는 8 MS/m이며, 기준 합금 CuZn37Mn3Al2PbSi의 전기 전도도에 대응한다. 전기 전도도는 약 15.5 MS/m의 전기 전도도를 갖는 다른 기준 시험편의 전기 전도도에 비해 상당히 감소된다.

실험 2:

하기 조성을 갖는 합금이 제2 시험 시리즈에서 시험편 피스들로 주조되었다:

도 7의 주조 시험편의 광학 현미경 이미지들은 규화물들이 매립된 β-α-매트릭스를 보여준다. 금속간 상들―여기서는 규화물들―의 비율은 약 3.7%이다.

도 8의 주사 전자 현미경 이미지들은 작은 크기의 석출물들을 보여준다. 규화물들은 8 내지 12 ㎛의 크기들을 갖는다. α-상은 도시된 주사 평면 방향으로 세장형이며, 약 100 내지 120 ㎛의 길이방향 연장의 결정립 크기들을 갖는다.

도 9는 도 8의 시편들의 영역들의 주사 전자 현미경 이미지(사진 1)를 보여준다. EDX 분석을 거친 영역들이 도 9에 표시되어 있고, 표 2에 제시되어 있다.

결과적으로, 망간은 주로 α-상 및 β-상에 결합되고; 주석은 β-상에 용해된다는 발견이 확립될 수 있다.

시험편은 특히 매크로 경도 및 마이크로 경도에 대한 경화 연구들을 받았다. 매크로 경도는 브리넬에 따라 측정되었고, 96 HB 2.5/62.5의 결과를 산출한다. 마이크로 경도는 비커스에 따라 확립되었다. 비커스 경도가 매트릭스에서 결정되었다: α-상에서 88 HV 0.005 및 β-상에서 125 HV 0.005. 금속간 상들은 그 본질상 훨씬 더 경질이다. 여기서는, 약 518 HV 0.005의 경도 값들이 확립되었다.

또한, 압출된 시험편은 특히 매크로 경도 및 마이크로 경도에 대한 경화 시험을 거쳤다. 매크로 경도는 브리넬에 따라 측정되었고, 86 내지 100 HB 2.5/62.5의 결과를 산출했다. 마이크로 경도는 비커스에 따라 확립되었다. 비커스 경도가 매트릭스에서 결정되었다: α-상에서 86 HV 0.005 및 β-상에서 122 HV 0.005. 금속간 상들은 그 본질상 훨씬 더 경질이다. 여기서는, 약 707 HV 0.005의 경도 값들이 확립되었다.

압출된 시험편은 그 강도 값들을 결정하기 위해 인장 시험을 받았다. 시험은 압출의 시점 및 종점에서의 시험편들에서 실행되었다. 이러한 방식으로, 프레스 온도의 함수로서 강도 값들에 관한 정보를 얻는 것이 가능하다. 전형적으로, 프레스 온도는 그러한 시험편 압출의 종점에서의 프레싱과 비교하여 프레싱 프로세스의 시점에서 다소 더 높다. 압출된 바아(extruded bar)의 시험된 시험편들은 이러한 강도 값들을 산출했다:

상기의 정보의 변동 범위들은 시험편들이 채취된 위치―프레스의 시점 및/또는 종점―의 차이들에 기초하고 있다. 이러한 실시예에서, 보다 높은 인장 값들은 압출 프레스의 종점에서 채취된 샘플들에 대해 확립되고, 보다 낮은 값들은 프레스의 시점에서 채취된 시험편들에 기초하여 결정된다. 파단 연신율에 대해서는, 이러한 관계가 역전된다. 여기에서, 보다 낮은 값은 압출 프레스의 종점에서 채취된 시험편들로부터 기인한다.

도 10은 이러한 합금으로부터 채취된 시험편들이 어닐링을 거쳤을 때의 경화 거동을 나타낸다. 시험편들은 속속들이 가열되도록 소정 온도로 가열된 후에, 그 온도로 유지되고, 공기 중에서 냉각되도록 허용되었다. 어닐링 온도 다이어그램은 경화 최대치가 약 730℃에서 도달된다는 것을 명확하게 보여준다.

이러한 시험편은 전반적으로 매우 미세한 구조, 높은 레벨의 강도 및 경도를 보여준다. 이러한 시험편은 양호한 냉간-성형 특성들을 갖는다.

기준 샘플들과 함께, 시험편은 부식 시험을 거쳤다. 부식 시험들은 실험 1에서 이전에 설명된 것과 동일한 방식으로 수행되었다. 실험 1에서 사용된 것들과 동일한 기준 샘플들이 여기에서 재사용되었다. 도 5 및 도 6과, 설명의 관련 부분들이 참조된다.

도 11은 부식 처리 후에 채취된 제2 합금으로부터의 시험편의 2 개의 광학 현미경 사진들을 보여준다. 상부 층의 형성이 관찰될 수 있다(좌측 사진 참조). 상부 층은 양호한 점착력을 나타내며, 국부적인 부식성 공격들의 단지 격리된 예들만을 갖는다. 이것은 아래에 있는 재료가 부식으로부터 효과적으로 회피되고 있다는 것을 의미한다. 이러한 시험편에서, α-상 이외에도, 결정 입계들 및 β-상도 또한 내식성을 갖는다.

이러한 시험편의 전기 전도도는 8.7 MS/m이며, 기준 합금 CuZn37Mn3Al2PbSi의 전기 전도도에 대응한다. 전기 전도도는 약 15.5 MS/m의 전기 전도도를 갖는 다른 기준 시험편의 전기 전도도에 비해 상당히 감소된다.

실험 3:

하기 조성을 갖는 합금이 제1 시험 시리즈에서 시험편 피스들로 주조되었다:

도 12의 주조 시험편의 광학 현미경 이미지들은 α-상 및 규화물들이 매립된 β-상으로 이루어진 구조를 보여준다. 규화물들은 도시된 단면 평면에서 세장형이고, 약 10 ㎛의 폭을 갖는다. α-상은 또한 약 60 내지 70 ㎛의 길이방향 연장을 갖는 세장형 결정립들을 포함한다.

이러한 합금은 열간-성형 프로세스들을 거쳐야 하는 합금 제품들을 제조하는데 특히 적합하다.

도 13의 주사 전자 현미경 이미지들은 구조 및 작은 크기의 석출물들을 보여준다.

도 13의 주사 전자 현미경 이미지들의 사진 2는 EDX 분석을 거쳤다. EDX 분석이 기록된 영역들이 도 14에 표시되어 있고, 표 1에 제시되어 있다.

결과적으로, 망간은 주로 α-상과 β-상에 결합되는 반면, 주석은 β-상에 용해된다는 발견이 확립될 수 있다.

또한, 압출된 시험편은 특히 매크로 경도 및 마이크로 경도에 대한 경화 시험을 거쳤다. 매크로 경도는 브리넬에 따라 측정되었고, 113 내지 122 HB 2.5/62.5의 결과를 산출했다. 마이크로 경도는 비커스에 따라 확립되었다. 비커스 경도가 매트릭스에서 결정되었다: α-상에서 82 HV 0.005 및 β-상에서 155 HV 0.005. 금속간 상들은 그 본질상 훨씬 더 경질이다. 여기서는, 약 980 HV 0.005의 경도 값들이 확립되었다.

압출된 시험편은 그 강도 값들을 결정하기 위해 인장 시험을 받았다. 시험은 압출의 시점 및 종점에서의 샘플들에서 실행되었다. 이러한 방식으로, 프레스 온도의 함수로서 강도 값들에 관한 정보를 얻는 것이 가능하다. 전형적으로, 프레스 온도는 그러한 시험편 압출의 종점 영역에서의 프레싱과 비교하여 프레싱 프로세스의 시점에서 다소 더 높다. 압출된 바아의 시험된 샘플들은 이러한 강도 값들을 초래했다:

상기의 정보의 변동 범위들은 시험편들이 채취된 위치―프레스의 시점 및/또는 종점―의 차이들에 기초하고 있다. 이러한 실시예에서, 보다 높은 인장 값들은 프레스의 종점에서 채취된 샘플들에 대해 확립되고, 보다 낮은 값들은 시점에서 채취된 샘플들에 기초하여 결정된다. 흥미롭게도, 이러한 실시예에서, 파단 연신율에 대한 보다 높은 값들은 또한 프레스 종점으로부터 기인한다. 이것은, 시험편들이 또한 보다 큰 강도를 가짐에도 불구하고 보다 높은 파단 연신율을 갖는다는 점에서 예상치 못한 것이다. 이들 시험편들은 실험 2에서의 시험편들과 같이 거동할 것으로 예상되었다.

도 15는 이러한 합금으로 제조된 시험편을 어닐링하는 동안의 경화 거동을 보여준다. 시험은 실험 2에서 설명된 것과 동일한 방식으로 실행되었다. 명백하게는, 경화 최대치는 약 470℃에서 도달된다. 추가적인 온도 상승에 따라, 연화가 발생하고, 이어서 약 620℃ 후에 경화가 새롭게 증가한다.

기준 샘플들과 함께, 시험편은 부식 시험을 거쳤다.

부식 시험을 위해, 샘플들은 차량 오일, 20%의 바이오에탄올 E85(85%의 에탄올) 및 황산으로 구성된 혼합물에 절반이 침지되었다. pH는 2.6으로 조정되었다. 시험들은 60℃의 온도에서 수행되었다. 시험편은 이러한 혼합물에 2 일 동안 유지된 후에, 제거되어 광학 현미경으로 분석되었다.

도 16은 부식 시험을 받은 시험편의 부분을 몇 개의 현미경 사진들로 보여준다. 도 16의 광학 현미경 이미지들은 아주 사소하고 국부적인 부식성 공격들만을 보여준다. 이것은 보다 깊게 놓인 재료가 부식으로부터 효과적으로 회피되고 있다는 것을 의미한다. 보다 깊게 놓인 영역들을 부식에 대해 보호하는 것이 상부 층의 형성이라는 것에 주목해야 한다. 상기 층은 그 두께의 관점에서 도면에 표시되어 있다. 도 16에서의 상부 층은 보다 양호한 명확화를 위해 절취선으로 그려져 있다. 실험들에 나타난 바와 같이, 이러한 상부 층은 양호한 점착 품질을 갖는다. α-상뿐만 아니라 결정 입계들 및 β-상도 내식성이 있다는 것에 주목해야 한다.

시험편은, 실험 1에서 이전에 설명된 바와 같이, 기준 샘플들과 함께 부식 시험을 거쳤다. 실험 1에서와 동일한 기준 시험편들이 사용되었다. 도 5 및 도 6과, 설명의 관련 부분들이 참조된다.

이러한 합금으로부터의 시험편의 전기 전도도는 10 MS/m이며, 따라서 비교 합금 CuZn37Mn3Al2PbSi와 동일한 크기 정도이다.

실험 4:

도 17에 나타낸 주조 시험편의 광학 현미경 이미지는 α-상 및 규화물들이 매립된 β-상으로 구성된 구조를 보여준다. 규화물들은 도시된 절단 평면에서 세장형 형태를 갖는다. 폭은 약 10 내지 20 ㎛이다.

이러한 합금은 열간 성형 프로세스들을 위해 구상된 합금 제품들의 제조에 특히 적합하다.

도 18의 주사 전자 현미경 이미지들은 식별 가능한 비교적 작은 크기의 석출물들을 보여준다.

도 19는 도 19의 시험편의 영역들의 주사 전자 현미경으로 관찰된 이미지(사진 2)를 보여준다. EDX 분석을 거친 영역들이 도 19에 표시되어 있고, 표 4에 제시되어 있다.

결과적으로, 망간은 주로 α-상 및 β-상 규화물들에 결합되는 반면, 주석은 β-상에 용해되는 것으로 밝혀졌다.

또한, 압출된 시험편은 특히 매크로 경도 및 마이크로 경도에 대한 경화 시험을 거쳤다. 매크로 경도는 브리넬에 따라 측정되었고, 121 내지 126 HB 2.5/62.5의 결과를 산출한다. 마이크로 경도는 비커스에 따라 확립되었다. 매트릭스에 있어서, 97 HV 0.005의 비커스 경도가 α-상에서 결정되고, 168 HV 0.005의 비커스 경도가 β-상에서 결정되었다. 금속간 상들은 그 본질상 훨씬 더 경질이다. 여기서는, 약 1070 HV 0.005의 경도 값들이 확립되었다.

압출된 시험편은 그 강도 값들을 결정하기 위해 인장 시험을 받았다. 시험은 프레스의 시점 및 종점에서의 샘플들에서 실행되었다. 이러한 방식으로, 프레스 온도의 함수로서 강도 값들에 관한 정보를 얻는 것이 가능하다. 전형적으로, 프레스 온도는 그러한 시험편 압출의 종점 영역에서의 프레싱과 비교하여 프레싱 프로세스의 시점에서 다소 더 높다. 압출된 바아의 시험된 샘플들은 이러한 강도 값들을 초래했다.

상기의 정보의 변동 범위들은 시험편이 채취된 위치―프레스의 시점 및/또는 종점―의 차이들에 기초하고 있다. 이러한 실시예에서, 보다 높은 인장 값들은 프레스의 종점에서 채취된 샘플들에 대해 확립되고, 보다 낮은 값들은 프레스의 시점에서 채취된 샘플들에 기초하여 결정된다. 흥미롭게도, 이러한 실시예에서, 파단 연신율에 대한 보다 높은 값들은 또한 프레스 종점에서의 시험편들로부터 기인한다. 이것은, 시험편들이 또한 보다 큰 강도를 가짐에도 불구하고 보다 높은 파단 연신율을 갖는다는 점에서 예상치 못한 것이다. 이들 샘플들은 실험 2에서의 샘플들과 같이 거동할 것으로 예상되었다.

도 20은 이러한 합금으로 제조된 시험편을 어닐링하는 동안의 경화 거동을 보여준다. 시험은 실험 2에서 이전에 설명한 것과 동일한 방식으로 실행된다. 제1 경화 최대치는 약 450℃ 내지 510℃에서 주어진다는 것이 명확하게 식별 가능하다. 연화 후에, 이러한 경화 최대치에 이어서, 약 670℃에서 추가 경화 최대치에 도달한다.

도 21은 경화 최대치에 도달할 때; 특히 520℃(좌측 사진)에서 그리고 제2 경화 최대치에 도달한 후에, 즉 770℃(우측 사진)에서의 구조 상태에 있어서의 실험 4로부터의 합금의 시험편의 구조 이미지의 병치를 보여준다. 상기 온도들에 도달한 후에, 이들 샘플들은 수중에서 급랭되어 어닐링 온도의 구조를 동결시켰다. 2 개의 구조 이미지의 병치는 보다 높은 경화 최대치를 갖는 구조(우측 사진)가 훨씬 더 미세한 결정립 크기를 갖고 있다는 것을 명확하게 보여준다. 그 이유는 경화 상들, 특히 규화물들의 매우 미세한 석출물들에 있다. 매우 미세한 결정립의 경질-상 석출물들로 인한 보다 큰 경도는 석출 경화라고도 지칭될 수 있다.

시험편은 기준 시험편들과 함께 부식 시험을 거쳤다. 부식 시험은 실험 1과 관련하여 이전에 설명된 바와 같이 구현되었다. 기준 시험편들은 실험 1에서 사용된 시험편들과 동일하다. 이러한 점에 관해서는, 도 5 및 도 6과, 설명의 관련 부분이 참조된다.

도 22는 광학 현미경으로 관찰된 바와 같은, 부식 처리 후의 제2 합금으로부터의 시험편의 2개의 사진들을 보여준다. 상부 층의 형성이 관찰될 수 있다. 이에 의해, 재료의 보다 깊게 놓인 층들은 부식으로부터 효과적으로 회피된다. 도 21의 좌측 사진에서, 상부 층은 절취선으로 그려져 있다. α-상 이외에도, 이러한 시험편에서도 또한, 결정 입계들 및 β-상도 내식성이 있다.

이러한 합금으로부터의 시험편의 전기 전도도는 10 MS/m이며, 따라서 비교 합금 CuZn37Mn3Al2PbSi의 전기 전도도와 동일한 크기 정도이다.

Claims

무연 고장력 황동 합금(lead-free high tensile brass alloy)으로서,
50 내지 65 중량%의 Cu;
0.4 내지 3 중량%의 Mn;
0.55 내지 3 중량%의 Sn;
최대 1 중량%의 Fe;
최대 1 중량%의 Ni;
최대 1 중량%의 Al;
최대 1.5 중량%의 Si을 가지며;
잔부는 Zn 및 불가피적 불순물들이며,
원소들 Mn 및 Sn의 합계는 적어도 1.3 중량% 및 많아도 6.0 중량%인,
무연 고장력 황동 합금.
제1 항에 있어서,
56 내지 62 중량%의 Cu;
1.5 내지 2.3 중량%의 Mn;
1.4 내지 2.2 중량%의 Sn;
0.1 내지 0.7 중량%의 Fe;
최대 0.3 중량%의 Ni;
최대 0.5 중량%의 Al 또는 최대 0.7 중량%의 Al;
0.25 내지 0.85 중량%의 Si을 가지며;
잔부는 Zn 및 불가피적 불순물들인,
무연 고장력 황동 합금.
제2 항에 있어서,
57 내지 61.5 중량%의 Cu;
1.7 내지 2.2 중량%의 Mn;
1.5 내지 2.1 중량%의 Sn;
0.1 내지 0.7 중량%의 Fe;
최대 0.3 중량%의 Ni;
최대 0.5 중량%의 Al 또는 최대 0.7 중량%의 Al;
0.3 내지 0.7 중량%의 Si을 가지며;
잔부는 Zn 및 불가피적 불순물들인,
무연 고장력 황동 합금.
제2 항 또는 제3 항에 있어서,
상기 원소들 Mn 및 Sn은 상기 합금에서 0.95 내지 1.15의 Mn 대 Sn의 비율로 참여하는,
무연 고장력 황동 합금.
제4 항에 있어서,
상기 Mn 함량은 상기 Sn 함량보다 8% 내지 15% 큰,
무연 고장력 황동 합금.
제2 항에 있어서,
57 내지 61.5 중량%의 Cu;
1.7 내지 2.2 중량%의 Mn;
0.6 내지 1.2 중량%의 Sn;
0.1 내지 0.7 중량%의 Fe;
최대 0.3 중량%의 Ni;
최대 0.5 중량%의 Al 또는 최대 0.7 중량%의 Al;
0.3 내지 0.7 중량%의 Si을 가지며;
잔부는 Zn 및 불가피적 불순물들인,
무연 고장력 황동 합금.
제6 항에 있어서,
상기 원소들 Mn 및 Sn은 상기 합금에서 1.65 내지 1.9의 Mn 대 Sn의 비율로 참여하는,
무연 고장력 황동 합금.
제7 항에 있어서,
상기 Mn 함량은 상기 Sn 함량보다 60% 내지 85% 큰,
무연 고장력 황동 합금.
제2 항 내지 제8 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 Fe 함량은 0.3 내지 0.5 중량%인,
무연 고장력 황동 합금.
제2 항 내지 제5 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 Sn 함량은 1.9 내지 2.1 중량%인,
무연 고장력 황동 합금.
제6 항에 있어서,
상기 Sn 함량은 0.9 내지 1.1 중량%인,
무연 고장력 황동 합금.
제2 항 내지 제11 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 Sn 함량은 1.9 내지 2.1 중량%인,
무연 고장력 황동 합금.
제1 항에 있어서,
52 내지 59 중량%의 Cu;
1.5 내지 2.7 중량%의 Mn;
0.55 내지 2.5 중량%의 Sn;
0.1 내지 1 중량%의 Fe;
최대 0.2 중량%의 Ni;
최대 0.3 중량%의 Al;
최대 0.15 내지 1 중량%의 Si을 가지며;
잔부는 Zn 및 불가피적 불순물들인,
무연 고장력 황동 합금.
제13 항에 있어서,
53 내지 59 중량%의 Cu;
1.6 내지 2.5 중량%의 Mn;
0.55 내지 1.4 중량%의 Sn;
0.1 내지 1 중량%의 Fe;
최대 0.2 중량%의 Ni;
최대 0.3 중량%의 Al;
0.15 내지 1 중량%의 Si을 가지며;
잔부는 Zn 및 불가피적 불순물들인,
무연 고장력 황동 합금.
제14 항에 있어서,
상기 원소들 Mn 및 Sn은 상기 합금에서 1.65 내지 1.9의 Mn 대 Sn의 비율로 참여하는,
무연 고장력 황동 합금.
제13 항에 있어서,
53 내지 59 중량%의 Cu;
1.6 내지 2.5 중량%의 Mn;
1.2 내지 2.2 중량%의 Sn;
0.1 내지 1 중량%의 Fe;
최대 0.2 중량%의 Ni;
최대 0.3 중량%의 Al;
0.15 내지 1 중량%의 Si을 가지며;
잔부는 Zn 및 불가피적 불순물들인,
무연 고장력 황동 합금.
제13 항에 있어서,
상기 원소들 Mn 및 Sn은 상기 합금에서 1.0 내지 1.25의 Mn 대 Sn의 비율로 참여하는,
무연 고장력 황동 합금.
제14 항에 있어서,
상기 Sn 함량은 0.6 내지 1.3 중량%인,
무연 고장력 황동 합금.
제16 항에 있어서,
상기 Sn 함량은 1.3 내지 2.1 중량%인,
무연 고장력 황동 합금.
제14 항에 따른 고장력 황동 합금으로 제조된 고장력 황동 합금 제품으로서,
압출된 고장력 황동 합금 제품은 인장 강도 값들 Rp0.2가 240 내지 250 N/㎟이고 Rm이 530 내지 550 N/㎟일 뿐만 아니라, 파단 연신율이 20% 내지 30%이며, 보다 높은 최대 인장 값들을 갖는 이들 고장력 황동 합금 제품들은 동시에 보다 큰 파단 연신율 값을 갖는,
고장력 황동 합금 제품.
제16 항에 따른 고장력 황동 합금 제품으로서,
압출된 고장력 황동 합금 제품은 인장 강도 값들 Rp0.2가 260 내지 270 N/㎟이고 Rm이 520 내지 550 N/㎟일 뿐만 아니라, 파단 연신율이 15% 내지 25%이며, 보다 높은 최대 인장 값들을 갖는 이들 고장력 황동 합금 제품들은 동시에 보다 큰 파단 연신율 값을 갖는,
고장력 황동 합금 제품.
제1 항 내지 제19 항 중 어느 한 항에 따른 고장력 황동 합금 제품으로서,
전기 전도도는 12 MS/m 미만인,
고장력 황동 합금 제품.
제1 항 내지 제19 항 중 어느 한 항에 따른 고장력 황동 합금 제품으로서,
이러한 합금 제품은 바람직하게는 오일 환경에서 베어링(bearing)과 함께 사용하기 위한 베어링 부품(bearing part)인,
고장력 황동 합금 제품.
제23 항에 있어서,
상기 베어링 부품은 터보 과급기(turbocharger)용 부품인,
고장력 황동 합금 제품.