(57)【要約】  本発明は、（重量％を単位として）Ｎｉ    １．０ないし１５．０％、Ｓｎ    ２．０ないし１２．０％、Ｍｎ    ０．１ないし５．０％、Ｓｉ    ０．１ないし３．０％、残りはＣｕと不可避の不純物、選択的に０．５％以下のＰ、選択的にそれぞれ１．５％以下のＴｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｆｅ，Ｚｎ，Ｓｂまたはこれらの組み合わせ、選択的にそれぞれ０．５％以下のＢ，Ｚｒ，Ｓまたはこれらの組み合わせ、選択的に５％以下のＰｂから成り、１．８／１ないし７／１の範囲の元素質量比［ｗ（Ｍｎ）＋ｗ（Ｎｉ）］／ｗ（Ｓｉ）を有するＭｎ−Ｎｉ珪化物相を含んでいる多成分系銅合金に関する。
2009535500.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
多成分系銅合金において、（重量％を単位として）
Ｎｉ    １．０ないし１５．０％、
Ｓｎ    ２．０ないし１２．０％、
Ｍｎ    ０．１ないし５．０％、
Ｓｉ    ０．１ないし３．０％、
残りはＣｕと不可避の不純物、
選択的に０．５％以下のＰ、
選択的にそれぞれ１．５％以下のＴｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｆｅ，Ｚｎ，Ｓｂまたはこれらの組み合わせ、
選択的にそれぞれ０．５％以下のＢ，Ｚｒ，Ｓまたはこれらの組み合わせ、
選択的に５％以下のＰｂ、
から成り、
１．８／１ないし７／１の範囲の元素質量比［ｗ（Ｍｎ）＋ｗ（Ｎｉ）］／ｗ（Ｓｉ）を有するＭｎ−Ｎｉ珪化物相を含んでいる、
多成分系銅合金。
【請求項２】
元素質量比が［ｗ（Ｎｉ）−ｗ（Ｍｎ）−ｗ（Ｓｎ）］＞０の関係を満たすことを特徴とする、請求項１に記載の多成分系銅合金。
【請求項３】
元素質量比がｗ（Ｍｎ）＞ｗ（Ｓｎ）の関係を満たすことを特徴とする、請求項１または２に記載の多成分系銅合金。
【請求項４】
破断伸びＡ５の値が４００℃の温度で１０％よりも大きいことを特徴とする、請求項１、２または３に記載の多成分系銅合金。
【請求項５】
Ｍｎ−Ｎｉ珪化物相のクリスタリットの大きさが０．１ないし１００μｍであることを特徴とする、請求項１から４までのいずれか一つに記載の多成分系銅合金。
【請求項６】
０．０１ないし０．０６重量％のＰを含み、マトリックス内に、細かく分布したＮｉ・燐化物相が形成されていることを特徴とする、請求項１から５までのいずれか一つに記載の多成分系銅合金。
【請求項７】
細かく分布したＮｉ・燐化物相の平均粒径が１００ｎｍ以下であることを特徴とする、請求項６に記載の多成分系銅合金。
【請求項８】
０．１ないし２．５％のＭｎと、０．１ないし１．５％のＳｉとを含んでいることを特徴とする、請求項１から７までのいずれか一つに記載の多成分系銅合金。
【請求項９】
０．１ないし１．６％のＭｎと、０．１ないし０．７％のＳｉとを含んでいることを特徴とする、請求項８に記載の多成分系銅合金。
【請求項１０】
多成分系銅合金に少なくとも１回の温度処理を３００ないし５００℃で施したことを特徴とする、請求項１から９までのいずれか一つに記載の多成分系銅合金。
【請求項１１】
多成分系銅合金に少なくとも１回の温度処理を６００ないし８００℃で施したことを特徴とする、請求項１から９までのいずれか一つに記載の多成分系銅合金。
【請求項１２】
多成分系銅合金に、６００ないし８００℃での少なくとも１回の溶体化処理と、３００ないし５００℃での少なくとも１回のエージング処理とを組み合わせて施したことを特徴とする、請求項１から９までのいずれか一つに記載の多成分系銅合金。
【請求項１３】
上記請求項１から１２までのいずれか一つに記載の多成分系銅合金を滑り要素またはプラグコネクタに使用する使用方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、多成分系銅合金およびその使用方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来より、銅・ニッケル・錫をベースとした鍛錬用合金は知られている。たとえば、米国特許第１５３５５４２号明細書には、耐腐食性、延性、成形性に関して材料特性を改善する目的でこの種の合金が記載されている。
【０００３】
米国特許第１８１６５０９号明細書からも、銅・ニッケル・錫合金およびこの種の合金を後処理するための方法が知られている。この方法は、合金を鋳造した後に、冷間成形プロセスと、特殊な材料特性を調製するために合金を均質化しエージングする温度処理とを含んでいる。温度処理により連続的な析出物と不連続な析出物とが生成され、他のγ−相が形成される。
【０００４】
独国特許第４１２１９９４Ｃ２号明細書からは他の方法が知られており、この方法によれば、銅・ニッケル・錫合金を鍛錬用合金として滑り要素に使用するため、該銅・ニッケル・錫合金に通常の鋳造および成形のステップが施されるが、最後の冷間成形の後で、熱処理によりγ−相が連続的な析出物および不連続な析出物として形成される。形成されるγ−相の容積分率は温度処理時に選定されるプロセス制御に依存している。
【０００５】
さらに、材料特性を常に改良するため、銅・ニッケル・錫合金系において数多くの研究がなされてきた（米国特許第４１４２９１８号明細書、米国特許第４４０６７１２号明細書、国際公開第２００５／１０８６３１Ａ１号パンフレット）。しかしながら、実際には、公知のプロセス技術を用いると、たとえば耐磨耗性と耐熱性のような幾多の特性上の組み合わせを同時に最適化できないことが判明した。１つの材料特性を改善させると、特定の適用分野にとって同等に重要な他の特性の負担になるからである。
【特許文献１】米国特許第１５３５５４２号公報
【特許文献２】米国特許第１８１６５０９号公報
【特許文献３】独国特許第４１２１９９４Ｃ２号公報
【特許文献４】米国特許第４４０６７１２号公報
【特許文献５】国際公開第２００５／１０８６３１Ａ１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
それ故、本発明の課題は、高い機械的耐磨耗性と高い耐熱性の双方が生成されるように多成分系銅合金を改良することである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明は、多成分系銅合金に関しては請求項１の構成を特徴とし、使用方法に関しては請求項１３の構成を特徴とする。他の従属項は本発明の有利な構成に関わる。
【０００８】
本発明によれば、多成分系銅合金は、（重量％を単位として）
Ｎｉ    １．０ないし１５．０％、
Ｓｎ    ２．０ないし１２．０％、
Ｍｎ    ０．１ないし５．０％、
Ｓｉ    ０．１ないし３．０％、
残りはＣｕと不可避の不純物、
選択的に０．５％以下のＰ、
選択的にそれぞれ１．５％以下のＴｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ａｌ，Ｆｅ，Ｚｎ，Ｓｂまたはこれらの組み合わせ、
選択的にそれぞれ０．５％以下のＢ，Ｚｒ，Ｓまたはこれらの組み合わせ、
選択的に５％以下のＰｂ、
から成り、
１．８／１ないし７／１の範囲の元素質量比［ｗ（Ｍｎ）＋ｗ（Ｎｉ）］／ｗ（Ｓｉ）を有するＭｎ−Ｎｉ珪化物相を含んでいる。
【０００９】
この場合、本発明は、非常に優れた耐摩耗性と、特に熱負荷環境で滑り要素として使用する場合の優れた耐熱性とを同時に示す多成分系銅合金を提供するという観点から出発している。珪素またはマンガンの含有量が上記最大値の３重量％または５重量％を越えると、合金は脆くなり、よって後加工する場合に不具合が予想され、特に圧延の際に帯材の縁に亀裂が生じるために不具合が予想される。Ｔｉ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｆｅといった元素を添加するのは、他の珪化物相を形成させるためである。ＳｂとＡｌは滑り特性または耐腐食性を改善する目的で添加することができる。Ｂ，Ｚｒ，Ｓといった他の元素は溶融物を脱酸させるためのものであり、或いは、細粒化に寄与する。燐も同様に脱酸に用いるが、マトリックスの硬度の向上に大いに寄与する燐化物も形成させる。鉛は鋳造合金の製造に関連したものであるが、鍛錬用合金においてはむしろ含まれず、或いは、含まれていても非常にわずかである。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によるＭｎ−Ｎｉ珪化物相は［ｗ（Ｍｎ）＋ｗ（Ｎｉ）］／ｗ（Ｓｉ）の元素質量比を１．８／１ないし７／１の範囲で含んでいるが、このＭｎ−Ｎｉ珪化物相は特に滑り要素に適用する場合に摺接面積を増大させるために用いる。この金属間化合物相は混合珪化物である。Ｍｎ−Ｎｉ珪化物相を含んでいる本発明による合金は、特にマンガン成分がわずかに高い場合に、粒状組織の細粒度を増大させ、原理的には破断伸びＡ５を増大させるので有利である。
【００１１】
本発明によるＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ鍛錬用合金はスピノダル分解系であり、エンジン工学において軸受材の中実材料として適しており、特に複合滑り要素に適している。この材料は摩擦特性および耐磨耗性と耐腐食性とに優れている。熱的安定性にも優れている。
【００１２】
この材料においては、Ｎｉ含有量が１ないし１５重量％で、Ｓｎ含有量が２ないし１２重量％であるので、６０％以下の冷間歪度を得ることができる。軟焼き鈍しと組み合わせると、材料複合に適した薄い帯材を生産することができる。また、この合金は３００と５００℃の間の温度範囲でエージングさせることができる。これによりスピノダル分解が進行するので材料は硬くなる。これに加えて、連続的な析出物または不連続の析出物が形成される。この時効硬化の形態は銅をベースにした二元合金よりも明らかに優れている。
【００１３】
銅をベースにした二元合金および従来のＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金に比べて、本発明によって得られる利点は、特に、圧延、均質化焼き鈍し、エージングにより材料特性をその都度の需要に最適に適合させることができることにある。たとえば、比較的軟質の多成分系銅合金層でも比較的硬質の多成分系銅合金層でも、複合滑り要素において機械的熱的処理を施すことによって比較的硬質の材料、たとえば鋼と組み合わせることができる。
【００１４】
有利には、元素質量比は［ｗ（Ｎｉ）−ｗ（Ｍｎ）−ｗ（Ｓｎ）］＞０の関係を満たすことができる。換言すれば、ニッケル含有量は錫含有量とマンガン含有量とをあわせたものよりも大きい。というのは、ニッケルは、珪化物を形成させるためにもスピノダル分解のためにも、理想的には錫と同じ成分量で含まれていなければならないからである。これにより、滑り軸受に適用する場合に摺接面積を増大させ且つプラグコネクタにおいても磨耗を減少させる金属間化合物相が形成される。これに並行して、温度処理によるマトリックスに関し、スピノダル分解によって硬度を増大させることができる。
【００１５】
有利な構成では、元素質量比はｗ（Ｍｎ）＞ｗ（Ｓｎ）の関係を満たすことができる。マンガン含有量が珪素含有量よりも大きければ、珪化物の形成に十分なマンガンが使用される。マンガン成分を珪素成分以上に増大させると、マトリックス内には更なる細粒化が確認される。
【００１６】
有利には、破断伸びＡ５の値は４００℃の温度で１０％よりも大きい。したがって、本発明による合金には延性がある。これはまず第１に細粒化によるものである。約４００℃以下の室温の温度範囲では、破断伸びは１８−２０％のほぼ一定のレベルにある。これに対し、珪化物成分を含んでいない比較しうる合金には際立った脆性がある。この種の合金の場合、同じ条件の下では８ないし１５％の破断伸びが生じるが、ほぼ３００℃以下の温度ではわずか４％の値まで落ち込む。このような作用は、長期間保管された鋼または温度処理された鋼におけるひずみ時効に相当するものである。これに比較しうる脆性作用は青銅においても知られている。
【００１７】
有利な構成では、Ｍｎ−Ｎｉ珪化物相のクリスタリットの大きさは０．１ないし１００μｍである。部分的には、長尺の粒子がマトリックス内に存在していてもよい。この種の粒径は特にフリクションペアリングに関し滑り軸受への適用の場合に有利である。
【００１８】
有利には、合金は０．０１ないし０．０６重量％のＰを含んでいることができる。この場合、マトリックス内には、Ｎｉ・燐化物相が細かく分布して形成されている。このＮｉ・燐化物相はマトリックスに対し硬度を増大させるように作用する。１００ｐｐｍの成分だけでも硬度を著しく増大させることができる。有利には、細かく分布したＮｉ・燐化物相の平均粒径は１００ｎｍ以下である。
【００１９】
本発明の特に有利な構成では、多成分系銅合金は０．１ないし２．５重量％のＭｎと、０．１ないし１．５重量％のＳｉとを含んでいることができる。Ｓｉ含有量が１．５重量％以下で、Ｍｎ含有量が２．５重量％以下の変成Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎを製造すると、材料特性を改善できることが判明した。他の実験室試験もすでに行なわれており、その制限値が確認されている。
【００２０】
これは、硬い金属間化合物相を形成させることによってＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金の耐摩耗性をさらに改善させようとする目的を追求するものである。このようの他の硬質材料相はマンガン・ニッケル・珪化物である。すでにＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎは室温での滑り特性、耐腐食性、耐応力緩和性に関し非常に優れた特性を示す。硬質相を形成させることにより、混合摩擦領域での接着傾向も減少し、より高温での耐熱性および延性がさらに向上する。
【００２１】
Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ系のスピノダル分解性合金との関連で、耐摩耗性に寄与する複数の構成成分を組み合わせることにより、一方では、磨耗による負荷開始時の収縮挙動を抑えることができ、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｍｎ−Ｓｉから成るこの種の材料は耐熱性とともに十分な延性をも示す。
【００２２】
有利には、多成分系銅合金は、０．１ないし１．６重量％のＭｎと、０．１ないし０．７重量％のＳｉを含むことができる。特に、０．７重量％以下のＳｉと、１．６重量％以下のＭｎが含まれていると、製造技術的な観点からも実際に支障なく製造できることが確認された。珪素とマンガンの含有量がこれよりも大きければ、鋳造パラメータによって、通常の予防処置の範囲内で対応的な適合化を行なう必要がある。
【００２３】
有利には、多成分系銅合金に少なくとも１回の温度処理を３００ないし５００℃で行なうことができる。この場合、スピノダル分解が進行することにより材料は硬くなる。
【００２４】
本発明の有利な構成では、多成分系銅合金に少なくとも１回の温度処理を６００ないし８００℃で行なうことができる。この範囲での温度処理により均質化が行なわれ、材料はより延性を帯びるようになる。
【００２５】
本発明の特に有利な構成では、多成分系銅合金に、６００ないし８００℃での少なくとも１回の溶体化処理と、３００ないし５００℃での少なくとも１回のエージング処理とを組み合わせて施すことができる。この場合、スピノダル分解が進行することにより材料は硬くなる。この範囲での温度処理により均質化が行なわれ、材料はより軟性を帯びるようになる。エージングまたは圧延の際に材料を均質化焼き鈍しして硬化させることにより、多成分系銅合金の材料特性をその都度の需要に最適に適合させることができる。
【００２６】
他の有利な構成では、多成分系合金は滑り要素またはプラグコネクタに使用することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２７】
次に、本発明のいくつかの実施形態を、以下の実施例および図１に示した走査電子顕微鏡写真を用いて詳細に説明する。
【実施例】
【００２８】
一連の実験においては、Ｍｎ−Ｓｎ比が異なる複数のインゴットを鋳造し、冷間で後処理した。試験した合金の例は表１にまとめられている。これらのインゴットを７００ないし８００℃の温度範囲で均質化し、次にフライス加工した。複数回の冷間成形段階および中間焼き鈍しにより、厚さが２．５と２．８５ｍｍの間の帯材を作製した。この帯材を冷間圧延し、７００ないし８００℃の温度範囲で焼き鈍しして、十分な冷間塑性が得られるようにした。
【００２９】
【表１】
2009535500.tif 000003
【００３０】
予測どおり、珪化物で変成させたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金の冷間塑性は、珪化物を一切含んでいないＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金の場合よりもいくぶん小さいことが確認された。
【００３１】
この種の帯材を次の方法ステップで圧延クラッド法により一体化して、硬い複合材料を形成させてもよい。珪化物で変成させたＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金は、珪化物を含んでいない実施例に比べると摩擦係数も著しく小さい。したがって、本発明による合金は特に自動車のエンジン、伝動装置、液圧系の各分野において滑り要素（ブシュ、スラストワッシャー等）として使用するための素材として適している。
【００３２】
図１は多成分系銅合金の表面の走査電子顕微鏡写真である。合金マトリックス１に埋設されているマンガン・ニッケル珪化物２が比較的細かく分布していることが明瞭に見て取れる。この珪化物はすでに１１００℃前後の温度範囲で初期析出物として溶融物内に形成される。溶融物の組成をより好適に選定すれば、珪化物に対し過剰に存在しているニッケル成分とともに使用可能な珪素およびマンガンが析出する。その際に珪化物内で消費されるニッケル成分は、あとで、溶融物内のニッケル成分をより高くすることによってマトリックスを形成させるために考慮することができる。
【００３３】
なお、珪化物の組成は必ずしも所定の化学量論に対応している必要はない。プロセス制御によっては、特に冷却率が原因して、二元境界相Ｍｎ５Ｓｉ３とＮｉ２Ｓｉの間の範囲にあるような三元金属間化合物相が（Ｍｎ，Ｎｉ）ｘＳｉタイプの珪化物の形態で析出する。
【００３４】
珪化物を含んだ多成分銅合金の帯材の機械的性質は、圧延したままの状態で、５６０ＭＰａの引張り強度Ｒｍと、破断伸びＡ５が２５％の、４８０ＭＰａの降伏点とを有する。硬度ＨＢはほぼ１７６であった。
【００３５】
帯材をエージングしたあと、７１５Ｍｐａの引張り強度Ｒｍと、破断伸びＡ５が１７％の、６３０ＭＰａの降伏点Ｒｐ０，２とが検出された。硬度ＨＢはほぼ２３５であった。
【００３６】
図２は、珪化物相を形成させた本発明による多成分系銅合金（曲線Ｄ，Ｅ）と、珪化物相を含んでいない従来の多成分系銅合金（曲線Ａ，Ｂ，Ｃ）との、破断伸びＡ５の測定値を示すグラフである。室温で破断伸び値が異なっているのは、３００ないし５００℃の範囲でのエージング温度が異なるためである。ほぼ２５０℃以上の温度では、珪化物相が形成されていないすべての試料において、破断伸びＡ５の値は１０％以下に低下している。本発明による合金の場合だけ、この値は室温から４００℃までの全温度範囲にわたって１０％よりもかなり大きい。しかも本例の場合１５％以上である。したがって本発明による合金は、マンガンと珪素とを含んでいない従来公知の比較しうる合金よりも延性がはるかに大きい。
【図面の簡単な説明】
【００３７】
【図１】多成分系銅合金の表面の走査電子顕微鏡写真である。
【図２】珪化物相を形成させた本発明による多成分系銅合金（曲線Ｄ，Ｅ）と、珪化物相を含んでいない従来の多成分系銅合金（曲線Ａ，Ｂ，Ｃ）との、破断伸びＡ５の測定値を示すグラフである。
【符号の説明】
【００３８】
１    合金マトリックス
２    マンガン・ニッケル珪化物
【図１】
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【図２】
2009535500.tif 000005
【国際調査報告】
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2009535500.tif 000009
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