铝青铜合金、制造方法和由铝青铜制成的产品与流程

本发明涉及铝青铜合金以及用于制造铝青铜合金的方法。本发明还涉及由此类铝青铜制成的产品。
背景技术：
：众多要求施加于用于摩擦应用的合金，例如用于涡轮增压器的活塞套筒或轴向轴承的那些。合适的合金必须具有低摩擦系数，以便使起因于摩擦的功率损耗降到最低，并且减少摩擦接触区域中的热生成。另外，必须考虑到对于通常应用，摩擦配偶体存在于润滑环境中，其中，原则上需要润滑剂在合金上的良好粘附能力。此外，在摩擦负荷下与润滑剂接触期间，应形成稳定的摩擦层，所述摩擦层正如合金的下层基体那样必须具有高的热稳定性和良好的热传导性。此外，宽范围的油耐受性是必要的，使得合金和摩擦层对润滑剂的变化在很大程度上不敏感。另一个目的是提供高机械负荷能力的合金，该合金具有足够高的0.2％-屈服强度，以便使负荷时的塑性变形保持较低。此外，必须存在高拉伸强度和硬度，以便使合金经得住研磨和粘附负荷。此外，动态负荷能力应足够高，以确保针对撞击应力的韧性。此外，尽可能高的断裂韧性延迟了源自微缺陷的裂纹扩展速率；其中，就缺陷生长而言，需要优选不含固有应力的合金。在许多情况下，适合于在摩擦负荷下的零件的合金是特种黄铜，除作为主要组分的铜和锌之外，所述特种黄铜与元素镍、铁、锰、铝、硅、钛或铬中的至少一种形成合金。在此，硅黄铜特别符合上述要求，其中，CuZn31Si1代表用于摩擦应用例如活塞套筒的标准合金。此外，已知使用锡青铜用于摩擦应用以及采矿应用，所述锡青铜除锡和铜之外还另外含有镍、锌、铁和锰。用于处于摩擦负荷下的零件的另一个感兴趣的合金类别是铝青铜，其除铜和铝之外还可含有选自镍、铁、锰、铝、硅、锡和锌的合金添加剂。对于处于摩擦负荷下的更快速移动的部件，当使用铝青铜时，由于轻量元素铝而实现重量减少的另外优点。就由黄铜或红色黄铜(Rotguss)制成的作为处于摩擦负荷下的部件的零件而言，由先前已知的铝青铜制成的零件仅适合于相对缓慢移动的摩擦部件。具有氧化铝覆盖层的铜-铝合金用作制造滑动轴承的轴承材料的应用由DE10159949C1已知。所引用的文件公开了0.01至20％的铝份额，以及最高达总共最多20％的来自铁、钴、锰、镍、硅和锡的更多任选元素以及任选最高达45％的锌的使用。用于硅青铜的另外大范围的合金组合物在US6,699,337B2、JP04221033A、DE2239467A和JP10298678A中描述。技术实现要素：从上文概述的现有技术出发，本发明的目的是提供铝青铜合金和由铝青铜合金制成的产品，它们的特征在于改善的机械特性以及尤其在于能够良好地使材料参数适应存在的静态和动态负荷。进一步目的在于提供高耐蚀性、良好的油耐受性和高热稳定性、以及足够的热传导性和同时低的重量。另外，本发明提供了用于制备铝青铜合金的方法和由铝青铜合金制成的产品。上述目的通过一种铝青铜合金来实现，该铝青铜合金含有：7.0-10.0重量％Al；3.0-6.0重量％Fe；3.0-5.0重量％Zn；3.0-5.0重量％Ni；0.5-1.5重量％Sn；≤0.2重量％Si；≤0.1重量％Pb；和剩余部分的Cu。当铝青铜合金具有下述组成时，可实现所需特性中的进一步改善：7.0-9.0重量％，特别是7.0-7.8重量％Al；4.0-5.0重量％Fe；3.8-4.8重量％Zn；3.8-4.1重量％Ni；0.8-1.3重量％Sn；≤0.2重量％Si；≤0.1重量％Pb；和剩余部分的Cu。对于这些实施方式中描述的所有合金组合物，每种元素均可含有0.05重量％的不可避免的杂质；杂质的总量不应超过1.5重量％。然而，杂质优选保持尽可能低，并且对于每种元素不超过0.02重量％的份额，总量不超过0.8重量％。对于特别有利的实施方式，基于铝青铜合金中的重量份额，铝与锌的比例设置在1.4-3.0的范围内，且特别优选在1.5和2.0之间。合金的铅含量优选小于0.05重量％。合金因此不含铅，除不可避免的杂质之外。合金同样不含锰，除不可避免的杂质之外。该合金具有下述特别性能的事实也是令人惊讶的，因为先前已知的用低锌含量形成合金的铜合金一般含有锰作为强制性合金元素，以便实现所需强度特性。以所需份额的合金元素铝、镍、锡和锌的组合对于请求保护的合金是重要的。其中这些元素的总和不小于15重量％且不大于17.5重量％的实施例是特别优选的。在合金熔体经历后续热成形随后在750℃下冷却后，根据本发明的铝青铜合金的组合物导致具有显著α相的合金基体。这种状态在下文被称为挤压状态。铝青铜合金的化学组成优选以这样的方式设置，使得在挤压状态中，β相的份额小于1体积％的合金基体。该合金在α-β双相空间中几乎直接地由熔体凝固。在热成形、优选间接挤压期间，这对于α相导致动态再结晶，随后是能够产生精细合金结构的静态再结晶。对于β相部分，在热成形期间再结晶过程经由动态复原进行，随后为静态再结晶。另外，出现含有铝化铁和/或铝化镍的KII和/或KIV相。处于挤压状态中的结构不仅通过铝含量的选择实现，还通过另外的形成合金的元素进行测定。对于铁，假定晶粒细化效应。在达到挤压状态之前，锡对于β相具有稳定效应，所述挤压状态具有基本上由α相决定的结构，接近α-β混合相的边界区。在此，所选择的铝与锌的比例已证明与挤压状态以及通过后续冷成形和热处理步骤所得到的机械特性的可调节性有关。与用于处于摩擦负荷下的零件的类型CuAl10Ni5Fe4常规合金相比较，在请求保护的合金中，已证明有利的是，对于冷却后在再结晶阈值以上的热处理的相同温度控制，该合金具有低得多的β相份额。因此，由此类合金制成的产品比由上文提及的先前已知的合金制成的产品对腐蚀的抵抗力多得多。特别对于这样的应用，相对高的锌含量还具有积极效应，因为这允许更大的滑动速度。测试已显示当一种或多种强制性元素的含量在请求保护的窄范围以下或超出请求保护的窄范围时，请求保护的铝青铜合金不再具有特殊性能。根据这些测试，具有非常显著的α相和从数量上看仅次要存在的β相(如果存在的话)的指定的特殊合金基体，令人惊讶地仅在请求保护的范围内产生。还已显示从挤压状态出发，关于根据本发明由铝青铜合金制成的产品的高的冷作硬化是可能的，这导致0.2％屈服强度RP0.2和拉伸强度Rm的显著增加。由于冷成形期间这种广泛凝固，关于塑性变形的合金储备减少。对于根据本发明的合金，伴随的断裂伸长率减少可通过在300℃至大约500℃的温度范围内的最终退火而增加，其中温度设置在固熔退火温度以下。在最终退火期间，不发生0.2％屈服强度或拉伸强度的减少，反而，与预期相反，强度进一步增加。对于热处理步骤(在达到挤压状态后，以这样的方式进行所述热处理步骤，使得所使用的温度在再结晶阈值以下且在α相的溶解度范围内)，不存在挤压状态的基体的相组成变化。然而，对于在该温度范围内的热处理，仍存在机械参数的令人惊讶的宽范围可调节性，使得形成根据本发明由铝青铜合金制成的高承载且可适应的产品，其具有在650-1000MPa范围内的0.2屈服强度RP0.2、在850-1050MPa范围内的拉伸强度Rm、以及在2-8％范围内且优选在4-7％范围内的断裂伸长率A5。在热成形和冷成形以及后续退火后，优选产生合金最终状态，其另外具有在85-95％范围内的屈服点比SV以及250-300HB2.5/62.5的布氏硬度。当与广泛范围的润滑剂接触时，根据本发明由铝青铜合金制成的产品在摩擦负荷下形成稳定的摩擦层，除氧化铝之外，锌与润滑剂组分相结合地嵌入所述摩擦层，并且确保足够的自润滑能力的锡扩散入所述摩擦层。因此，锡以请求保护的范围包含在合金的结构中，以便以足够数量以溶解形式存在于基体中，并且因此确保指定的自润滑能力。另外，已显示锡是有效扩散屏障，其阻碍其他元素扩散离开合金。此外，存在以含有铝化铁和/或铝化镍的金属间KII和/或KIV相形式的硬质相沉积物，它们代表在更易延展的基体中的摩擦层的高承载支点。铝化物优选在合金的α基体的晶粒边界处形成，其中，α基体的平均晶粒大小在合金最终状态中为≤50μm。由于合金成型，金属间KII和/或KIV相采取平均长度≤10μm和平均体积≤1.5μm2的纵长形状；在热成形期间，由于间接挤压，发生延伸方向上的取向，其几乎不受后续冷成形影响。另外，观察到铝化物的另外沉积，其导致在后续退火后，在合金最终状态中具有圆形形状和低的平均大小≤0.2μm的金属间相。α基体的晶粒大小优选≤20μm，特别是在5-10μm的范围内。根据本发明的方法基于上文提及的根据本发明的合金组合物，并且在合金组分熔融后使用热成形过程，优选间接挤压。根据一个有利实施例，后续冷成形作为冷拔进行，具有在5-30％范围内的变形程度。导致挤压状态的合金组合物是特别优选的，在冷却后，所述挤压状态允许直接冷成形而无需进一步的热处理。因此，铝青铜合金的产品的合金最终状态和特别优选挤压状态已然就具有α基体，伴随1体积％的最大β相份额。如果挤压状态中的β相份额更高，则可替代地，可在热成形和冷成形之间进行在450-550℃的软性退火。在冷成形步骤后的最终退火的温度这样加以选择，使得合金温度控制在固熔退火温度以下在300℃至大约500℃的范围内。然而，其中该热处理步骤仅进行直到最高400℃的温度的实施例是优选的。这导致在650-1000MPa范围内的0.2％屈服强度、在850-1050MPa范围内的拉伸强度Rm、以及在2-8％范围内且优选在4-7％范围内的断裂伸长率A5，而无需使用温度控制的冷却。最终退火主要影响断裂伸长率A5，使得该参数能够选择性地且宽范围地设置。0.2％屈服强度和拉伸强度Rm是从限定的挤压状态出发、特别通过选择冷拔期间的变形率加以选择的。由于由所述合金制成的半成品或部件的特别良好的冷作硬化性能，与常规合金相比较，屈服强度可改善至少1.5倍。根据本发明的合金适合于随着时间推移恒定的摩擦负荷，并且由于其特殊性能，还特别适合于制造这样的部件，随着时间推移可变的摩擦负荷作用于该部件，例如用于活塞杆的轴承的轴承衬套、滑块或处于高摩擦负荷下的蜗轮。由合金制成的部件的另一种可能用途是用于涡轮增压器的轴向轴承。随着时间推移可变的摩擦负荷还可导致不足够的润滑，其中，合金中的锡含量确保遭受此类负荷的部件还满足这方面的要求。最后，请求保护的合金适合于各种类型的磨损零件，例如齿轮或蜗轮。该合金还适合于形成以摩擦涂层形式的摩擦衬片用于摩擦对的摩擦配偶体。附图说明本发明在下文基于参考附图的一个优选实施例加以说明，所述附图显示下述：图1：显示了具有3000x放大率的根据本发明的铝青铜合金的扫描电子显微照片，图2：显示了具有6000x放大率的根据本发明的铝青铜合金的扫描电子显微照片，和图3：显示了具有9000x放大率的根据本发明的铝青铜合金的扫描电子显微照片。具体实施方式对于本发明的一个实施例，使合金组合物熔融并且借助于立式连铸在1170℃的铸造温度和60mm/分钟的铸造速度下在900℃压制温度下热成形。所讨论的合金具有下述组成：CuZnPbSnFeMnNiAl剩余部分4.640.011.014.080.033.907.30在挤压状态下冷却后存在的测试合金借助于扫描电子显微照片和能量色散分析(EDX)进行表征，其中，在冷却后，存在显示于图1和2中的材料状态。图1和2中描述的显微照片(具有在3000x和6000x放大率下的二次电子对比度)显示了α相以及以KII和KIV相形式的硬质相沉积物，所述α相形成合金基体，所述硬质相沉积物由铝化铁和铝化镍组成，并且主要在晶粒边界处沉积。此外，图3中以9000x放大率显示的显微照片显示了另外存在平均大小≤0.2μm的硬质相沉积物。对于α相，EDX测量平均获得84.2重量％Cu、5.0重量％Zn、4.4重量％Fe、3.4重量％Ni、2.8重量％Al和0.1重量％Si的化学组成。对于研究的KII相，在挤压状态中，发现15.2重量％Cu、2.4重量％Zn、67.6重量％Fe、9.4重量％Ni、4.7重量％Al和0.7重量％Si的平均组成。另外，金属间相的份额测定为7体积％，而挤压状态中的β相份额小于1体积％。在下文描述的冷成形和热处理步骤后产生的材料状态的测量未显示相组成中的变化。对于调节机械性能，从基本上由铝青铜合金的化学组成决定的挤压状态出发，在550℃下进行软性退火，随后进行以拉伸成型形式的冷成形。在此，经软性退火的中间产品在50℃下的皂洗浴中为冷拔做准备。选择8–25％的不同的横截面变小(QM)作为用于拉伸成型的工艺参数。在最终处理步骤中，所形成的铝青铜产品的最终退火在380℃下进行5小时；表1概括了关于0.2％屈服强度RP0.2、拉伸强度Rm、断裂伸长率A5、布氏强度HB以及屈服点比的平均机械性能：为进一步的系列测量，用于调节铝青铜产品的合金最终状态的最终退火在软性退火或固熔退火温度以下进行。针对这些实验，优选选择在300-400℃的最终退火温度，其中，与先前冷成形的牵引程度(Abziehgrade)的变化结合，可在很宽范围内调节最终合金状态的机械性能，而无需使用用于温度控制冷却的昂贵措施。根据本发明的说明书以及还借助具体示例性实施例明确可知，在现有技术中的公开内容的背景下，不能预料到在参与形成合金的元素的窄范围中本发明的特别积极的性能。因此本发明人惊讶地发现，通过调节请求保护的间隔中的合金参数，与先前已知的合金的已知数据相比较得到改善。鉴于该合金令人惊讶的强的可加工性，这还适用于调节所需强度性能。当前第1页1 2 3