本發明涉及鋁青銅合金以及用于制造鋁青銅合金的方法。本發明還涉及由此類鋁青銅制成的產品。
背景技術：
：眾多要求施加于用于摩擦應用的合金，例如用于渦輪增壓器的活塞套筒或軸向軸承的那些。合適的合金必須具有低摩擦系數，以便使起因于摩擦的功率損耗降到最低，并且減少摩擦接觸區域中的熱生成。另外，必須考慮到對于通常應用，摩擦配偶體存在于潤滑環境中，其中，原則上需要潤滑劑在合金上的良好粘附能力。此外，在摩擦負荷下與潤滑劑接觸期間，應形成穩定的摩擦層，所述摩擦層正如合金的下層基體那樣必須具有高的熱穩定性和良好的熱傳導性。此外，寬范圍的油耐受性是必要的，使得合金和摩擦層對潤滑劑的變化在很大程度上不敏感。另一個目的是提供高機械負荷能力的合金，該合金具有足夠高的0.2％-屈服強度，以便使負荷時的塑性變形保持較低。此外，必須存在高拉伸強度和硬度，以便使合金經得住研磨和粘附負荷。此外，動態負荷能力應足夠高，以確保針對撞擊應力的韌性。此外，盡可能高的斷裂韌性延遲了源自微缺陷的裂紋擴展速率；其中，就缺陷生長而言，需要優選不含固有應力的合金。在許多情況下，適合于在摩擦負荷下的零件的合金是特種黃銅，除作為主要組分的銅和鋅之外，所述特種黃銅與元素鎳、鐵、錳、鋁、硅、鈦或鉻中的至少一種形成合金。在此，硅黃銅特別符合上述要求，其中，CuZn31Si1代表用于摩擦應用例如活塞套筒的標準合金。此外，已知使用錫青銅用于摩擦應用以及采礦應用，所述錫青銅除錫和銅之外還另外含有鎳、鋅、鐵和錳。用于處于摩擦負荷下的零件的另一個感興趣的合金類別是鋁青銅，其除銅和鋁之外還可含有選自鎳、鐵、錳、鋁、硅、錫和鋅的合金添加劑。對于處于摩擦負荷下的更快速移動的部件，當使用鋁青銅時，由于輕量元素鋁而實現重量減少的另外優點。就由黃銅或紅色黃銅(Rotguss)制成的作為處于摩擦負荷下的部件的零件而言，由先前已知的鋁青銅制成的零件僅適合于相對緩慢移動的摩擦部件。具有氧化鋁覆蓋層的銅-鋁合金用作制造滑動軸承的軸承材料的應用由DE10159949C1已知。所引用的文件公開了0.01至20％的鋁份額，以及最高達總共最多20％的來自鐵、鈷、錳、鎳、硅和錫的更多任選元素以及任選最高達45％的鋅的使用。用于硅青銅的另外大范圍的合金組合物在US6,699,337B2、JP04221033A、DE2239467A和JP10298678A中描述。技術實現要素：從上文概述的現有技術出發，本發明的目的是提供鋁青銅合金和由鋁青銅合金制成的產品，它們的特征在于改善的機械特性以及尤其在于能夠良好地使材料參數適應存在的靜態和動態負荷。進一步目的在于提供高耐蝕性、良好的油耐受性和高熱穩定性、以及足夠的熱傳導性和同時低的重量。另外，本發明提供了用于制備鋁青銅合金的方法和由鋁青銅合金制成的產品。上述目的通過一種鋁青銅合金來實現，該鋁青銅合金含有：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。當鋁青銅合金具有下述組成時，可實現所需特性中的進一步改善：7.0-9.0重量％，特別是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。對于這些實施方式中描述的所有合金組合物，每種元素均可含有0.05重量％的不可避免的雜質；雜質的總量不應超過1.5重量％。然而，雜質優選保持盡可能低，并且對于每種元素不超過0.02重量％的份額，總量不超過0.8重量％。對于特別有利的實施方式，基于鋁青銅合金中的重量份額，鋁與鋅的比例設置在1.4-3.0的范圍內，且特別優選在1.5和2.0之間。合金的鉛含量優選小于0.05重量％。合金因此不含鉛，除不可避免的雜質之外。合金同樣不含錳，除不可避免的雜質之外。該合金具有下述特別性能的事實也是令人驚訝的，因為先前已知的用低鋅含量形成合金的銅合金一般含有錳作為強制性合金元素，以便實現所需強度特性。以所需份額的合金元素鋁、鎳、錫和鋅的組合對于請求保護的合金是重要的。其中這些元素的總和不小于15重量％且不大于17.5重量％的實施例是特別優選的。在合金熔體經歷后續熱成形隨后在750℃下冷卻后，根據本發明的鋁青銅合金的組合物導致具有顯著α相的合金基體。這種狀態在下文被稱為擠壓狀態。鋁青銅合金的化學組成優選以這樣的方式設置，使得在擠壓狀態中，β相的份額小于1體積％的合金基體。該合金在α-β雙相空間中幾乎直接地由熔體凝固。在熱成形、優選間接擠壓期間，這對于α相導致動態再結晶，隨后是能夠產生精細合金結構的靜態再結晶。對于β相部分，在熱成形期間再結晶過程經由動態復原進行，隨后為靜態再結晶。另外，出現含有鋁化鐵和/或鋁化鎳的KII和/或KIV相。處于擠壓狀態中的結構不僅通過鋁含量的選擇實現，還通過另外的形成合金的元素進行測定。對于鐵，假定晶粒細化效應。在達到擠壓狀態之前，錫對于β相具有穩定效應，所述擠壓狀態具有基本上由α相決定的結構，接近α-β混合相的邊界區。在此，所選擇的鋁與鋅的比例已證明與擠壓狀態以及通過后續冷成形和熱處理步驟所得到的機械特性的可調節性有關。與用于處于摩擦負荷下的零件的類型CuAl10Ni5Fe4常規合金相比較，在請求保護的合金中，已證明有利的是，對于冷卻后在再結晶閾值以上的熱處理的相同溫度控制，該合金具有低得多的β相份額。因此，由此類合金制成的產品比由上文提及的先前已知的合金制成的產品對腐蝕的抵抗力多得多。特別對于這樣的應用，相對高的鋅含量還具有積極效應，因為這允許更大的滑動速度。測試已顯示當一種或多種強制性元素的含量在請求保護的窄范圍以下或超出請求保護的窄范圍時，請求保護的鋁青銅合金不再具有特殊性能。根據這些測試，具有非常顯著的α相和從數量上看僅次要存在的β相(如果存在的話)的指定的特殊合金基體，令人驚訝地僅在請求保護的范圍內產生。還已顯示從擠壓狀態出發，關于根據本發明由鋁青銅合金制成的產品的高的冷作硬化是可能的，這導致0.2％屈服強度RP0.2和拉伸強度Rm的顯著增加。由于冷成形期間這種廣泛凝固，關于塑性變形的合金儲備減少。對于根據本發明的合金，伴隨的斷裂伸長率減少可通過在300℃至大約500℃的溫度范圍內的最終退火而增加，其中溫度設置在固熔退火溫度以下。在最終退火期間，不發生0.2％屈服強度或拉伸強度的減少，反而，與預期相反，強度進一步增加。對于熱處理步驟(在達到擠壓狀態后，以這樣的方式進行所述熱處理步驟，使得所使用的溫度在再結晶閾值以下且在α相的溶解度范圍內)，不存在擠壓狀態的基體的相組成變化。然而，對于在該溫度范圍內的熱處理，仍存在機械參數的令人驚訝的寬范圍可調節性，使得形成根據本發明由鋁青銅合金制成的高承載且可適應的產品，其具有在650-1000MPa范圍內的0.2屈服強度RP0.2、在850-1050MPa范圍內的拉伸強度Rm、以及在2-8％范圍內且優選在4-7％范圍內的斷裂伸長率A5。在熱成形和冷成形以及后續退火后，優選產生合金最終狀態，其另外具有在85-95％范圍內的屈服點比SV以及250-300HB2.5/62.5的布氏硬度。當與廣泛范圍的潤滑劑接觸時，根據本發明由鋁青銅合金制成的產品在摩擦負荷下形成穩定的摩擦層，除氧化鋁之外，鋅與潤滑劑組分相結合地嵌入所述摩擦層，并且確保足夠的自潤滑能力的錫擴散入所述摩擦層。因此，錫以請求保護的范圍包含在合金的結構中，以便以足夠數量以溶解形式存在于基體中，并且因此確保指定的自潤滑能力。另外，已顯示錫是有效擴散屏障，其阻礙其他元素擴散離開合金。此外，存在以含有鋁化鐵和/或鋁化鎳的金屬間KII和/或KIV相形式的硬質相沉積物，它們代表在更易延展的基體中的摩擦層的高承載支點。鋁化物優選在合金的α基體的晶粒邊界處形成，其中，α基體的平均晶粒大小在合金最終狀態中為≤50μm。由于合金成型，金屬間KII和/或KIV相采取平均長度≤10μm和平均體積≤1.5μm2的縱長形狀；在熱成形期間，由于間接擠壓，發生延伸方向上的取向，其幾乎不受后續冷成形影響。另外，觀察到鋁化物的另外沉積，其導致在后續退火后，在合金最終狀態中具有圓形形狀和低的平均大小≤0.2μm的金屬間相。α基體的晶粒大小優選≤20μm，特別是在5-10μm的范圍內。根據本發明的方法基于上文提及的根據本發明的合金組合物，并且在合金組分熔融后使用熱成形過程，優選間接擠壓。根據一個有利實施例，后續冷成形作為冷拔進行，具有在5-30％范圍內的變形程度。導致擠壓狀態的合金組合物是特別優選的，在冷卻后，所述擠壓狀態允許直接冷成形而無需進一步的熱處理。因此，鋁青銅合金的產品的合金最終狀態和特別優選擠壓狀態已然就具有α基體，伴隨1體積％的最大β相份額。如果擠壓狀態中的β相份額更高，則可替代地，可在熱成形和冷成形之間進行在450-550℃的軟性退火。在冷成形步驟后的最終退火的溫度這樣加以選擇，使得合金溫度控制在固熔退火溫度以下在300℃至大約500℃的范圍內。然而，其中該熱處理步驟僅進行直到最高400℃的溫度的實施例是優選的。這導致在650-1000MPa范圍內的0.2％屈服強度、在850-1050MPa范圍內的拉伸強度Rm、以及在2-8％范圍內且優選在4-7％范圍內的斷裂伸長率A5，而無需使用溫度控制的冷卻。最終退火主要影響斷裂伸長率A5，使得該參數能夠選擇性地且寬范圍地設置。0.2％屈服強度和拉伸強度Rm是從限定的擠壓狀態出發、特別通過選擇冷拔期間的變形率加以選擇的。由于由所述合金制成的半成品或部件的特別良好的冷作硬化性能，與常規合金相比較，屈服強度可改善至少1.5倍。根據本發明的合金適合于隨著時間推移恒定的摩擦負荷，并且由于其特殊性能，還特別適合于制造這樣的部件，隨著時間推移可變的摩擦負荷作用于該部件，例如用于活塞桿的軸承的軸承襯套、滑塊或處于高摩擦負荷下的蝸輪。由合金制成的部件的另一種可能用途是用于渦輪增壓器的軸向軸承。隨著時間推移可變的摩擦負荷還可導致不足夠的潤滑，其中，合金中的錫含量確保遭受此類負荷的部件還滿足這方面的要求。最后，請求保護的合金適合于各種類型的磨損零件，例如齒輪或蝸輪。該合金還適合于形成以摩擦涂層形式的摩擦襯片用于摩擦對的摩擦配偶體。附圖說明本發明在下文基于參考附圖的一個優選實施例加以說明，所述附圖顯示下述：圖1：顯示了具有3000x放大率的根據本發明的鋁青銅合金的掃描電子顯微照片，圖2：顯示了具有6000x放大率的根據本發明的鋁青銅合金的掃描電子顯微照片，和圖3：顯示了具有9000x放大率的根據本發明的鋁青銅合金的掃描電子顯微照片。具體實施方式對于本發明的一個實施例，使合金組合物熔融并且借助于立式連鑄在1170℃的鑄造溫度和60mm/分鐘的鑄造速度下在900℃壓制溫度下熱成形。所討論的合金具有下述組成：CuZnPbSnFeMnNiAl剩余部分4.640.011.014.080.033.907.30在擠壓狀態下冷卻后存在的測試合金借助于掃描電子顯微照片和能量色散分析(EDX)進行表征，其中，在冷卻后，存在顯示于圖1和2中的材料狀態。圖1和2中描述的顯微照片(具有在3000x和6000x放大率下的二次電子對比度)顯示了α相以及以KII和KIV相形式的硬質相沉積物，所述α相形成合金基體，所述硬質相沉積物由鋁化鐵和鋁化鎳組成，并且主要在晶粒邊界處沉積。此外，圖3中以9000x放大率顯示的顯微照片顯示了另外存在平均大小≤0.2μm的硬質相沉積物。對于α相，EDX測量平均獲得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的化學組成。對于研究的KII相，在擠壓狀態中，發現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的平均組成。另外，金屬間相的份額測定為7體積％，而擠壓狀態中的β相份額小于1體積％。在下文描述的冷成形和熱處理步驟后產生的材料狀態的測量未顯示相組成中的變化。對于調節機械性能，從基本上由鋁青銅合金的化學組成決定的擠壓狀態出發，在550℃下進行軟性退火，隨后進行以拉伸成型形式的冷成形。在此，經軟性退火的中間產品在50℃下的皂洗浴中為冷拔做準備。選擇8–25％的不同的橫截面變小(QM)作為用于拉伸成型的工藝參數。在最終處理步驟中，所形成的鋁青銅產品的最終退火在380℃下進行5小時；表1概括了關于0.2％屈服強度RP0.2、拉伸強度Rm、斷裂伸長率A5、布氏強度HB以及屈服點比的平均機械性能：為進一步的系列測量，用于調節鋁青銅產品的合金最終狀態的最終退火在軟性退火或固熔退火溫度以下進行。針對這些實驗，優選選擇在300-400℃的最終退火溫度，其中，與先前冷成形的牽引程度(Abziehgrade)的變化結合，可在很寬范圍內調節最終合金狀態的機械性能，而無需使用用于溫度控制冷卻的昂貴措施。根據本發明的說明書以及還借助具體示例性實施例明確可知，在現有技術中的公開內容的背景下，不能預料到在參與形成合金的元素的窄范圍中本發明的特別積極的性能。因此本發明人驚訝地發現，通過調節請求保護的間隔中的合金參數，與先前已知的合金的已知數據相比較得到改善。鑒于該合金令人驚訝的強的可加工性，這還適用于調節所需強度性能。當前第1頁1 2 3