DE2751577A1

DE2751577A1 - Verfahren zur herstellung faellungsgehaerteter kupferlegierungen und deren verwendung fuer kontaktfedern

Info

Publication number: DE2751577A1
Application number: DE19772751577
Authority: DE
Inventors: Ronald N Caron; Stanley Shapiro
Original assignee: Olin Corp
Current assignee: Olin Corp
Priority date: 1976-11-19
Filing date: 1977-11-18
Publication date: 1978-05-24
Also published as: FR2371521A2; CA1093437A; GB1569466A; SE7712631L; AU518261B2; FR2371521B2; JPS5366820A; AU3064177A; IT1112097B

Description

"Verfahren zur Herstellung fällungsgehärteter Kupferlegierungen und deren Verwendung für Kontaktfedern"

Zusatz zu Patent .... (Patentanmeldung P 27 04 765.0)

Kupferlegierungen sollen sich bei niedrigen Herstellungskosten warm und kalt bearbeiten lassen und neben hoher mechanischer Festigkeit ein günstiges Verhältnis von Festigkeit zu Duktilität sowie ausgezeichnete Verformungseigenschaften aufweisen. Ausserdem sollen sich Kupferlegierungen mit den vorstehenden Eigenschaften leicht verarbeiten und wirtschaftlich in technischem Masstab herstellen lassen.

Kupferlegierungen mit den genannten Eigenschaften genügen z.B. den strengen Anforderungen für elektrische Kontaktfedern, wobei hohe Festigkeit in Verbindung mit gutem Biegeverhalten ebenso gefordert wird wie Beständigkeit gegen die Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften bei massig erhöhten Temperaturen, die gewöhnlich als Spannungsrelaxationsbeständigkeit bezeichnet wird.

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Handelsübliche Kupferlegierungen besitzen gewöhnlich eine oder mehrere dieser Eigenschaften nicht in ausreichendem Masse. So weist z.B. die Kupferlegierung 510 (eine Phosphorbronze mit einem Zinngehalt von 3,5 bis 5,8 % und einem Phosphorgehalt von 0,03 bis 0,35 %) gute Festigkeiten, jedoch nur unbefriedigendes Biegeverhalten auf. Die Kupferlegierung 725 (eine Cu-Ni-Legierung mit einem Nickelgehalt von 8,5 bis 10,5 % und einem Zinngehalt von 1,8 bis 2,8 %) ist zwar im Hinblick auf das Biegeverhalten, die Lötbarkeit und den Kontaktwiderstand zufriedenstellend, besitzt jedoch nur ungenügende Festigkeiten.

Eine Gruppe von Legierungen , die diesen Anforderungen genügen, sind Kupferlegierungen, bei denen die Eigenschaftskombinationen auf einem Netzwerk von kontinuierlichen zusammenhängenden Fällungsteilchen in einer an löslichen Bestandteilen verarmten Kupfermatrix beruhen, z.B. Cu-Ti-Systerne mit einem Ti-Gehalt von 0,5 bis 4,7 Gewichtsprozent, Cu-Be-Legierungen mit einem Be-Gehalt von 0,2 bis 2,7 Gewichtsprozent und die verschiedenen kohärenten Fällungsreaktionen, die durch Zugabe von dritten und vierten Legierungselementen in den verschiedenen Cu-Ni-Systemen induziert werden können. Ein Beispiel für die letztgenannten Cu-Ni-Legierungen ist eine Cu-Ni-Al-Legierung mit einem Ni-Gehalt von 5 bis 30 Gewichtsprozent und einem Al-Gehalt von 0,5 bis 5 Gewichtsprozent, wobei sich innerhalb dieser Bereiche Ni..Al in der Legierungsmatrix bildet. Ein weiteres Beispiel für diese spezielle Legierungsgruppe ist das Cu-Ni-Si-System mit einem Ni-Gehalt von 0,5 bis 15 Gewichtsprozent und einem Si-Gehalt von 0,5 bis 3 Gewichtsprozent, wobei sich vermutlich eine Ni^Si-Phase analog zur Ni^Al-Phase in der Legierungsmatrix bildet. Ein drittes Beispiel für das Cu-Ni-Legierungssystem ist eine Cu-Ni-Sn-Legierung, die 3 bis 30 Gewichtsprozent Ni und 2 bis 15 Gewichtsprozent Sn enthält, wobei sich eine mit Ni-Sn angereicherte feste Fällung spinodal und daher kontinuierlich und kohärent in der Kupfermatrix der Legierung bildet.

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Kupferlegierungen mit einem Gehalt an Nickel und Aluminium sind z.B. aus den US-PSen 2 101 087, 2 101 626 und 3 399 bekannt. Diese Patente betreffen jedoch nicht spinodale, fällungsgehärtete Kupferlegierungen mit einer fein dispergierten Fällung von Ni-Al-Teilchen.

Thermodynamische Überlegungen und Phasengleichgewichts-Beziehungen bestimmen, ob eine Zersetzung innerhalb einer Legierungsmatrix spinodal verlaufen kann. Die spinodale Zersetzung ist definiert als eine diffusions-kontrollierte homogene Phasentrennung, die in einer festen Lösung stattfindet, deren Zusammensetzung und Temperatur innerhalb der kohärenten Spinodale einer Mischungslücke im Zweiphasenbereich der Legierung liegt. Um die Definition der spinodalen Zersetzung zu vervollständigen, muss daher zusätzlich die kohärente Spinodale einer Mischungslücke definiert werden.

In einem Phasendiagramm für ein binäres System, bei dem zwei feste Lösungen von ähnlicher kristallografischer Struktur im Gleichgewicht vorliegen, tritt eine Mischungslücke im Festbereich auf, wenn die Legierung in den Zweiphasenbereich abgekühlt wird, so dass sie sich in zwei Phasen auftrennt. Verbunden mit der Gleichgewichts-Mischungslücke ist die kohärente Solvus- oder kohärente Mischungslücke, unterhalb der sich die beiden Phasen kohärent in die beiden Phasen auftrennen können. Dies 1st analog zu der Situation in beliebigen Zweiphasenbereichen, in denen eine kohärente Solvuskurve einem Gleichgewichtssolvus zugeordnet ist. Unterhalb dieser kohärenten Solvuskurve bildet sich die Fällung oder die zweite Phase des Legierungssystems kohärent in der Matrix aus. Die zweite Phase bildet sich in Übereinstimmung mit dem Kristallgefüge der Matrix mit nur geringer Verzerrung an der Fällungs-Matrix-Grenzfläche. Verbunden mit dieser kohärenten

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Solvuskurve ist die Spinodalkurve, unterhalb der die Reaktion unter Bildung von kohärenten Fällungsteilchen durch spinodale Zersetzung stattfindet.

Gegenstand des Hauptpatentes ... (Patentanmeldung P 27 04 765.0) ist ein Verfahren zur Herstellung spinodaler, fällungsgehärteter Kupferlegierungen mit einem Gehalt an Nickel und Aluminium, das dadurch gekennzeichnet ist, dass man eine Legierung, die 10 bis 30 % Ni und 1 bis 5 % Al, Rest Cu und übliche Verunreinigungen, enthält, mit einer Endtemperatur von über 400⁰C warm-bearbeitet, 10 Sek. bis 24 Stunden bei 650 bis 1100⁰C lösungsglüht und dann auf Raumtemperatur abkühlt.

Aufgabe der Erfindung ist es, warm und kalt bearbeitbare Kupferlegierungen mit hoher mechanischer Festigkeit und einem günstigen Verhältnis von Festigkeit zu Duktilität bereitzustellen, die darüberhinaus ausgezeichnete Verformungseigenschaften im fällungsgehärteten Zustand und Beständigkeit gegen die Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften bei massig erhöhten Temperaturen, z.B. Spannungsrelaxationsbeständigkeit, aufweisen und sich leicht und wirtschaftlich in technischem Masstab herstellen lassen. Zur Lösung dieser Aufgabe eignet sich das in den Patentansprüchen bezeichnete Verfahren.

Die erfindungsgemässe Bearbeitung der Legierung umfasst eine kritische Kontrolle der Abkühlung der Kupferlegierungen, um eine spinodale Zersetzung zu bewirken. Diese kritische Abkühlung wird angewandt, nachdem die Legierung einer thermischen Lösungsbehandlung unterworfen wurde. Die bei der Lösungstemperatur behandelte Legierung wird hierzu mit einer Geschwindigkeit von weniger als 650⁰C pro Minute, vorzugsweise etwa 0,5 bis 650⁰C pro Minute, abkühlt.

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Im Verfahren der Erfindung können beliebige Kupferlegierungen eingesetzt werden, die bei der Zersetzung ein Netzwerk von kontinuierlichen kohärenten Fällungsteilchen in einer an löslichen Bestandteilen verarmten Kupfermatrix ergeben. Derartige Legierungen sind z.B. Cu-Ti-Legierungen mit einem Ti-Gehalt von 0,5 bis 4,7 Gewichsprozent, Cu-Be-Legierungen mit einem Be-Gehalt von 0,2 bis 2,7 Gewichtsprozent und verschiedene Cu-Ni-Legierungen, in denen durch Zusatz von dritten und vierten Legxerungselementen kohärente Fällungsreaktionen induziert werden können. Derartige Cu-Ni-Legierungen sind z.B. Cu-Ni-Al-Legierungen, die 5 bis 30 Gewichtsprozent Ni und 0,5 bis 5 Gewichtsprozent Al enthalten. Innerhalb dieser Prozentbereiche neigen die Legierungselemente dazu, in der Gesamtlegierung Ni₃Al-Verbindungen zu bilden. Ein weiteres Cu-Ni-System ist eine Cu-Ni-Si-Legierung, die 0,5 bis 15 Gewichtsprozent Ni und 0,5 bis 3 Gewichtsprozent Si enthält und in der Legierungsmatrix eine der Ni-Al-Phase analoge Ni^Si-Phase ausbildet. Ein weiteres Beispiel für Cu-Ni-Systeme ist eine Cu-Ni-Sn-Legierung, die 3 bis 30 Gewichtsprozent Ni und 2 bis 15 Gewichtsprozent Sn enthält, wobei sich in der Kupfermatrix der Legierung spinodal und daher kontinuierlich und kohärent eine Fällung aus einer an Ni-Sn angereicherten festen Lösung ausbildet.

Die verschiedenen mit Kupfer kombinierten Legierungselemente ermöglichen den Fällungshärtungsmechanismus durch spinodale Zersetzung der erfindungsgemäss verwendeten Legierungssysteme aus lösungsbehandelten und abgekühlten oder lösungsbehandelten, abgekühlten und kalt bearbeiteten Legierungsmatrizes. Die kritische Abkühlstufe des erfindungsgemässen Verfahrens ist ein Hauptfaktor zur Regelung der Morphologie der Fällung. Durch Kontrolle der Morphologie der fein-dispergierten Fällung kann wiederum das Verhältnis von Festigkeit zu Duktilität der erfindungsgemäss verwendeten Legierungssysteme geregelt werden.

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Die erfindungsgemäss verwendeten Legierungen können zur Erzielung bestimmten Eigenschaftskombinationen bei der erfindungsgemässen Bearbeitung noch weitere Legierungsbestandteile enthalten. Beispielsweise können die Legierungen insgesamt bis zu 20 Gewichtsprozent eines oder mehrerer der folgenden Materialien enthalten:Zirkonium, Hafnium, Beryllium, Vanadium, Niob, Tantal, Chrom, Molybdän, Wolfram, Zink, Eisen und/oder Zinn. Zink, Eisen und Zinn können jeweils in Mengen von 0,01 bis 10 Gewichtsprozent zur zusätzlichen Lösungsverfestigung, Bearbeitungshärtung und Fällungshärtung verwendet werden, da sie sich gleichmässig oder überwiegend auf die Hauptlegierungs-Fällung und die Alpha-Kupfermatrix verteilen. Sie härten dabei die Matrix und die Fällung, indem sie die Gitterparameter von Matrix und Fällung in dem Sinne beeinflussen, dass die Grenzflächen-Kohärenzspannungen zunehmen und die Fällungshärtung verstärkt wird. Eisen wird ausserdem im allgemeinen dazu verwandt, das Kornwachstum in der Legierung zu begrenzen.

Zirkonium, Hafnium und Beryllium können in Mengen von jeweils 0,01 bis 5 % verwendet werden. Diese Materialien verursachen eine zweite Fällung in der Legierungsmatrix, indem sie Zwischenphasen mit Kupfer und/oder Nickel ausbilden. Vanadium, Niob, Tantal, Chrom, Molybdän und Wolfram können ebenfalls in Mengen von jeweils 0,01 bis 5 % verwendet werden. Diese Komponenten haben den Vorteil, dass sie eine zweite Fällung in elementarer Form in der Legierungsmatrix ausbilden. Zirkonium, Hafnium, Beryllium, Vanadium, Niob, Tantal, Chrom und Molybdän oder Wolfram bzw. Gemische dieser Metalle können daher in den erfindungsgemässen Legierungen verwendet werden, um eine zusätzliche Teilchenhärtung zu bewirken, wobei die Legierungsmatrix diese Materialien enthaltende Teilchen als zweite Fällung enthält, oder um verbesserte Bearbeitungseigenschaften zu

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erzielen, z.B. über eine Beeinflussung der Korngrösse. Ferner beeinflussen selbst geringe Mengen jedes der genannten Elemente die Reaktionskinetik, Morphologie und Härte bei der Fällungsbearbeitung.

Zusätzlich zu den genannten Beispielen können insgesamt bis zu 5 % eines oder mehrerer der folgenden Materialien in einer Menge von jeweils 0,001 bis 3 % vorhanden sein: Blei, Arsen, Antimon, Bor, Phosphor, Mangan, Silicium, Lanthanidenmetalle, wie Mischmetall oder Cer, Magnesium und/oder Lithium. Diese Materialien eignen sich zur Verbesserung der mechanischen und Verarbeitungseigenschaften sowie der Korrosionsbeständigkeit. Die Legierungsschmelze kann mit den üblicherweise zur Desoxidation oder Entschwefelung von Kupfer verwendeten Zusätzen desoxidiert werden, z.B. mit Mangan, Lithium, Silicium, Bor, Magnesium oder Mischmetall. Zur Desoxidation der Schmelze können ferner die vorstehend als Lösungs-, Fällungs- oder Dispersionszusätze genannten Elemente in geringen Mengen verwendet werden, z.B. Zirkonium, Hafnium, Chrom, Molybdän und überschüssiges Aluminium.

Zusätze von Arsen und Antimon können zur Erhöhung der Korrosionsbeständigkeit verwendet werden. Ausserdem ergeben Blei, Schwefel und/oder Tellur enthaltende Zusätze eine Verbesserung der Verarbeitbarkeit der Legierungen, falls sie nicht bereits selbst leicht warm-bearbeitbar sind.

Die Legierungen der Erfindung können auf beliebige Weise gegossen werden, z.B. durch Hart- oder Stranggiessen. Die Legierung sollte mindestens 15 Minuten bei einer Temperatur von 600⁰C bis zu ihrer Solidustemperatür homogenisiert werden, worauf man sie mit einer Endtemperatur von mehr als 400⁰C warm-bearbeitet. Eine typische Legierung mit einem Nickelgehalt von 15 % und einem Aluminiumgehalt von 2 % weist z.B. eine Solidustemperatur von 1120⁰C auf. Die Homogenisierung kann mit der Warmbearbeitung kombiniert werden, wozu man die Legierung auf die Warmbearbeitungs-

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Ausgangstemperatur erhitzt und bei dieser Temperatur die erforderliche Zeitspanne hält. Die Warmbearbeitungs-Ausgangstemperatur liegt vorzugsweise im Bereich der festen Lösung für die jeweilige Legierungszusammensetzung.

Nach der Warmbearbeitung kann die Legierung bei einer Temperatur unterhalb 200⁰C kalt-bearbeitet werden, wobei gegebenenfalls je nach den Anforderungen bezüglich der Dicke eine Zwischenglühung vorgenommen wird. Das Glühen erfolgt im allgemeinen im Streifen- oder Chargenbetrieb mit Haltezeiten von 10 Sek. bis 24 Stunden bei Temperaturen von 250⁰C bis 50⁰C unterhalb der Solidustemperatur der jeweiligen Legierung.

Anschliessend sollte die Legierung bei einer Temperatur von 650 bis 1100⁰C, vorzugsweise oberhalb 800⁰C, lösungsgeglüht werden. Dieses Lösungsglühen ist im erfindungsgemässen Verfahren von grösster Bedeutung, da es Voraussetzung für die Bildung der ausserordentlich fein dispergierten Teilchen beim Abkühlen nach dem spinodalen Zersetzungsmechanismus ist. Das Lösungsglühen sollte 10 Sek. bis 24 Stunden durchgeführt werden.

Im Anschluss an das Lösungsglühen kann die Legierung unmittelbar warm-bearbeitet und dann auf die gewünschte Stärke kalt-bearbeitet werden. Anschliessend kann man die Legierung einer Lösungsbehandlung bei einer Temperatur von 6 50 bis 1100⁰C, im allgemeinen oberhalb 800⁰C, unterwerfen, um die Bildung der fein dispergierten Teilchen durch spinodale Zersetzung zu begünstigen.

Nach dem Lösungsglühen wird die Legierung auf Raumtemperatur abgekühlt. Es wurde gefunden, dass die Geschwindigkeit der Abkühlung von der Lösungsbehandlungstemperatur für die Morphologie der Fällung bei der anschliessenden Alterung des lösungsbehandelten oder lösungsbehandelten und kalt-bearbeiteten Materials kritisch ist. Kühlt man die Legierung langsam mit

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einer Geschwindigkeit von weniger als 650°C/min von der Lösungsbehandlungstemperatur ab, so bildet sich eine kontinuierliche Fällung ausfeindispergierten kohärenten Teilchen in der Legierungsmatrix. Vorzugsweise wird die Legierung mit einer Geschwindigkeit von etwa 0,5 bis 650°C/min abgekühlt, um verbesserte Spannungsrelaxationseigenschaften der Legierung im Anschluss an die Kaltbearbeitung und Alterung zu erzielen. Kühlt man die erfindungsgemäss verwendeten Legierungen mit Geschwindigkeiten innerhalb dieses Bereiches ab, so ergeben sie eine kontinuierliche Fällung im gekühlten Zustand und behalten diesen Zustand bei der anschliessenden Kaltbearbeitung und Alterung bei. Die sorgfältig kontrollierte Abkühlung im Verfahren der Erfindung ist nicht nur in üblichen Anlagen durchführbar, sondern erscheint auch wirtschaftlicher als Bearbeitungsstufen, die ein schnelles Abschrecken erfordern.

Nach dem Lösungsglühen kann die Legierung daher langsam abgekühlt oder abgeschreckt werden. Zusätzlich kann die lösungsgeglühte Legierung 30 Minuten bis 24 Stunden bei einer Temperatur von 250 bis 650⁰C gealtert werden. Im Endzustand kann die Legierung lösungsbehandelt, lösungsbehandelt und gealtert oder lösungsbehandelt, kalt-bearbeitet und gealtert sein.

In weiteren Ausführungsform kann man die Legierung nach der Alterung zusätzlich kait-bearbeiten, wodurch erhöhte Festigkeit, jedoch geringere Formbarkeit und Duktilität erzielt werden.

Für Anwendungsbereiche, die ein Höchstmass an Duktilität erfordern, wird die Legierung nach dem Lösungsglühen vorzugsweise abgeschreckt. Anschliessendes Kaltbearbeiten und Altern ergeben sowohl höhere Festigkeit als auch bessere Duktilität als ausschliessliches Kaltbearbeiten. Durch die Alterungsbehandlung wird eine beträchtliche Verbesserung dieser beiden Eigenschaften erzielt.

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Wenn eher maximale Festigkeit als Duktilität erwünscht ist, sollte die Legierung nach dem Lösungsglühen langsam abgekühlt werden. Die Nachbearbeitung, z.B. die Kaltbearbeitung und Alterung, ergeben in diesem Zustand eine erhöhte Festigkeit bei nur geringer Verminderung der Formbarkeit . Es ist überraschend, dass eine nach dem Lösungsglühen langsam abekühlte Legierung derart auf die Alterungsbehandlung reagiert. Den erfindungsgemässen Legierungen können somit bei der Bearbeitung eine Reihe verschiedener Eigenschaften verliehen werden, die mit der Regelung der Abkühlgeschwindigkeit nach dem Lösungsglühen bei einer Temperatur von 650 bis 1100⁰C in Zusammenhang stehen. Die 30 Minuten bis 24 Stunden dauernde Alterung bei Temperaturen von 250 bis 650⁰C ergibt verbesserte Eigenschaftskombinationen. Die Legierungen können gegebenenfalls zwischen dem Lösungsglühen und der Alterung auf z.B. bis zu 90 % kaltbearbeitet werden, wobei die jeweiligen Bedingungen und das Ausmass der Bearbeitung von den gewünschten Endeigenschaften abhängen.

Aus den kalt-bearbeiteten und/oder gealterten Legierungen können Formteile hergestellt werden, die man nach dem Formen gegebenenfalls wärmebehandelt. Die Wärmebehandlung kann z.B. aus der vorstehend beschriebenen Alterung oder einer mindestens 15 Minuten dauernden Niedertemperaturbehandlung bei 150 bis 300⁰C bestehen, um die Spannungsrelaxationsbeständigkeit und Spannungskorrosionsbeständigkeit zu verbessern.

Die Beispiele erläutern die Erfindung.

Beispiel 1

Eine Legierung aus 15 Gewichtsprozent Nickel und 2 Gewichtsprozent Aluminium, Rest Kupfer, wird bei einer Temperatur von 1350⁰C in eine Stahlform mit einer wassergekühlten Grundplatte aus Kupfer gegossen. Hierauf wird der 4,54 kg schwere Block

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4 Stunden bei 100O⁰C geglüht, sofort von 44,45 mm auf 10,16 mm heissgewalzt und dann auf 3,04 mm kaltgewalzt. Anschliessend wird die Legierung 30 Minuten bei 900⁰C lösungsgeglüht, worauf man einen Teil des Metalls mit Wasser abschreckt und den anderen Teil eingewickelt in ein Keramikgewebe langsam auf Raumtemperatur abkühlen lässt. Das Lösungsglühen ergibt eine Korngrösse von etwa 55 μπι. Beide Legierungsanteile werden mit einer Reduktion von 75 % auf 0,76 mm kaltgewalzt. Ein Teil jeder der beiden kaltgewalzten Proben wird dann 2 Stunden bei 400⁰C wärmebehandelt bzw. gealtert. Die Zugfestigkeit und die Spannungsrelaxationsbeständigkeit werden sowohl bei den kaltgewalzten als auch den wärmebehandelten Proben bestimmt. Die Zugeigenschaften sind in Tabelle I wiedergegeben, während das Spannungsrelaxationsverhalten unter den vier Bedingungen, bei denen die Zugfestigkeitsprüfung durchgeführt wird, in Tabelle II genannt ist.

Tabelle I Zugeigenschaften von Cu-15Ni-2Al

0,2%-Streckgrenze Zugfestigkeit

Zustand	(kg/cm²)	( kg/cm²)	Bruchdehnung (%)
nach dem Lösungs glühen mit Wasser abgeschreckt *	•
Kaltreduktion 75% Kaltreduktion 75%+Alte- rung**	6678,5 7451,8	7030 8857,8	1,6 11,8
nach dem Lösungs glühen langsam abge kühlt *
Kaltreduktion 75% Kaltredukticn 75%+Alte- rung**	8857,8 9068,7	9842 10334,1	1,0 6,5

* 1/2 Std. Lösungsglühen bei 900⁰C ** 2 Std. Alterung bei 400⁰C.

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Tabelle

II

	Zustand	Spannungsrelaxationseigenschaften von Cu-1 105⁰C mit einem freitragenden Prüfgerät	angelegte	Anfangsspannung	5Ni-2Al, gemessen bei	S der Anfangs spannung	extrapolierte Rest- spannung^ nach 1 000 000 Std.	% der Anfangs spannung
	nach dem Lösungs glühen mit Wasser abgeschreckt *	0,2%-Streckgrenze	kg/cm² ί	i der 0,2%-Streck grenze	Restspannung nach 1000 Std.		kg/cm
	kg/cm			kg/cm² %	79,4 75,4		72,6 66,1
co O co OO		5188,14 5799,75	77,7 77,8			3768,08 3831,35
	Kaltreduktion 75% 6678,5 Kaltreduktion 75%+Alte- 7451,8 rung**			4119,58 4372,66	73,3 91,1		66,3 87,4
	nach dem Lösungs glühen langsam abge kühlt *	6938,61 6994,85	78,3 77,1			4597,62 6116,1
		5082,69 6369,18
	Kaltreduktion 75% 8857,8 Kaltreduktion 75%+Alte- 9068,7 rung**

* 1/2 Std. Lösungsglühen bei 900°C
** 2 Std. Alterung bei 400⁰C.

Tabelle I zeigt die Festigkeitszunahme beim Altern der beiden kaltgewalzten Legierungsbänder. Der für die Festigkeitszunahme des nach dem Abschrecken mit Wasser kaltgewalzten Metalls verantwortliche Alterungsmechanismus ist in erster Linie die diskontinuierliche Fällung. Dagegen ist der für die Festigkeitszunahme des langsam abgekühlten und dann kaltgewalzten Metalls verantwortliche Alterungsmechanismus hauptsächlich in der kontinuierlichen Fällung von feinen sphärischen kohärenten Ni^Al-Teilchen zu sehen, die während des Abkühlprozesses auftreten und während der anschliessenden Kaltbearbeitung und Alterung der Legierung relativ stabil bleiben.

Die Spannungsrelaxationsdaten von Tabelle II werden an ausgekragten Proben ermittelt, wobei das Biegemoment an einer Achse normal zur Bearbeitungs- bzw. Walzrichtung und in der Bandebene angreift. Die Anfangsspannungen in der äusseren Faser der äusseren Krümmung werden auf Werte eingestellt, die etwa 80 % der 0,2 %-Streckgrenze entsprechen. Die gespannten Proben werden dann über die Gesamtdauer des Tests in einen 105⁰C heissen Ofen eingebracht , wobei man jedoch jede Probe periodisch zur Messung des Belastungsabfalls, der innerhalb einer bestimmten Behandlungsdauer auftritt, bei Raumtemperatur entnimmt. Dieser Belastungsabfall steht in direkter Beziehung zum Spannungsabfall, der das Ausmass der Spannungsrelaxation angibt. Je höher die verbleibende Spannung ist (tatsächlich oder prozentual), desto besser eignet sich das Material für elektrische Klemmen. Aus Tabelle II geht klar hervor, dass das lösungsgeglühte, langsam abgekühlte, kaltgewalzte und gealterte Metall eine bessere Spannungsrelaxationsbeständigkeit als das Metall aufweist, das lösungsgeglüht, mit Wasser abgeschreckt, kaltgewalzt und gealtert worden ist.

Die in den Tabellen I und II genannten Daten unterstreichen somit die Überlegenheit des langsam abgekühlten Materials im Vergleich zu dem schnell abgeschreckten, jedoch ansonsten

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ähnlich bearbeiteten Material. Die erfindungsgemässe Verfahrensweise ist dem üblichen Abschrecken im Hinblick auf die mechanische Festigkeit und die Spannungsrelaxationsbeständigkeit der entstehenden Legierungen klar überlegen.

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Claims

VOSSIUS · VOSSIUS HlJ-TL · TA UCHNER PATENTANWÄLTE 2 7 ζ 1 ζ 7 SIEBERTSTRASSE A ■ βΟΟΟ MÖNCHEN 8β - PHONE: (Ο89) 474Ο78 CABLE: BENZOLPATENT MÖNCHEN -TELEX 6-2Θ 463 VOPAT D u.Z.: M 431 Zus. Case: 743.121-B 1 8. OT. 1977 OLIN CORPORATION East Alton, Illinois, V.St.A. "Verfahren zur Herstellung fällungsgehärteter Kupferlegierungen und deren Verwendung für Kontaktfedern" Priorität: 19. November 1976, V.St.A., Nr. 743 121 Zusatz zu Patent .... (Patentanmeldung P 27 04 765.0) PATENTANSPRÜCHE

1. Verfahren zur Herstellung fällungsgehärteter Kupferlegierungen mit hoher Festigkeit und günstigem Verhältnis von Festigkeit zu Duktilität durch kontinuierliche kohärente Ausfällung, z.B. spinodale Zersetzung, dadurch gekennzeichnet, dass man

a) eine Cu-Ti-, Cu-Be- oder Cu-Ni-Legierung, die bei der Fällungshärtung eine kontinuierliche homogene Fällung aus kohärenten Teilchen ergibt, mit einer Endtemperatur von mehr als 400⁰C warm-bearbeitet,

b) die Legierung 10 Sek. bis 24 Stunden bei einer Temperatur von 650 bis 1100⁰C lösungsglüht und

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ORIGINAL INSPECTED

c) die Legierung mit einer Geschwindigkeit von weniger als 650⁰C pro Minute auf Raumtemperatur abkühlt,

so dass eine spinodale fällungsgehärtete Kupferlegierung entsteht, deren Mikrogefüge dadurch gekennzeichnet ist, dass in der Kupferlegierungsmatrix eine Fällung aus an dem Legierungselement angereicherten Teilchen fein dispergiert ist.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung insgesamt bis zu 20 % mindestens eines der folgenden Materialien enthält: 0,01 bis 10 % Zink, 0,01 bis 10 % Eisen, 0,0 1 bis 10 % Zinn, je 0,01 bis 5 % Zirkonium, Beryllium, Vanadium, Niob, Tantal, Chrom, Molybdän, Wolfram oder deren Gemische, und dass das entstehende Mikrogefüge durch die Anwesenheit von zweiten Fällungsteilchen gekennzeichnet ist.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung insgesamt bis zu 5 % mindestens eines der folgenden Materialien enthält: Blei, Arsen, Antimon, Bor, Phosphor, Mangan, Silicium, Lanthanidenmetalle, Magnesium, Lithium oder deren Gemische, wobei jedes dieser Materialien in einer Menge von 0,001 bis 3 % vorhanden sein kann.

4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , dass man die Legierung vor der Warmbearbeitung mindestens 15 Minuten bei einer Temperatur von 600⁰C bis zur Solidustemperatur der Legierung homogenisiert.

5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , dass man die Legierung nach der Warmbearbeitung, jedoch vor dem Lösungsglühen, kalt-bearbeitet.

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6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass alle Bearbeitungsstufen aus einer Walzbearbeitung bestehen.

7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet , dass man die Legierung mit 10 Sekunden bis 24 Stunden dauerndem zwischenzeitlichem Glühen bei einer
Temperatur von 250⁰C bis 50⁰C unterhalb der Solxdustemperatur kaltwalzt.

8· Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , dass man die Legierung mit einer Geschwindigkeit von 0,5 bis 650⁰C pro Minute abkühlt.

9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet , dass man die Legierung nach dem Abkühlen 30 Minuten bis 24 Stunden bei einer Temperatur von 250 bis 650⁰C altert.

10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet , dass man die Legierung nach dem Abkühlen kaltwalzt und altert.

11. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung eine Cu-Ti-Legierung ist, die im wesentlichen aus 0,5 bis 4,7 Gewichtsprozent Ti, Rest Cu, besteht.

12. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung eine Cu-Be-Legierung ist, die im wesentlichen aus 0,2 bis 2,7 Gewichtsprozent
Be, Rest Cu, besteht.

13. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung eine Cu-Ni-Al-Legierung ist, die im wesentlichen aus 5 bis 30 Gewichtsprozent Ni,

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0,5 bis 5 Gewichtsprozent Al, Rest Cu, besteht.

14. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung eine Cu-Ni-Si-Legierung ist, die im wesentlichen aus 0,5 bis 15 Gewichtprozent Ni, 0,5 bis 3 Gewichtsprozent Si, Rest Cu, besteht.

15. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , dass die Legierung eine Cu-Ni-Sn-Legierung ist, die im wesentlichen aus 3 bis 30 Gewichtsprozent Ni,

2 bis 15 Gewichtsprozent Sn, Rest Cu, besteht.

16. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet , dass man die Legierung bei einer Temperatur unterhalb 200 °C kaltwalzt.

17. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , dass man das Lösungsglühen bei einer
Temperatur von 800 bis 1100⁰C durchführt.

18. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet , dass man die Legierung zu Werkstücken
formt und einer mindestens 15-minütigen Niedertemperaturbehandlung bei 150 bis 300⁰C unterwirft.

19. Verwendung der im. Verfahren nach den Ansprüchen 1

bis 18 erhaltenen Legierungen zur Herstellung von elektrischen Kontaktfedern.

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