DE2901073A1 - Verfahren zur herstellung feinkoerniger cu-ni-sn-legierungen - Google Patents

Verfahren zur herstellung feinkoerniger cu-ni-sn-legierungen

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DE2901073A1
DE2901073A1 DE19792901073 DE2901073A DE2901073A1 DE 2901073 A1 DE2901073 A1 DE 2901073A1 DE 19792901073 DE19792901073 DE 19792901073 DE 2901073 A DE2901073 A DE 2901073A DE 2901073 A1 DE2901073 A1 DE 2901073A1
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John Travis Plewes
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Western Electric Co Inc
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    • C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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Description

BLUMBACH · WESER . BERGEN · KRAMER ZWIRNER · HIRSCH · BREHM
PATENTANWÄLTE IN MÜNCHEN UND WIESBADEN
-i-
Patentconsult Radeckestraße 43 8000 München 60 Telefon (089) 883603/883604 Telex 05-212313 Telegramme Paten !consult Patentconsult Sonnenberger Straße 43 6200 Wiesbaden Telefon (06121)562943/561998 Telex 04-186237 Telegramme Patentconsult
Western Electric Company, Incorporated
Broadway, New York, N.Y. 10038,
U. S. A.
Verfahren zur Herstellung feinkörniger Cu-Ni-Sn-Legierungen
BeSchreibung:
Die Erfindung betrifft ein Verfahren ζ ur Herstellung feinkörniger Legierungen auf der Basis von Kupfer.
Die jüngsten Entwicklungen in der Herstellung und Bearbeitung von kupferreichen Cu-Ni~Sn-Legierungen haben zu einem weit verbreiteten Interesse an der Anwendung solcher Legierungen für verschiedene Zwecke geführt. Zu besonderen Anwendungen gehören die Herstellung elektrischer Bauteile wie etwa Anschlußdrähte, Drahtverbindungen und Relaiselemente, wie
München: R. Kramer Dipl.-Ing. · W. Weser Dipl.-Phys. Dr. rer. nat. · P. Hirsch Dipl.-Ing. . H. P. Brehm Dipl.-Chem. Dr. phil. nat. Wiesbaden: P.S. Blumbach Dipl.-Ing. · P. Bergen Dipl.-Ing. Dr. jur. · G. Zwirner Dipl.-Ing. Dipl.-W.-Ing.
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sie beispielsweise in der US-Patentschrift 3 937 638 («J.T.Plewes vom 10. Februar 1976), US-Patentschrift 4 052 (J.T.Plewes vom 4. Oktober 1977) und US-Patentschrift 090 890 (J.T.Plewes vom 23. Mai 1978) angegeben sind. Solche Anwendungen beruhen hauptsächlich auf den Legierungseigenschaften wie hohe Festigkeit und Verformbarkeit, gutes Lötverhalten, hohe elektrische Leitfähigkeit und geringer elektrischer Kontaktwiderstand.
Frühere Untersuchungen zum Cu-Ni-Sn-Legierungs-System, vgl. etwa die Arbeiten
"Strength and Aging Characteristics of the Nickel Bronzes", von E.M. Wise und J.T. Eash, in Trans. AIME, Institute of Metals Division, 111, 218-243 (1934);
"Über aushärtbare Bronzen auf Kupfer-Niekel-Zinn-Basis", von E.Fetz in Zeitschrift für Metallkunde, 28, 350-353 (1936); "Production and Properties of Age Hardenable Five Per Cent Nickel-Bronze-Castings", von T.E. Kihlgren in Trans. AFA, 46., 41-64 (1938); und
"The Effect of Section Thickness on the Mechanical Properties of a Cast Age Hardenable Copper-Nickel-Tin Alloy", von A.M. Patton in The British Foundryman, April 1962, 129-135,
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waren hauptsächlich auf die Gießanwendüngen gerichtet und führten zu Legierungen, die mäßige Festigkeit und hohe Härte aufwiesen. Noch jüngere Entwicklungen haben zu Cu-Ni-Sn-Legierungen mit überlegener Festigkeit selbst bei Gießanwendungen geführt; vgl. hierzu die deutsche Patentanmeldung P 28 42 321.4 vom 28. September 1978 des Erfinders J.T.Plewes; diese Legierungen enthalten bestimmte Anteile an Mo,Nb,Ta,V oder Fe und können als Gußstück geformt werden, beispielsweise zur Herstellung von hochfesten Gehäusen für Telefonverstärker, die für den Unterwassereinsatz vorgesehen sind.
Gewöhnlich wird ein-einheitliches, feinkörniges Gefüge angestrebt, das hinsichtlich einer guten Rißzähigkeit in der Legierung zweckdienlich ist; ein solches feinkörniges Gefüge kann beispielsweise durch Heißumformung induziert werden. In ähnlicher Weise wird ein solches einheitlich feines Gefüge für Gußstücke und Schmiedestücke angestrebt, d.h., für Anwendungen, bei denen eine einheitliche Heißverformung der Legierung nicht vorgesehen ist.
Die Erfindung ist auf ein Verfahren zur Behandlung von Cu-Ni-Sn-Legierungen gerichtet, um in diesen ein einheitlich feines Gefüge zu induzieren, das beispielsweise für die Ausbildung einer guten Rißzähigkeit günstig ist. Das erfindungsgemäße Verfahren erfordert eine Wärmebehandlung der Legierung ohne daß eine mechanische Verformung notwendig bzw. vorgesehen ist. Zur Wärmebehandlung gehören aufeinanderfolgende Verfahrens-
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schritte, die als teilweise Homogenisierung, diskontinuierliche Alterung und vollständige Homogenisierung bezeichnet werden können; zu jedem Verfahrensschritt ist vorgesehen, die Legierung für eine bestimmte Zeitspanne bei einer bestimmten Temperatur zu halten. Das Verfahren ist besonders wirkungsvoll, sofern die Legierung zusätzlich zu Cu, Ni und Sn bestimmte kleine Anteile an einem vierten Metall wie etwa Mo, Nb, Ta, V, Zr oder Cr enthält.
Das neue Verfahren zur Herstellung feinkörniger Cu-Ni-Sn-Legierungen sieht eine Wärmebehandlung vor, die zweckmäßigerweise mit Bezugnahme auf kritische Temperaturen und Zeitspannen beschrieben wird, welche ihrerseits von der Legierungszusammensetzung abhängen. Nach diesem Verfahren ist vorgesehen, eine Legierung für bestimmte Zeitspannen bei 3 bestimmten Temperaturwerten zu halten. Ein erster Temperaturwert kann mit Bezugnahme auf diß sog. Gleichgewichtsgrenze der Legierung angegeben werden. Das bezieht sich auf diejenige Temperatur, bei der ein thermodynamisches Gleichgewicht zwischen einer homogenen einphasigen o£-Phase und einer homogenen, zweiphasigen ( 0< + V*" )~Phase vorliegt. Eine zweite, untere Temperatur kann mit Bezugnahme auf jene Temperatur angegeben werden, die verschiedentlich als metastabile Grenz-Temperatur, kohärente Grenztemperatur oder Umkehrtemperatur einer Legierung bekannt ist,- Diese zuletzt genannte Temperatur kann auf verschiedenen V/egen gekennzeichnet und experimentell bestimmt werden; vgl. hierzu beispielsweise die Ausführungen in
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"Spinodal Decomposition in a Cu- - 9 wt %
M - 6 wt % Sn Alloy" von L.H.Schwartz,
S. Mahajan, und J. T. Plewes in Acta Metallurgiea, 22, 601-609 (Mai 1974); "Spinodal Decomposition in Ou - 9 wt % Ni - 6
wt °/ό Sn-II. A Critical Examination of Mechanical Strength of Spinodal Alloys" von L.H.Schwartz und J. T. Plewes in Acta Metallurgica, 22., 911-921 (JuIi 1974); und
"High Strength Cu-fii-Sn Alloys by Thermomechanical
Processing", von J. T. Plev/es in Metallurgical Transactions A, 6A, 537-544 (März 1975).
Im vorliegenden Zusammenhang kann die metastabile Grenze einer Legierung wie folgt charakterisiert"werden: Bei Temperaturen unterhalb der Gleichgewichtsgrenze, jedoch oberhalb der metastabilen Grenze, führt eine Cu-Ni-Sn-Legierung vorherrschend zu einer homogenen (« + jT*)-Phase, wie oben angegeben; bei Temperaturen unterhalb der metastabilen Grenze führt eine solche Legierung ausschließlich zu einer diskontinuierlichen (t^ +*" )-Phase. Eine merkliche Bildung einer solchen diskontinuierlichen Phase erfolgt nach einer bestimmten Inkubationsdauer, welche ihrerseits von der Legierungszusammensetzung und der Temperatur abhängt.
Eine dritte, höhere Temperatur kann mit Bezug auf die Soliduslinie einer Legierung angegeben werden, d.h., mit Bezug auf die
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höchste Temperatur, bei welcher die Legierung vollständig in festem Zustand vorliegt. In der Tabelle 1 aus dem oben zitierten Beitrag von J.T. Plewes sind die Werte für die Gleichgewichtsgrenze und die metastabile Grenze für eine Anzahl repräsentativer Legierungen angegeben.
Tab eile 1 Cu (0C) metastabile Grenze
Legierung G-leichgewichts grenze Cu (0C)
Cu 617
3,5% Ni, 2,5% Sn, 692 360
Rest Cu 770 410
5% Ni, 5% Sn, Rest Cu 740 450
7% Ni, 8% Sn, Rest Cu 464
9% Ni, 6% Sn, Rest 751
10,5% Ni, 4,5% Sn, 816 450
Rest Cu 780 490
12% Ni,8% Sn, Rest 480
14% Ni,6% Sn, Rest
Vor der Anwendung der neuen Wärmebehandlung weist ein Gußstück oder ein Schmiedestück aus einer Cu-Nl-Sn-Legierung tä'pischerweise ein körniges Gefüge auf, in dem eine grobe, unregelmäßige ( öi -i-V"*)-Phase vorherrscht. Die Körner haben typischerweise eine ungleichmäßige Zusammensetzung und bilden Zellen, die reich an Cu und Ni sind, zwischen denen verschachtelt oder verzahnt bandförmige oder strangförmige,
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Sn-reiche Inseln angeordnet sind. Der erste Schritt des neuen Verfahrens zur Kornverfeinerung "besteht darin, eine solche Legierung "bei einer ersten Temperatur zu halten, die in der Nahe der Gleichgewichtsgrenze der legierung liegt. Insbesondere soll diese erste Temperatur vorzugsweise nicht mehr als 5O0C unterhalt der Gleichgewichtsgrenze der Legierung und vorzugsweise n:
liegen.
weise nicht mehr als 50 C oberhalb der Gleichgewichtsgrenze
Im Verlauf dieses ersten Behandlungsschrittes soll die Legierung teilweise homogenisiert werden, indem ein teilweiser übergang von Sn aus den Sn-reichen Inseln in die Cu-Ni-reichen Zellen erfolgt. Eine vollständige Homogenisierung wird jedoch verhindert, so daß Sn-reiche Inseln zurückbleiben, die nachfolgend als Koimbildungsbereiche für die diskontinuierliche Umwandlung dienen. Zur Durchführung dieser teilweisen Homogenisierung ist eine Zeitspanne von 4 bis 6h erforderlich, sofern die Temperatur 5O0C unterhalb der Gleichgewichtsgrenze liegt; andererseits ist eine Zeitspanne von 0,5 bis 1h erforderlich, sofern die Temperatur 500C oberhalb der Gleichgewichtsgrenze der Legierung liegt. Die Zeitgrenzwerte hängen entsprechend der Arrhenius-Gleichung von den Temperaturen ab, so daß die den dazwischenliegenden Temperaturen entsprechenden Zeitgrenzwerte durch lineare Interpolation des Logarithmus der Zeit als Ivunktion der Temperatur erhalten werden können. Einem engeren, mehr bevorzugten Temperaturbereich von 0 bis 300C oberhalb der Gleichgewichtsgrenze entspricht die bevorzugte Zeitspanne von 1 bis 1,5 h.
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Mit dem zweiten Schritt des Verfahrens wird eine rasche Abkühlung oder alternativ eine Abschreckung und daran anschliessend eine erneute Erwärmung der legierung auf eine zweite Temperatur in der Nähe der metastabilen Grenze der Legierung hervorgerufen. Diese zweite Temperatur soll vorzugsweise nicht mehr als 75°C unterhalb der metastabilen Grenze der Legierung liegen. Weiterhin soll diese zweite Temperatur vorzugsweise nicht mehr als 25°C oberhalb der metastabilen Grenze liegen. Es ist erforderlich, daß die Legierung bei dieser zweiten Temperatur für eine erheblich längere Zeitspanne gehalten wird, als der Inkubationsdauer für die diskontinuierliche Umwandlung entspricht. Dementsprechend soll die Legierung bei einer Temperatur von 75°C unterhalb der metastabilen Grenze für eine Zeitspanne von vorzugsweise nicht weniger als 20h gehalten werden; andererseits soll die Legierung bei einer Temperatur von 25°C oberhalb der metastabilen Grenze nicht weniger als 1h gehalten werden. Wie oben im Zusammenhang mit der teilweisen Homogenisierung festgestellt worden ist, hängen die Zeitgrenzwerte entsprechend der Arrhenius-Gleichung von der Temperatur ab, so daß in ähnlicher Weise die Zeitgrenzwerte für die dazwischenliegenden Temperaturen bestimmt werden können. Für einen engeren, mehr bevorzugten Temperaturbereich von 5O0C unterhalb der metastabilen Grenze bis zu der metastabilen Grenze sind bevorzugte untere Zeitgrenzwerte von 5 bis 1h vorgesehen. Längere Behandlungszeiten sind besonders zweckmäßig zur Behandlung von voluminösen Gegenständen, um eine im wesentlichen einheitliche, diskontinuierliche Umwandlung innerhalb der Legierung zu gewährleisten. 909832/0541
Zusätzlich zu der Abhängigkeit von der Temperatur hängt die Inkubationsdauer hauptsächlich vom Sn-Gehalt der Legierung ab; hierbei führen höhere Sn-Gehalte zu einer kürzeren Inkubationsdaüer. Sofern beispielsweise Legierungen mit 7 bis 15 Gew.-% Ui und 6 bis 8 Gew.-% Sn für 4h bei einer Temperatur im Bereich von 475 bis 5250C gealtert v/erden ,wird ein im wesentlichen diskontinuierliches Umwandlungsprodukt erhalten. Sofern Legierungen mit ähnlichen Ni-Gehalten jedoch mit 8 bis 1o Gew.-% Sn für 3h bei einer Temperatur im Bereich von 450 bis 50O0C gealtert werden, wird ebenfalls ein im wesentlichen diskontinuierliches Umwandlungsprodukt erhalten.
Als Folge dieser zweiten Stufe tritt eine diskontinuierliche Keimbildung von nicht-zusammenhängender ( v>i + Ip*)-Phase von den Sn-reichen Inseln ausgehend, auf; öle Grenzflächen zwischen den Phasen expandieren; evtl. verschmelzen die Grenzflächen miteinander zur Bildung neuer Korngrenzen.
Beim dritten Schritt des Verfahrens wird die Legierung bei einer dritten Temperatur gehalten, die vorzugsweise im Bereich von 70 bis 250C unterhalb der Solidus-Linie der Legierung liegen soll. Ein engerer, mehr bevorzugter Temperaturbereich ist 60 bis 400C unterhalb dieser Solidus-Linie. Die Legierung wird bei diesen Temperaturen vorzugsweise für wenigstens 1h gehalten, so daß eine im wesentlichen vollständige Homogenisierung des im zweiten Schritt erzeugten Gefüges auftritt. Schließlich wird der nach der Homogenisierung gebildete fein-
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körnige Körper abgekühlt. Sowohl für diese Abkühlung, wie für die Abkühlung zwischen dem ersten und dem zv/eiten Schritt des Verfahrens ist eine ausreichend große Abkühlungsgeschwindigkeit erforderlich, damit ein erheblicher Anteil des in dem vorausgegangenen VerJa hrensschritt gebildeten Gefüges erhalten bleibt. Obwohl für diesen Zweck eine Wasserabschreckung adäquat ist, kann auch eine Abkühlung mit geringerer Abkühlungsgeschwindigkeit vorgesehen werden; die. minimale Abkühlungsgeschwindigkeit hängt von der Legierungszusammensetzung ab. Im allgemeinen nimmt für Legierungen mit festgehaltenem Ni-Gchalt die minimale Abkühlungsgeschwindigkeit mit einer Abnahme des Sn-G-ehaltes zu. Umgekehrt nimmt für Legierungen mit festgehaltenem Sn-Gehalt die minimale Abkühlungsgeschwindigkeit mit einem Anstieg des Ni-Gehaltes zu. Zum Beispiel ist für eine Legierung mit 3% Ni, 8% Sn, Rest Kupfer, erforderlich, daß der tibergang von der ersten Temperatur zu der zweiten Temperatur nicht langer als angenähert 30s dauert. Andererseits kann dieser Übergang für eine Legierung mit 9% Ni, 6% Sn, Rest Kupfer, bis zu 10 min dauern. Der Zusatz eines vierten Elementes zu der Legierung führt ebenfalls zu einer Absenkung der erforderlichen, minimalen Abküblungsgeschwindigkeit; ■ ausgenommen ist der Zusatz von ]?e, der zu einer schnelleren Abkühlungsgeschwindigkeit führt. Die minimale Abkühlungsgeschwindigkeit kann für jede besondere Legierungszusammensetzung aus der Darstellung der Isoresistivity-Werte bestimmt v/erden, wie das im Beitrag von L.H. Schwartz, S. Mahajan und J.T4 Plewes in Acta Metallurgica, 22, 601-609 (Mai 1974) dargelegt ist.
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Die oben beschriebene Wärmebehandlung kann an einem Metallkörper vorgenommen werden, der in Form eines Gußstückes vorliegt, oder an einem entsprechend den Angaben in der US-Patentschrift 4 012 240 warm umgeformten Körper oder an einem heißgeformten Körper, der etwa durch Schmieden oder Strangpressen erhalten worden ist. Die Behandlung wird als besonders günstig für die Anwendung bei Gußstücken und Schmiedestücken angesehen, d.h., für Gegenstände, die infolge ihrer Form oder Masse weniger geeignet für eine einheitliche Heiß- oder Warmverformung sind. Weiterhin ist die Behandlung besonders vorteilhaft für Gegenstände, die lediglich bis zu einem beschränkten Ausmaß kalt verformt werden, etwa beispielsweise bis zu einer QuerSchnittsverringerung von nicht mehr als 15%. Weiterhin kann eirenach dem beschriebenen Verfahren zur Kornverfeinerung behandelte Legierung zusätzlich behandelt werden, um durch Alterung ein spinodales Gefüge zu erzeugen; weiterhin kann im Anschluß an die Erzeugung des spinodalen Gefüges eine Kaltverformung vorgesehen v/erden; oder die Kaltverformung und die Alterung zur Erzeugung des spinodalen Gefüges können im Duplexbetrieb durchgeführt werden, v/ie das im Hinblick auf die jeweilige Anwendung wünschenswert und zweckmäßig sein kann.
Das beschriebene Verfahren kann vorteilhafterweise auf kupferreiche Cu-Ni-Sn-Legierungen angewandt werden; insbesondere kann das Verfahren auf Legierungen angewandt werden, deren Anteilssumme aus den Anteilen an Cu, Ni und Sn zumindest
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90 Gew.-56 der Legierung ausmacht; hierbei sollen der üTi-Gehalt 5 bis 30 Gew.-% und der Sn-Gehalt 4 bis 12 Gew.-% dieser Anteils summe ausmachen. Der Rest von bis zu 10 Gew.-?6 der Legierung kann aus Verdünnungsmitteln wie etwa Fe, Mn und Zn bestehen; deren Anwesenheit führt jedoch zu einer Yerlängerung der Inkubationsdauer der diskontinuierlichen Umwandlung, was eine verlängerte Alterungsdauer im zweiten Schritt des Verfahrens zur Folge hat. Bevorzugte Obergrenzen für die einzelnen Verdünnungsmittel sind 7 Gew.~% Pe, 5 Gew.-?6 Mn und 10 Gew.~$6 Zn. Weiterhin können die in handelsüblich zugänglichen Materialien vorhandenen Verunreinigungen toleriert v/erden; bevorzugte Obergrenzen für diese Verunreinigungen sind 0,2 Gew.-So Co, 0,1 Gew.-?4 Al, 0,01 Gew.-% P und 0,05 Gew.-% Si. Weiterhin können Zusätze an Se, Te, Pb und MnS vorgesehen werden, wie das in der deutschen Patentanmeldung P 28 55 842.1 vom 22. Dezember 1978 angegeben ist; diese Zusätze fordern die mechanische (zerspanende) Bearbeitung der Legierung, ohne die mit der vorliegenden Anmeldung beschriebene Kornverfeinerung zu beeinträchtigen; diese Zusätze können in der Legierung bis zu 0,5 Gew.-SS Se, bis zu 0,5 Gew.-^ Te, bis zu 0,2 Gew.-% Pb und bis zu 2 Gew.-?o MnS vorhanden sein. Die Anwesenheit von kleinen Anteilen an einem vierten Element, wie etwa Mo, Nb, Ta, V, Zr und Cr ist empfehlenswert, um die Wirksamkeit des neuen Verfahrens zu steigern. Diese hochschmelzenden Elemente sollen vorteilhafterweise in bevorzugten Anteilen von 0,02 bis 0,1 Gew.-^ Mo, 0,05 bis 0,35 Gew.-50 Nb, 0,02 bis 0,3 Gew.-?6 Ta, 0,1 bis 0,5 Gew.-% V, 0,02 bis 0,2 Gew.-% Zr und 0,05 bis 0,5 Gew.-r/o Cr vorhanden sein. Bei Anwesenheit von diesen vierten Metallen wird die diskontinuierliche Alterung vorzugsweise
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für eine ausgedehntere Zeitspanne durchgeführt. Bei Anwesenheit dieser vierten Metalle ist insbesondere die nachfolgende Entsprechung vorgesehen:
Bevorzugter unterer Grenz- Temperatur, relativ zu der wert der Alterungsdauer metastabilen Grenze
2h +250C
5h O0C
6h -5O0C
27h -750C
Bei Anwesenheit der hochschmelzenden Metalle soll der Sauerstoffgehalt der Legierung vorzugsweise unterhalb 100 Teile Sauerstoff auf 1 Million Teile Legierung gehalten werden, um die Bildung von Oxiden der hochschmelzenden Metalle möglichst gering zu halten.
Beispiel 1: .
An einem Block aus Cu-Ni-Sn-Legierung- mit 15 Gew.-% Ni und 8 Gew.-% Sn, die bei einer Temperatur von 1000C oberhalb der Liquiduslinie in eine geteilte Stahlkokille gegossen worden war, wurde eine mittlere Korngröße von 0,635 cm festgestellt. Der Block wurde auf eine erste Temperatur von 825°C erwärmt und bei dieser ersten Temperatur 1 h lang gehalten. Daraufhin wurde der Block mit V/asser abgeschreckt und erneut auf
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eine zweite Temperatur von 5OO°c erwärmt und 17 b lang bei dieser zweiten Temperatur gehalten. Schließlich wurde der Block erneut auf eine dritte Temperatur von 9OO°C erwärmt und 1 η lang bei dieser dritten Temperatur gehalten; schließlich wurde der Block auf Raumtemperatur abgeschreckt. Danach wurde an dem behandelten Block eine mittlere Korngröße von 0,076 mm festgestellt.
Beispiel 2:
Gußstücke mit 15 Gew.~% Ni, 8 Gew.-% Sn, 0,2 Gew.-% Nb und Eest Kupfer wurden nach Verfahren behandelt, die einerseits unter das neue Kornverfeinerungs-Verfahren fallen und andererseits nicht darunter fallen. Die unter das neue Kornverfeinerungs-Verfahren fallende Behandlung umfaßt das Strangpressen eines Gußstückes, das Homogenisieren, die Kornverfeinerung und die Alterung. Die nicht unter das neue Kornverfeinerungs-Verfahren fallende Behandlung umfaßt das Strangpressen, die Homogenisierung und die Alterung. In beiden Fällen wurde die abschließende Alterung in mehreren unterschiedlichen Anteilen durchgeführt, so daß unterschiedliche Kombinationen von Zugfestigkeit und Rißzähigkeit erhalten wurden. In der nachfolgenden Tabelle II sind die Rißzähigkeits-Verte angegeben, welche durch Dehnung bis zum Bruch entsprechend den Festigkeitswerten bei der 0,01 %-Streckgrenze gemessen worden sind. Aus der Tabelle II ist ersichtlich, daß die Kornverfeinerung bei bestimmten Festigkeits-
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werten zu einer überlegenen Rißzähigkeit führt.
Tabelle II • mit Korn
verfeinerung
14-
9
6
Streckgrenze Bruchdehnung (%)
N/m2 ohne Korn
verfeinerung
620.552.000
689.4-80.000
758.428.000		 4-
1
0.2
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Claims (14)

BLUMBACH · ixf^SBtl · BERGEN · KRAMER ZWIRNER · HJRSCH . BREHM PATENTANWÄLTE IN MÜNCHEN UND WIESBADEN 23 . ϊ Palentconsult RacieckestroSe 43 8000 München 60 Telefon (089) 883603/883604 Telex 05-212313 Telegramme Patpnitonsult Pat&ntconsult Sonnc-nberger Straße 43 6JC0 Wiesbaden Telefon (06121) 562943/561993 Telex 04-186237 Telegramme Paientconsult Western Electric Company, Incorporated 222.Broadway, New York, N.Y. 10038, U. S. A. Verfahren zur Herstellung feinkörniger Cu-Ni-Sn-Legierungen Patentansprüche:
1. Verfahren zur Herstellung eines Formkörpers mit einem feinkörnigen Körper aus einer Legj erung, deren Zusammensetzung zu mindestens 90 Gew,-% aus Kupfer (Cu), Nickel (Ni) und Zinn (Sn) besteht,
wobei der Ni-Gehalt 5 bis 30 Gew.~% und der Sn-Gehalt 4 bis 12 Gew,-!>o des Gesamtgehaltes an Cu, Ni und Sn ausmacht; und bis su 10 Gev.-?a der Legicrungs2usanBaen.setzung aus anderen, wahlweise vorgesehenen Zusätzen einschließlich oder ausschließlieh einem geringen Anteil an Verunreinigungen besteht;
München: R. Krarnor Dipl.-Ing · V/ Weser Dipl.-Phys. Dr. rer. not. - P. Hirsch Dipl.-Ing. · M. P. B-'ehm Dipl.-Chern. Dr. phil. na!. Wiesbaden: P. G. Bfi'rnbach Dipl.-lng. · P.Bercjon Dipl.-Ing. Dr. jur. - G. ?.wirnor Dtoi.-lng. Dipl.-W.-Ing.
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BAD ORIGINAL
2301073
wobei zu dem Verfahren die Verfahrensschritte von zumindest einer Homogeni-sierung eines Körpers aus einer Legierung der genannten Zusammensetzung, die Abkühlung des homogenisierten Körpers und die Alterung des abgekühlten Körpers gehören, dadurch gekennzeichnet, daß
die Verfahrensschritte in der nachfolgenden Form durchgeführt werden:
(a) ein Körper aus der Legierung wird teilweise homogenisiert, indem der Körper für eine erste Zeitspanne bei einer ersten Temperatur gehalten wird;
wobei die erste Temperatur im Temperaturbereich zwischen 5O°C unterhalb und 500C oberhalb der Gleichgewichtsgrenze zwischen einer c<,-Phase und einer ( &4 + Y*"* )-Phase dieser Legierung liegt, wobei die erste Zeitspanne in einem ersten Zeitbereich mit einer ersten Untergrenze und einer ersten Obergrenze liegt, wobei
diese beiden Zeitgrenzwerte entsprechend der Arrhenius-Grleichung von der Temperatur abhängen,
dieser erste untere Zeitgrenzwert 4h und dieser erste obere Zeitgrenzwert 6h beträgt, sofern diese erste Temperatur 500C unterhalb der G-leichgewichtsgrenze liegt, und dieser erste obere Zeitgrenzwert 1h beträgt, sofern diese erste Temperatur 500C oberhalb
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ORlQJNAL INSfeTED
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der Gleichgewichtsgrenze liegt .■
(b) dieser Körper ausreichend schnell abgekühlt wird, damit die Legierung einen erheblichen Anteil des bei der partiellen Homogenisierung des Körpers gebildeten Gefüges beibehält;
(c) der Körper gealtert wird, indem die Legierung für eine zweite Zeitspanne bei einer zweiten Temperatur gehalten wird,
wobei die zweite Temperatur in einem zweiten Temperaturbereich zwischen 75°C unterhalb bis 25°ö oberhalb der metastabilen Grenze dieser Legierung liegt,
wobei bei Temperaturen oberhalb der metastabilen Grenze jedoch unterhalb der Gleichgewichtsgrenze eine homogene Keimbildung der ( 6< + v- )-Phase erfolgt, während bei Temperaturen unterhalb der metastabilen Grenze eine diskontinuierliche Keimbildung der ( <xC + X~ )-Phase erfolgt, die zweite Zeitspanne gleich oder größer als ein zweiter unterer Zeitgrenzwert ist, wobei dieser zweite untere Zeitgrenzwert entsprechend der Arrhenius-Gleichung von der zweiten Temperatur abhängt,
dieser zweite untere Zeitgrenzwert 20h beträgt, sofern die zweite Temperatur 750C unterhalb der metastabilen Grenze liegt, und 909832/0541
ORIGINAL INSPECTED
dieser zweite untere Zeitgrenzwert 1h beträgt, sofern die zweite Temperatur 250C oberhalb dieser metastabilen Grenze liegt;
(d) der Körper rollständig homogenisiert wird, indem die Legierung für eine dritte Zeitspanne bei einer dritten Temperatur gehalten wird, wobei die dritte Temperatur in einem dritten Temperaturbereich von 70 bis 250C unterhalb der SoIiduslinie dieser Legierung liegt, wobei die dritte Zeitspanne 1h oder mehr beträgt; und
(e) diese Legierung ausreichend schnell abgekühlt wird, damit der Körper einen wesentlichen Anteil des im Verlauf der vollständigen Homogenisierung gebildeten Gefüges beibehält.
2. Verfahren nach Anspruch 1,
gekennzeichnet durch
eine solche Auswahl der ersten Temperatur und der ersten Zeitspanne, daß
der untere Grenzwert des ersten Temperaturbereiches gleich der Gleichgewichtsgrenze ist, der obere Grenzwert des ersten Temperaturbereiches 30 C oberhalb der Gleichgev/ichtsgrenze liegt, der erste untere Zeitgrenzwert 1h beträgt, und der erste obere Zeitgrenzwert 1,5h beträgt.
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,. ORIGINAL INSPECTED
" 5 " 29= κ·? *
3. Verfahren nach Anspruch 1,
gekennzeichnet durch
eine solche Auswahl der zweiten Temperatur und der zweiten Zeitspanne, daß
der untere Grenzwert des zweiten Temperaturbereiches 500C unterhalb der metastabilen Grenze liegt,
der obere Grenzwert des zweiten Tempern turbereiches gleich der metastabilen Grenze ist, der untere Zeitgrenzwert 5h beträgt, sofern die zweite Temperatur 500C unterhalb der metastabilen Grenze liegt, und
der zweite untere Zeitgrenzwert 1h beträgt, sofern die zweite Temperatur gleich der metastabilen Grenze ist.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1,2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß
die dritte Temperatur im Temperaturbereich von 60 bis 40 C unterhalb der Soliduslinie dieser Legierung liegt.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß
ein Körper aus einer Legierung eingesetzt wird, deren Ni-Gehalt vorzugsweise im Bereich von 7 bis 15 Gew.-^ liegt.
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' ORIGINAL INSPECTED
29G iO?3
6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß bei einem Sn-Gehalt im Bereich von 6 bis 8 Gew.-% die zweite Temperatur im Bereich von 475 bis 525 C ausgewählt wird.
7. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß bei einem Sn-G-ehalt im Bereich von 8 bis 10 Gew.-% die zweite Temperatur in einem Bereich von 450 bis 50O0C ausgewählt wird.
8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7» dadurch gekennzeichnet, daß der Körper das Erzeugnis eines Gieß-, eines Schmiede-, oder eines Strangpreßverfahrens darstellt.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß der Körper anschließend an die Kühlung bis zu einer Querschnittsverringerimg von weniger als 15% verformt wird.
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß der Körper im Anschluß an die Abkühlung wahlweise einer Alterung zur Erzeugung eines spinodalen Gefüges ausgesetzt wird.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß
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290 Iu?j
der Körper im Anschluß an die Abkühlung wahlweise einer Kaltumformung und einer Alterung zur Erzeugung eines spinodalen Gefüges ausgesetzt wird.
12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß
die Kaltumformung und die Alterung zur Erzeugung eines spinodalen Gefüges im Duplexbetrieb durchgeführt wird.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, daß
v/enigstens einer der absichtlich vorgesehen Zusätze aus den nachfolgenden Gruppen ausgewählt wird, nämlich
zumindest ein Verdünnungsmittel, nämlich nicht mehr als 7 Gew.-% Eisen (Pe), nicht mehr als 5 Gew.-% Mangan (Mn), und nicht mehr als 10 Gew.-% Zink (Zn); zumindest ein die mechanische (zerspanende) Bearbeitbarkeit gev/ährleistender Zusatz, nämlich nicht mehr als 0,5 Gew.-% Selen (Se), nicht mehr als 0,5 Gew.-% Tellur (Te), nicht mehr als' 0,2 Gew.-% Blei (Pb), und nicht mehr als 2 Gew.-% Mangansulfid (MnS); zumindest ein Metallzusatz, nämlich
0,02 bis 0,1 Gew.-% Molybdän (Mo), 0,05 bis 0,35 Gew.-% Niob (Nb), 0,02 bis 0,3 Gew.-% Tantal (Ta),
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' ORIGINAL INSPECTED
2301073
0,02 bis 0,2 Gew.-96 Vanadin (V), und 0,05 bis 1,0 Gew.-96 Chrom (Cr); und
zumindest einen der nachfolgenden Zusätze, nämlich
nicht mehr als 0,2 Gew.-% Cobalt (Co), nicht mehr..als 0,1 Gew.-% Aluminium (Al), nicht mehr als 0,01 Gew.-96 Phosphor (P) und nicht mehr als 0,05 Gew.-% Silicium (Si).
14. Verfahren nach Anspruch 13, dadurch geleennzei chne t, daß
sofern wenigstens einer der Zusätze Mo, Nb, Ta, V und Cr vorhanden ist, einander entsprechen:
Bevorzugter unterer Grenzwert der zweiten Zeitspanne
Zweite Temperatur
(relativ zu der metastabilen Grenze)
2h
3h
6h
27h
+250C
O0C
-500C
-75°C
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ORIGINAL INSPECTED
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