DE3439721C2

DE3439721C2 - Thermomechanisches Verfahren zur Erzeugung einer verbesserten Eigenschaftskombination in Kupfer-Beryllium-Legierungen

Info

Publication number: DE3439721C2
Application number: DE3439721A
Authority: DE
Inventors: Amitava Guha
Original assignee: Materion Brush Inc
Current assignee: Materion Brush Inc
Priority date: 1983-11-10
Filing date: 1984-10-30
Publication date: 1995-06-08
Anticipated expiration: 2004-10-31
Also published as: GB2149819A; FR2554830B1; IT1198957B; GB2149819B; IT8409532A0; GB8427628D0; DE3439721A1; JPH0826442B2; JPS60169535A; CH662822A5; FR2554830A1; CA1237361A

Description

Die Erfindung bezieht sich auf ein thermomechanisches Verfahren zur Erzeugung einer verbesserten Eigenschaftskombination von mechanischer Festigkeit, Duktilität und elektrischer Leitfähig keit in Kupfer-Beryllium-Legierungen der im Oberbegriff des Anspruchs 1 genannten Gattung.

Ein derartiges Verfahren ist bereits bekannt (US-PS 4 179 314). Das Lösungsglühen findet bei den üblichen Temperaturen unter halb 90% der Anfangsschmelztemperatur der betreffenden Legierung statt; dieser Temperaturbereich befindet sich zwischen 815 und 992°C, insb. im Bereich bis zu 955°C. Beispiele für Lösungs glühen nach diesem klassischen Verfahren sind in den Tabellen I und II (erstes Beispiel) sowie IV (erstes Beispiel) für die jeweilige Auslagerungstemperatur aufgeführt.

Das Kaltverformen findet bei diesem bekannten Verfahren in zwei Stufen mit einem Zwischenglühen zwischen beiden kaltverformten Stufen statt. Dabei wird in jeder Kaltverformungsstufe zwischen 30 und 40% Dickenverminderung kaltverformt.

Das Auslagern erfolgt bei Temperaturen zwischen 482 und 650°C.

Derartige Kupfer-Beryllium-Legierungen weisen Beryllium im Bereich zwischen etwa 0,1 und 3% auf, so daß sie ausscheidungshärtbar sind. Bandförmige Legierungen dieser Art eignen sich zur Herstellung von insb. Steckverbindungen, Schalterteilen, Relais, und vielen anderen Teilen, die im Folgeschnitt herstellbar sind. In der Form von Stangen, Stäben, Rohren und Blechen werden solche Legierungen auch bei maschinell bearbeiteten Steckverbindern, Schweißelektroden, Spritzgießwerkzeugen und dergleichen einge setzt. Es besteht jedoch ein Bedarf an mechanisch festeren Legierungen, die darüber hinaus hohe Duktilität, gute elektrische Leitfähigkeit und Formbarkeit neben anderen Eigenschaften auf weisen sollen. Dabei ist es bekannt, daß die mechanische Festig keit zwar durch Kaltverformen und die damit bewirkte Ausschal tungshärtung gesteigert werden kann, hierdurch vermindert sich aber die Duktilität und Formbarkeit der Legierung und wird auch die elektrische Leitfähigkeit vermindert.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, durch einfache Maß nahmen die Kombination mechanischer Festigkeit, Duktilität und elektrischer Leitfähigkeit zu verbessern.

Die Erfindung ist im Anspruch 1 gekennzeichnet und in Unteran sprüchen sind weitere Ausbildungen derselben beansprucht.

Gemäß der Erfindung erfolgt das Lösungsglühen bei einer ver hältnismäßig hohen Temperatur von mehr als 90% der Anfangs schmelztemperatur der Legierung, und zwar bis zur Bildung einer sich von der primären Beryllidphase und der Haupthärtungsphase unterscheidenden nickelreichen Ausscheidungsphase. Das Kaltver formen erfolgt ohne Zwischenglühen um wenigstens 60% Profil dickenverminderung und das Auslagern findet bei einer Temperatur zwischen 315 und 482°C statt.

Anhand der Figuren wird die Erfindung beispielsweise näher erläutert. Es zeigen:

Fig. 1 das optische Feingefüge, aufgenommen mit 1000fach vergrößertem Durchmesser in Längsorientierung, eines gemäß der Erfindung hergestellten Bander zeugnisses;

Fig. 2a und Fig. 2b mit dem Durchstrahlungs-Elektronenmikroskop her gestellte Mikroaufnahmen in 18 000- bzw. 141 000- facher Vergrößerung, die die nickelreichen Aus scheidungen A sowie die Haupthärtungsphasen B, die aus Guinier-Preston-Zonen und γ′′-Ausscheidungen bestehen, zeigen.

Gemäß der Erfindung hergestellte Legierungserzeugnisse enthal ten außer Kupfer als wesentliche Bestandteile Beryllium und Nickel, wobei Beryllium im Bereich von ca. 0,1-1,2 Gew.-%, bevorzugt von ca. 0,4-0,7 Gew.-%, und Nickel im Bereich von 0,1-3,5 Gew.-%, bevorzugt von ca. 1,0-2,2 Gew.-%, vorhanden ist. Alternativ können Cobalt und Nickel in Kombination im Bereich von ca. 0,5-3,5 Gew.-%, bevorzugt von ca. 1,0-2,5 Gew.-% vorhanden sein, wobei Nickel in mehr als Spuren mengen z. B. zu mehr als ca. 0,1 Gew.-% vorhanden ist. Weitere sonstige Elemente und Verunreinigen können in einer Gesamtmenge von höchstens ca. 0,5 Gew.-% vorhanden sein. Solche Elemente und Verunreinigungen können Silicium, Eisen, Aluminium, Zinn, Zink, Chrom, Blei, Phosphor, Schwefel usw. umfassen. Ihr jeweiliger Anteil sollte im allgemeinen 0,1 Gew.-% nicht übersteigen, bevorzugt liegen sie in Mengen von jeweils weniger als 0,01 Gew.-% oder weniger vor, da diese Elemente der elektrischen Leitfähigkeit oder mechanischen Eigenschaften abtraglich sind.

Die Lösungsglühzeit ist nur die Zeit, die erforderlich ist, um den behandelten Abschnitt gründlich durchzuwärmen. Anschließend erfolgt schnelles Abschrecken von der Glühtemperatur, z. B. Abschrecken mit Luft oder Wasser.

Gemäß der Erfindung behandelte Legierungen haben üblicherweise einen Anfangsschmelzpunkt (gemessen in °C) von wenigstens ca. 998°C. Bei der Durchführung der Erfindung erfolgt das Lösungsglühen bei einer Temperatur von wenigstens ca. 90% des Anfangsschmelzpunkts für die Legierung (gemessen in °C), um die Ausscheidung einer feinen Dispersion einer nickelreichen Phase zu bewirken. Vorteilhafterweise erfolgt das Lösungsglühen bei 92% oder sogar 95% des Anfangsschmelzpunkts der Legierung. Dabei sollte jedoch ein Anschmelzen vermieden werden. Die lösungsgeglühte Legierung wird dann kaltverformt zur Erzielung einer hohen Reduktion von mehr als ca. 60%, z. B. ca. 75% oder 80% oder 90% oder mehr ohne Zwischenglühen. Das stark kaltverformte Material, das normalerweise in Bandform vorliegt, wird dann üblicherweise im Temperaturbereich von 315-482°C für bis zu 4 h, z. B. ca. 2-8 h, ausgelagert. Die optimalen Auslagerungszeiten und -temperaturen innerhalb der genannten Bereiche sind durch die Zusammensetzung und die im Produkt gewünschten Eigenschaften bestimmt.

Das lösungsgeglühte Material ist gekennzeichnet durch eine feine Dispersion nickelreicher Ausscheidungen, die die Härte im Glühzustand steigern und zur Kornwachstumshemmung beitragen. Das kaltverformte lösungsgeglühte Material kennzeichnet sich durch eine verwachsene oder bevorzugte Kornorientierung, die in der Erzielung einer Streckgrenze resultiert, die in Querrich tung höher als in Längsrichtung ist. Die verwachsene Kornorien tierung in dem stark kaltverformten Legierungsprodukt nach der Erfindung ist aus der Zeichnung (Fig. 1) ebenso ersichtlich wie die Ausscheidung einer nickelreichen Phase, die in zufälliger Verteilung als dunkle Punkte in Fig. 1 und als einzelne Teil chen (mit A bezeichnet) im Größenbereich von 0,13-0,25 µm (in den Fig. 2a und 2b) erscheint. Die hauptsächlichen Härtungs phasen sind mit dem optischen Mikroskop weit schwieriger auf zulösen, können jedoch unter Anwendung etwa der Durchstrah lungs-Elektronenmikroskopie nachgewiesen werden, wie die Fig. 2a und 2b zeigen. Diese Phasen (in den Fig. 2a und 2b mit B bezeichnet) bestehen aus Guinier-Preston-Zonen und γ′′ in Form feinverteilter Teilchen mit einem Durchmesser von 0,005-0,01 µm (50-100 Å). Das auf Kupfer basierende Material, von dem die Aufnahmen stammen, war ein Legierungsband mit einer Dicke von 0,2 mm, das 0,42% Be und 1,70% Ni aufwies und bei der Dicke von 0,2 mm bei 982°C lösungsgeglüht, um 90% kaltverformt und während 4 h bei 398°C ausgelagert wurde.

Die folgenden Beispiele dienen der Erläuterung der Erfindung.

Beispiel 1

Ein wesentliches Merkmal der Erfindung liegt darin, daß die Härte im geglühten Zustand, in unerwarteter Weise nach dem Glühen über der Lösungsglühtemperatur, bei der sich die nickelreichen Ausschei dungen ausbilden, ansteigt. Um die anomale Härtung der Legie rungen, die mehr als nur Spuren von Nickel aufweisen und z. B. mehr als 0,1% Ni enthalten, zu veranschaulichen, wurden band förmige Proben unterschiedlicher Zusammensetzung abgeschreckt, nachdem sie während 1 h auf den Lösungsglühtemperaturen von 898°C und 982°C gehalten worden waren. Die Härte und das Mikrogefüge wurden im abgeschreckten Zustand untersucht. Die Ergebnisse sind in den Tabellen I und II aufgelistet.

Beispiel 2

Es wurden mehrere Schmelzen hergestellt, die die in der Tabelle III angegebenen Zusammensetzungen aufwiesen (in Gew.-%):

TABELLE III

Der Handelsgewicht aufweisende Block von Schmelze F wurde zu 20,3 mm starkem Blech warmgewalzt. Vier Stücke des 20,3 mm starken Blechs aus Schmelze F wurden bei 954°C bzw. 982°C bzw. 996°C bzw. 1010°C für 45 min lösungsgeglüht und mit Wasser abgeschreckt. Jedes Blech wurde zu 90% auf eine Dicke von 2,08 mm kaltgewalzt und in drei Stücke geschnitten, die dann für 4 h bei Temperaturen von 398°C bzw. 426°C bzw. 454°C in Argon ausgelagert wurden.

Aus dem ausgelagerten Band wurden Normprüfkörper vorbereitet. Sämtliche Werkstoffe wurden in Längsrichtung geprüft, und bestimmte Werkstoffe wurden auch in Querrichtung geprüft. Die elektrische Leitfähigkeit wurde bei Raumtemperatur bestimmt.

Die Ergebnisse der Schmelze F sind in der Tabelle IV aufge listet:

Beispiel 3

Werkstoff aus Schmelze G wurde in Coilform mit Handelsgewicht durch Warmwalzen, Glühen, Oberflächenbehandeln und Kaltwalzen auf eine Zwischendicke von 1,52 mm bearbeitet. Das kaltgewalzte Band mit einer Dicke von 1,52 mm und einer Breite von 19,05 cm wurde bei 982°C bandlösungsgeglüht. Das geglühte Band wurde dann auf ca. 0,21 mm endgewalzt, was einer Reduktion von ca. 90% entspricht. Hochfeste Proben wurden von dem Band sowohl in Längs- als auch in Querrichtung abgeschnitten und in Argon bei 371°C bzw. 398°C bzw. 426°C bzw. 454°C ausgelagert. Ein Satz wurde für 4 h und ein Satz für 8 h ausgelagert. Es wurden die Festigkeitseigenschaften, die Formbarkeit und die Leitfä higkeit geprüft. Die Formbarkeit wurde mit den dünnen bandför migen Proben bestimmt durch Biegen um 90° um Löcher mit nacheinander kleiner werdenden Radien, bis die hochfeste Ober fläche der Biegestelle riß. Der kleinste Biegeradius in Form des kleinsten Radius, der ohne Reißen noch verwendet werden kann, wurde als Vielfaches der Banddicke ausgedrückt.

Die Resultate aus Schmelze G sind in der folgenden Tabelle V aufgeführt, wobei die angegebenen mechanischen Eigenschaften auf dem Mittelwert von Doppeltests basieren:

Beispiel 4

Werkstoffe aus den Schmelzen C, D, E und H mit einer Vielzahl unterschiedlicher Zusammensetzungen wurden ähnlich wie die Schmelze G in Beispiel 3 bearbeitet. Bandmaterial mit Endbe arbeitungsmaß zwischen 0,5 und 1,52 mm wurde bei 982°C lösungsgeglüht. Das geglühte Band wurde endgewalzt, so daß eine Reduktion von ca. 90% stattfand. Proben wurden in Längsorien tierung abgeschnitten und für 4 h in Argon bei 398°C ausgelagert. Die Festigkeitseigenschaften und die elektrische Leitfähigkeit wurden bei Raumtemperatur festgestellt. Die Resultate sind in der Tabelle VI aufgeführt.

Die Ergebnisse der Tabelle I zeigen, daß Beryllium-Kupfer- Legierungen, die mehr als eine Spurenmenge Nickel enthalten, eine Steigerung der Härte im geglühten Zustand mit steigender Glühtemperatur erfahren, wogegen Beryllium-Kupfer-Legierungen, die Kobalt und nur Spuren von Nickel enthalten, mit zunehmender Glühtemperatur fortgesetzt weicher werden. Der Grund für diese anomale Steigerung der Härte ergibt sich aus der Tabelle II. Bei Glühtemperaturen nahe 982°C bilden die nickelhaltigen Berylliumkupferwerkstoffe nach Tabelle II (d. h. die Schmelzen A, B und E) eine nickelreiche Ausscheidung, die sich sowohl von der primären Beryllidphase als auch der Haupthärtungsphase unterscheidet, wie aus den Fig. 1 und 2 ersichtlich ist. Die kobalthaltigen Berylliumkupferwerkstoffe nach der Tabelle II (d. h. die Schmelzen C und D) bilden keine solchen Ausschei dungen bei der höheren Glühtemperatur. Es wird angenommen, daß diese nickelreichen Ausscheidungen zu den verbesserten mecha nischen und physikalischen Eigenschaften der gemäß der Erfin dung hergestellten Legierungen beitragen, und zwar durch (a) eine Festigung der Matrix durch Dispersionshärtung, (b) eine Verbesserung der Duktilität durch die Hemmung von Kornwachstum bei der hohen Glühtemperatur und (c) eine Verbesserung der Leitfähigkeit durch Verarmung von Legierungselementen in fester Lösung.

Ein weiterer Grund für die verbesserten Eigenschaften, die gemäß der Erfindung erhalten werden, steht in Verbindung mit dem hohen Volumenanteil kohärenter hauptsächlicher Härtungs ausscheidungen, die sich bei der Auslagerung von Material ergeben, das vorher der hohen Lösungsglühtemperatur und einer erheblichen Kaltverformung unterworfen wurde. Die Hochtempera tur-Lösungsglühbehandlung löst mehr Beryllium und Nickel plus Cobalt in der Kupfermatrix, wodurch mehr Material zur Verfügung steht, das bei Auslagerung ausgeschieden werden kann. Die erhebliche Kaltverformung führt zu einer Verformungsstruktur, die zu der hohen Festigkeit beiträgt.

Das Studium der Ergebnisse der Tabellen IV, V und VI zeigt, daß die besten Kombinationen hinsichtlich mechanischer Festigkeit und Duktilität aus der Kombination von (a) der Anwesenheit von Nickel in mehr als einer Spurenmenge, (b) Glühtemperaturen von wenigstens 982°C und (c) Auslagerung bei 398°C erhalten werden. Dabei wurden Eigenschaftskombinationen einschließlich einer Streckgrenze von 984 MPa, einer Dehnung von 10% sowie einer Leitfähigkeit nahe 50% IACS erhalten. Die Leit fähigkeit und die Formbarkeit wurden durch die 8-h-Auslage rungszeit verbessert. Es ist zu beachten, daß die gemäß den Tabellen IV und V geprüften Werkstoffe jeweils weniger als 0,01% Eisen, Cobalt und Aluminium enthielten und daß dieser niedrige Verunreinigungsgrad wesentlich zur Verbesserung der elektrischen Leitfähigkeit beiträgt. Nichtsdestoweniger wird man bei Bandmaterial vergleichbarer Zusammensetzung, das in konventioneller Weise durch Kaltwalzen bis zu 37% vollständig durchgehärtet ist, nachdem es auf eine Streckgrenze von 984 MPa ausgelagert wurde, eine Dehnung von höchstens 2% sowie schlechtere Formbarkeit und niedrigere elektrische Leit fähigkeit finden. Umgekehrt würde ein gleichartig zusammenge setzter Werkstoff, der einer Überalterung zur Erzielung einer Mindestleitfähigkeit von 60% IACS ausgesetzt wurde, eine Streckgrenze unter 572 MPa aufweisen.

Die Resultate in Tabelle VI zeigen deutlich, daß cobalthaltige Berylliumkupferwerkstoffe mit nur Spurenmengen an Nickel nicht so vorteilhaft auf die Behandlung gemäß der Erfindung wie ihre nickelhaltigen Gegenstücke ansprechen.

Ferner ist zu beachten, daß die in den Tabellen IV, V und VI angegebenen Eigenschaften von den Beryllium- und Nickelgehalten der Schmelzen gemäß den Beispielen abhängen. Eine unterschied liche Chemie innerhalb der angegebenen Bereiche führt zwar zu anderen Eigenschaftswerten, es wird jedoch angenommen, daß diese Zusammensetzungen nach Bearbeitung gemäß den Lehren der Erfindung Eigenschaften aufweisen, die denen derselben Legie rungen, die jedoch in konventioneller Weise behandelt sind, überlegen sind. Wenn die vorstehend beschriebenen nickelreichen Ausscheidungen einmal gebildet sind, bleiben sie offensichtlich stabil und beständig gegen erneutes Lösen bei anschließendem Nachglühen, was darauf hindeutet, daß sich aus einem Glühen bei hohen Temperaturen an den verschiedensten Prozeßpunkten weitere Vorteile ergeben können.

Claims

1. Thermomechanisches Verfahren zur Erzeugung einer verbesserten Eigenschaftskombination von mechanischer Festigkeit, Duktilität und elektrischer Leitfähigkeit in Kupfer-Beryllium-Legierungen, aus (in Gewichtsprozent) wenigstens 0,1% bis 3,5% Nickel, bis zu 3% Cobalt, mit einem Gesamtgehalt an Nickel und Cobalt zwischen 0,5% und 3,5%, 0,1% bis 1,2% Beryllium und Kupfer als Rest mit den üblichen Verunreinigungen in einer Menge von insgesamt bis 0,5 % und einzeln bis 0,1% durch Lösungsglühen, Kaltverformen und anschließendes Auslagern der lösungsgeglühten und kaltverformten Legierung, dadurch gekennzeichnet,
daß das Lösungsglühen bei einer hohen Temperatur von mehr als 90% der Anfangsschmelztemperatur der Legierung bis zur Bil dung einer sich von der primären Beryllidphase und der Haupthärtungsphase (B) unterscheidenden nickelreichen Ausscheidungsphase (A),
das Kaltverformen ohne Zwischenglühen um wenigstens 60% Profildickenverminderung und
das Auslagern bei einer Temperatur zwischen 315°C und 482°C durchgeführt werden.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Lösungsglühen bei einer Temperatur von mehr als 92% der Anfangsschmelztemperatur durchgeführt wird.

3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß das Lösungsglühen bei einer Temperatur von mehr als 95% der Anfangsschmelztemperatur durchgeführt wird.

4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das Kaltverformen ohne Zwischenglühen um wenigstens 75% Profildickenverminderung durchgeführt wird.

5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß das Kaltverformen ohne Zwischenglühen um wenigstens 80% Profildickenverminderung durchgeführt wird.

6. Verwendung der nach einem der vorhergehenden Ansprüche herge stellten Legierung mit einer Vorzugsrichtung der Kornorien tierung für Stangen, Stäbe, Rohre, Bleche, Bänder und Drähte.

7. Verwendung der nach einem der Ansprüche 1-5 hergestellten Legierung zu dem im Anspruch 6 genannten Zweck mit der Maßgabe, daß die Legierung die folgende Zusammensetzung aufweist
1,0-2,2% Nickel gegebenenfalls in Kombination mit Cobalt
0,4-0,7% Beryllium
Rest im wesentlichen Kupfer mit nicht mehr als 0,5% Verunreinigungen.