EP0926251A1 - Kupfer-Zinn-Titan-Legierung - Google Patents

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EP0926251A1
EP0926251A1 EP98123159A EP98123159A EP0926251A1 EP 0926251 A1 EP0926251 A1 EP 0926251A1 EP 98123159 A EP98123159 A EP 98123159A EP 98123159 A EP98123159 A EP 98123159A EP 0926251 A1 EP0926251 A1 EP 0926251A1
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EP
European Patent Office
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copper alloy
alloy according
weight
semi
production
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EP98123159A
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English (en)
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EP0926251B1 (de
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Andreas Dr. Bögel
Stephan Dr. Hansmann
Uwe Dr. Hofmann
Hilmar R. Dr. Müller
Joachim Dr. Riedle
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Wieland Werke AG
Original Assignee
Wieland Werke AG
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/115—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces by spraying molten metal, i.e. spray sintering, spray casting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/0425—Copper-based alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/02—Alloys based on copper with tin as the next major constituent

Definitions

  • the invention relates to a Cu-Sn-Ti alloy, its production and its Use.
  • the CuSnTi alloy consists of Sn 12-20% by weight, Ti 0.002-1.0 % By weight of rest Cu and usual impurities.
  • Such an alloy can sufficiently quick cooling from the molten state Room temperature can be obtained in such a structural state that that for the Semi-finished product preform (casting tape, casting block, casting bolt) is technically free from coarse, brittle phases and therefore in a special way for the Manufacture of semi-finished products as strips, profiles, wires, hollow profiles or tubes by kneading is suitable.
  • Such semi-finished products are ideal for Production of various everyday objects and items Functional parts of precision mechanics and electromechanics as well as general ones Mechanical engineering. Because of their chemical composition and the Such an alloy has a particularly favorable method of manufacture Combination of high mechanical strength with excellent ductility combined with good corrosion resistance.
  • the object is achieved by a Cu-Sn-Ti alloy, which consists of the molten state is cooled down so quickly that the castings
  • the usual segregation does not occur and that the structure is free of is macroscopic segregation.
  • macroscopic segregations understood structural components that are present in the cast structure and one Take a share of more than 10 vol .-% and one as individual phase fields Have dimensions of more than 1 mm.
  • a sufficiently high one Cooling rate between liquidus and solidus temperature to avoid Such macro-increases can be achieved by various techniques.
  • the use of classic cast alloys is prohibited for the Hot forming due to the melting at the process temperature Phases of segregation, which lead to the destruction of the workpiece or because of low process temperature then brittle phases that either the Drive the forming resistance so high that the forming is done mechanically is no longer possible or lead to shearing and destruction of the workpiece.
  • the preforms produced according to the invention allow their use of hot forming processes with a large change in cross-section. Are there Processes with dominant compressive stress such as presses and round rolls highly recommended.
  • alloy compositions of the type of this type provided technically as a preform, they are suitable for kneading in the Heat from rolling, pressing and forging and from these basic shapes derived forming process.
  • they can be warm beforehand formed castings, but also the castings themselves, by rolling, drawing, Hammering, embossing, deep drawing and forming processes derived from such as Pilgrims, flanging, knurling and bending are formed
  • Preforms according to 1.1 are preferably without a hot forming step processed further.
  • Preforms according to 1.1 is expediently used faster and larger cross-section reduction a hot forming stage intended.
  • the sequence of cold working and intermediate annealing according to 2.2 and 2.3 serves the manufacture of the desired semi-finished products and their dimensions and can be used for Repeat as needed.
  • the cold forming and final treatments serve the manufacture of semi-finished products, the targeted setting of geometric and mechanical Properties for the direct use of the semi-finished product or its further processing e.g. by coating, plating or manufacturing composite materials.
  • the range of cast bronze designed for use by the present invention Representing a worthwhile range ranges from about 12 to 20% by weight of Sn.
  • Iron at levels of is also used to support the homogeneous structure formation 0.005 to 2% by weight, but it also contributes through the formation of a connection Sn and in interaction with aluminum, titanium, zirconium and phosphorus thermal stabilization of the material under thermal stress. Levels above 2% by weight are very high because of the then great risk Avoid iron lines or individual iron particles that are forming flawless surfaces. Common substitute for iron is cobalt, for the same applies.
  • Levels up to 5% by weight appear to improve the Strength properties and increased corrosion resistance where necessary recommendable. Levels above 5% by weight lead to difficult handling of the material, since then the hardenability of the known Cu-Ni-Sn materials becomes permanently noticeable.
  • Magnesium contents up to 1% by weight can be similar to titanium, zirconium or Phosphorous can also be used. Regarding the content restriction the considerations made for titanium and zircon apply. In addition, the Compound formation of magnesium and phosphorus and the strong tendency of Magnesium for strengthening the tempering for thermal stabilization of the Material can be used.
  • Aluminum can be used advantageously up to 2% by weight for temper hardening to strengthen and / or to increase the mechanical parameters.
  • the melt proves an aluminum addition to be advantageous if the viscosity must be set to a low level because Residual oxygen levels, especially when interacting with titanium and magnesium Have made the melt viscous.
  • Aluminum contents higher than 2% by weight lead to impairments of later operations for surface finishing, such as for example galvanizing and also make soldering or welding difficult, and should therefore be avoided.
  • Chip breaking additives of lead and / or carbon in the form of graphite with up to 3% by volume are indicated for setting the cutting properties. Continue but comes to ensure emergency running properties sliding components are of great importance. Content over 3 vol .-% lead to disadvantages in terms of plastic formability and mechanical resilience, so that they are within the scope of the presented invention be disregarded.
  • Tin bronzes are very suitable for this. The higher their tin content, the higher the strengths achieved. Common kneading tin bronze included rarely more than 9% by weight and therefore appear unsatisfactory. Tin bronzes with very high levels e.g. 15% by weight are now used as kneading materials of the present invention.
  • a bolt CuSn16Ti with the composition 15.5% by weight Sn, 0.25% by weight Ti, 84.15% by weight Cu (rest usual impurities) was used with a spray compacting system from Mannesmann- Demag sprayed under license from Osprey Metals.
  • the composition was melted in a vacuum oven to avoid the undesirable slagging of Ti.
  • the gas-metal ratio set during spraying was 0.45 Nm 3 / kg.
  • the dimensions achieved were 480mm in diameter and 1200mm in length.
  • the metallographic control showed a structure free of segregation with fine excretions.
  • the wires had the following characteristics: Hardness: tensile strength 930 MPa, yield strength 810 MPa, elongation at break A5 18%, hardness 240HV10, elastic modulus 80 GPa. Soft: tensile strength 490 MPa, yield strength 240 MPa, elongation at break A5 62%, hardness 100HV10, grain size 40 ⁇ m.
  • the hardness remains for the material according to this invention significantly higher level and the grain size is significantly smaller than for not Materials according to the invention, even when using the inventive How to use higher tin contents.
  • the behavior of the material according to the invention is favorable after Process according to the invention always produced if after The highest possible strengths should be maintained and the Suitability for use due to coarse grain formation with regard to mechanical loads or questions of surface processing must not be restricted.

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Abstract

Die Erfindung betrifft eine Kupfer-Zinn-Titan-Legierung, die aus 12 bis 20 Gew.-% Zinn, 0,002 bis 1 Gew.-% Titan, Rest Kupfer und üblichen Verunreinigungen besteht. Der Zusatz weiterer Elemente ist möglich. Halbzeug aus der erfindungsgemäßen Kupfer-Legierung wird vorzugsweise durch Dünnbandgießen oder Sprühkompaktieren hergestellt. Aufgrund einer besonders günstigen Kombination von hohen mechanischen Festigkeiten bei exzellenter Duktilität, kombiniert mit guter Korrosionsbeständigkeit, findet Halbzeug aus der erfindungsgemäßen Kupfer-Legierung vielfältige Verwendungsmöglichkeiten.

Description

Die Erfindung betriffl eine Cu-Sn-Ti-Legierung, ihre Herstellung und ihre Verwendung. Die CuSnTi-Legierung besteht aus Sn 12 - 20 Gew.%, Ti 0,002 - 1,0 Gew.%Rest Cu und übliche Verunreinigungen. Eine solche Legierung kann bei hinreichend schneller Abkühlung aus dem schmelzflüssigen Zustand bei Raumtemperatur in einem solchen Gefügezustand erhalten werden, dass die für die Halbzeugherstellung vorliegende Vorform (Gussband, Gussblock, Gussbolzen) technisch frei von groben, spröden Phasen ist und daher in besonderer Weise für die Herstellung von Halbzeugen als Bänder, Profile, Drähte, Hohlprofile oder Rohre durch Kneten geeignet ist. Solcherlei Halbzeuge eignen sich hervorragend für die Herstellung verschiedener Gegenstände des täglichen Bedarfs und von Funktionsteilen der Feinmechanik und der Elektromechanik sowie des allgemeinen Maschinenbaus. Aufgrund ihrer chemischen Zusammensetzung und der Herstellungsweise weist eine solche Legierung eine besonders günstige Kombination von hohen mechanischen Festigkeiten bei exzellenter Duktilität kombiniert mit guter Korrosionsbeständigkeit auf.
Nach dem heutigen Stand der Technik ergeben sich die Anforderungen an moderne Halbzeuge sowohl aus den Gebrauchs- und Umwelteigenschaften als auch nach Kostengesichtspunkten. Wegen dem Wettbewerbsdruck erscheinen daher jene Werkstoffe attraktiv, die eine rationelle, möglichst abfallfreie Herstellung ermöglichen. Hierdurch erscheinen besonders Knetwerkstoffe in vielen Fällen gegenüber Gusswerkstoffen bei den Cu-Legierungen als besonders vorteilhaft, wenn es um die Herstellung komplexer Funktionsteile geht. Die Knetbarkeit von Cu-Werkstoffen begrenzt jedoch die Nutzung von hochgeschätzten Eigenschaften der Gusswerkstoffe, bei denen die Cu-Sn-Werkstoffe eine besonders wichtige Rolle spielen. Sie zeichnen sich z.B. durch sehr hohe Festigkeiten und Härten bei sehr guten Korrosionseigenschaften und einer allgemein hervorragenden Eignung für tribologische Anforderungen aus. In der Literatur (z.B. K. Dies, Kupfer und Kupferlegierung in der Technik, Berlin 1967 Seite 504ff.) ist Behandlung und Zusammensetzung der Zinnbronzen sehr umfassend erläutert. Dort wird auch auf die Erzielbarkeit homogener Gefüge auch bei Gußbronzen bis etwa 15Gew.-% Sn durch Wärmebehandlung eingegangen. Es wird dort erläutert, daß Homogenisierungsglühungen zu Poren führen (a.a.O. S. 514-516) und andererseits durch Homogenisierung mechanische Eigenschaften verbessert werden können, ohne daß dabei auf eine dadurch möglichwerdende Kaltverformung hingewiesen wird (a.a.O. S.549 ff). Hoch zinnhaltige klassisch hergestellte Bronzen sind demnach zur Umformung zu homogenisieren und also porenhaltig. Dem Fachmann ist bekannt, daß Poren für die meisten technischen Anwendungen unerwünscht sind. Sie sind Schwachstellen bei mechanischer Belastung und stören die Umformung selbst oder verhindern nach Umformung zumeist die Ausbildung einer fehlerfreien Oberfläche. So ist nach dem Stand der Technik die Nutzung von Gußbronzen als Knetwerkstoffe nicht gegeben. Bislang muß der Gegensatz zwischen Knet- und Gusswerkstoffen als unüberwindlich gelten, die Verfügbarkeit eines Knetwerkstoffes mit den Eigenschaften eines Gusswerkstoffes aber als wünschenswert angesehen werden.
Es stellte sich daher für die vorliegende Erfindung die Aufgabe, einen Werkstoff und ein Verfahren zu seiner Herstellung vorzuschlagen, der den Gegensatz zwischen den CuSn-Knetwerkstoffen und den CuSn-Gusswerkstoffen überwindet. Der Werkstoff soll die chemischen und mechanischen Eigenschaften der Gussbronzen mit den Verarbeitungseigenschaften der Knetwerkstoffe kombinieren, wozu besonders die Einstellung der Kaltverformbarkeit und gleichzeitige Sicherung einer hohen mechanischen Festigkeit und Härte notwendig ist.
Die Aufgabe wird erfindungsgemäß durch eine Cu-Sn-Ti-Legierung gelöst, die aus dem schmelzflüssigen Zustand so schnell abgekühlt wird, dass die bei Gussstücken übliche Seigerung unterbleibt und dass das Gefüge bei Raumtemperatur frei von makroskopischen Seigerungen ist. Unter makroskopischen Seigerungen werden dabei Gefügebestandteile verstanden, die im Gussgefüge vorhanden sind und einen Anteil von mehr als 10 Vol.-% einnehmen und als einzelne Phasenfelder eine Abmessung von mehr als 1 mm haben. Eine ausreichend hohe Abkühlgeschwindigkeit zwischen Liquidus- und Solidustemperatur zur Vermeidung solcher Makroseigerungen kann durch verschiedene Techniken erreicht werden. Hierzu zählen namentlich das Bandgießen ( siehe beispielsweise: Vaught,C. F.: Apparatus of and Apparatus for Continuous Casting of a Metal Strip, Patentschrift USA WO 87/02285 (1987); Wünnenberg, K., Frommann, K., Voss-Spilker, P.: Vorrichtung zum kontinuierlichen Gießen von breitem Band, Offenlegungsschrift DE 3601338 A1 (1987)) und das Sprühkompaktieren (siehe beispielsweise: GB-PS 1 379 261, Reginald Gwyn Brooks, (1972), GB-PS 1 599 392, Osprey Metals Ltd., (1978), European Patent 0 225 732, Osprey Metals Ltd., (1986)). Die mit diesen Verfahren hergestellten Vorformen unterscheiden sich von z. B. durch üblichen Strangguss hergestellten Vorformen in ihrem Gefügezustand deutlich. Ihre Bearbeitbarkeit durch Warm- und Kaltumformung sind hervorragend wie beispielsweise in DE 4126 079 "Bandgießverfahren für ausscheidungsbildende und /oder spannungsempfindliche und/oder seigerungsanfällige Kupferlegierungen" und DE 4201065 "Anwendung des Sprühkompaktier-Verfahrens zur Verbesserung der Biegewechselfestigkeit von Halbzeug aus Kupferlegierungen" ausgeführt wird. Die dort referierten Zusammensetzungen beziehen sich jedoch nicht auf typische Gußlegierungen. Überraschenderweise konnte nun aber festgestellt werden, dass die Anfälligkeit auch der z.B. in DIN definierten Guss-Zinn-Bronzen für Ungänzen und Poren aber auch für Seigerungen durch Zusatz von Titan oder Zirkon sowie von Eisen soweit reduziert werden kann, dass die technische Nutzung der dann so hergestellten Vorformen durch Kneten möglich wird. Weitere später zu erläuternde Ausführungsformen mit Zusatz weiterer Legierungskomponenten erlauben daneben für die mechanische Funktion und die Korrosionsbeständigkeit wichtige Eigenschaften zweckmäßig einzustellen.
Für klassische Guss-Zinn-Bronzen ist sowohl die Warmumformung als auch die Kaltumformung nicht oder nur sehr eingeschränkt möglich. Dagegen erlauben die erfindungsgemäß hergestellten Legierungen im kalten Zustand bezogene Querschnittsänderungen des Gusszustandes von mindestens 20 % oder Vergleichsumformgrade von mindestens ϕ = 0,25 (ϕ: In A0/A1; A0: Querschnitt vor der Kaltverformung; A1: Querschnitt nach der Kaltverformung).
Die Verwendung von klassischen Gusslegierungen verbietet sich für die Warmumformung aufgrund der bei der Prozesstemperatur schmelzflüssigen Seigerungsphasen, die zur Zerstörung des Werkstückes führen oder wegen der bei niedriger Prozesstemperatur dann spröden Phasen, die entweder den Umformwiderstand so in die Höhe treiben, dass die Umformung maschinentechnisch nicht mehr möglich ist oder zum Abscheren und Zerstörung des Werkstückes führen. Dagegen erlauben die erfindungsgemäß hergestellten Vorformen die Anwendung von Warmumformverfahren mit starker Querschnittsveränderung. Dabei sind Verfahren mit dominierender Druckspannung wie Pressen und Rundwalzen besonders empfehlenswert.
Werden die erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzungen solcher Art also technisch als Vorform zur Verfügung gestellt, eignen sie sich zum Kneten in der Wärme durch Walzen, Pressen und Schmieden sowie aus diesen Grundformen abgeleitete Umformverfahren. Bei Raumtemperatur können die zuvor warm umgeformten Gussstücke, aber auch die Gussstücke selber, durch Walzen, Ziehen, Hämmern, Prägen, Tiefziehen und daraus abgeleiteten Umformverfahren wie Pilgern, Bördeln, Rändeln und Biegen umgeformt werden
Damit ergeben sich für die erfindungsgemäße Anwendung der Verfahren auf die erfindungsgemäßen Legierungen folgende Einzelelemente:
  • 1. Herstellung der Vorform
  • 1.1 Dünnbandgießen Zur Herstellung von dünnen Bändern 2 bis 25 mm Dicke
  • 1.2 Sprühkompaktieren
  • 1.2.1 Zur Herstellung von Flachformen oder Bändern bis 250 mm Dicke
  • 1.2.2 Zur Herstellung von Rohren mit Wanddicken bis zu 100 mm
  • 1.2.3 Zur Herstellung zylindrischer Körper bis 600 mm, die z.B. als Bolzen zum Strangpressen dienen können.
  • 1.3 Spangebende Bearbeitung der Vorform
  • 2. Weiterverarbeitung der Vorform
  • 2.1 Warmumformung Für Walzerfahren wird die Warmumformung im Temperaturbereich von 600-800 °C,
    für Pressverfahren im Temperaturbereich von 550 - 800 °C empfohlen.
  • 2.2 Kaltverformung Bezogene Querschnittsänderungen bis 95 % und Vergleichsumformgrade bis ϕ = 3 sind möglich. Für die Vorform werden typischerweise bezogene Querschnittsänderungen von mindestens 20 % bzw. Vergleichsumformgrade von mindestens ϕ = 0,25 ertragen.
  • 2.3 Zwischenglühungen zum Rekristallisieren und zur Erholung des Formänderungsvermögens Hierfür sind Glühungen im Temperaturbereich zwischen 400 und 700 °C für 1 Minute bis 10 Stunden Dauer geeignet.
  • 2.4 Abschließende Kaltumformung Für eine abschließende Kaltumformung sind bezogene Querschnittsänderungen typischerweise bis 95 % nach einer vorangehenden Zwischenglühung möglich.
  • 2.5 Abschließende Wärmebehandlung Eine Abschließende Wärmebehandlung wird durchgeführt, um den Eigenspannungszustand durch thermische Behandlung günstig zu beeinflussen oder um die mechanischen Eigenschaften in zweckmäßiger Weise durch Anlass- oder Weichglühbehandlung zu beeinflussen oder um durch gezielte Einstellung heterogener Phasen z.B. notwendige tribologische oder Zerspanungseigenschaften zusätzlich einzustellen.
  • 2.5.1 Anlassen Das Anlassen wird im Temperaturbereich 150 - 300 °C mit Dauern zwischen 1 Minute und 10 Stunden durchgeführt.
  • 2.5.2 Erholung und Rekristallisationsglühungen werden im Temperaturbereich von 300 - 700 °C mit Glühdauern von 1 Minute bis zu 10 Stunden durchgeführt.
  • 2.5.3 Heterogenisierung Heterogenisierungsbehandlungen werden zum Einstellen der Gleichgewichtsphasen im Temperaturbereich von 700 - 900 °C mit Glühdauern von wenigstens 1 Minute bis zu 10 Stunden durchgeführt. Sie dienen besonders zur Einstellung hoher Härten oder zur Gefügedifferenzierung, die vorwiegend zur Optimierung tribologischer Eigenschaften dient.
    • Die Wahl der Vorform und die nachfolgende Kombination der Herstellschritte, wie aufgeführt, geschieht nach Zweckmäßigkeit und Wirtschaftlichkeit.
    Vorformen nach 1.1 werden vorzugsweise ohne Warmumformungsstufe weiterverarbeitet. Für die übrigen Vorformen wird zweckmäßigerweise zur schnelleren und größeren Querschnittsreduzierung eine Warmumformstufe vorgesehen.
    Die Abfolge von Kaltverformungen und Zwischenglühungen nach 2.2 und 2.3 dient der Herstellung der gewünschten Halbzeuge und ihrer Dimensionen und kann bei Bedarf wiederholt werden. Die Kaltumformung und Schlussbehandlungen dienen bei der Halbzeugherstellung der gezielten Einstellung geometrischer und mechanischer Eigenschaften für den direkten Einsatz des Halbzeuges oder seiner Weiterveredlung z.B. durch Beschichten, Plattieren oder Herstellung von Werkstoffverbunden.
    Neben den Verfahrensmäßigen Ansätzen sind jedoch auch folgende Ansätze zur Auswahl der Zusammensetzung zu beachten:
    Der Bereich der Gußbronzen die sich für die vorliegende Erfindung als zur Nutzung lohnender Bereich darstellen reicht von etwa 12 bis zu 20Gew.-%Sn. Je höher der Zinn-Gehalt ist, desto höhere mechanische Eigenschaften lassen sich erreichen.
    Um die notwendige Homogenität des Gefüges zu gewährleisten sind mindestens Gehalte von 0,002 Gew.-% Titan und/ oder Zirkon notwendig. Die Summe dieser Gehalte sollte 1 Gew.-% nicht übersteigen, da dann eine sehr störende Beeinträchtigung der Oberflächeneigenschaften auftritt. Diese äußert sich bei der Halbzeugherstellung und -benutzung in starker Neigung zu Oxiden, die die nachfolgende Beschichtung oder Veredelung empfindlich beeinträchtigen.
    Zur Unterstützung der homogenen Gefügebildung dient auch Eisen in Gehalten von 0,005 bis 2Gew.-%, daneben trägt es allein aber auch durch Verbindungsbildung mit Sn und im Zusammenwirken mit Aluminium, Titan, Zirkon sowie Phosphor zur thermischen Stabilisierung des Werkstoffes bei thermischer Beanspruchung bei. Gehalte oberhalb 2 Gew.-% sind wegen der dann großen Gefahr von großen Eisenzeilen oder einzelnen Eisenpartikeln zu vermeiden, die die Ausbildung fehlerfreier Oberflächen beeinträchtigen würden. Üblicher Ersatz für Eisen ist Kobalt, für das Ähnliches gilt.
    Phosphor kann je nach dem, welche Fertigungseinrichtungen zur Verfügung stehen, zur Vordesoxidation der Schmelze notwendig werden oder durch Zusammenwirken mit Fe und Ti zur thermischen Stabilisierung des Werkstoffes beitragen. Restgehalte nach Vordesoxidation von unter 0,001Gew.-% sind regelmäßig unzureichend, während Gehalte über 0,4% weder zur Desoxidation noch zur thermischen Stabilisierung weitere Vorteile bieten.
    Gehalte bis zu 5Gew.-Ni% erscheinen zur Verbesserung der Festigkeitseigenschaften und steigerung der Korrosionsbeständigkeit wo nötig empfehlenswert. Gehalte über 5 Gew.-% führen zu einer schwierigen Handhabung des Werkstoffes, da dann die Aushärtbarkeit der bekannten Cu-Ni-Sn-Werkstoffe nachhaltig bemerkbar wird.
    Gehalte an Magnesium bis zu 1 Gew.-% können ähnlich wie Titan, Zirkon oder Phospor zusätzlich angewendet werden. Hinsichtlich der Beschränkung der Gehalte gelten die für Titan und Zirkon angestellten Betrachtungen. Zusätzlich ist die Verbindungsbildung von Magnesium und Phosphor und die starke Neigung von Magnesium zur Verstärkung der Anlaßhärtung zur thermischen Stabilisierung des Werkstoffes einsetzbar.
    Aluminium kann bis zu 2Gew.-% vorteilhaft eingesetzt werden, um die Anlaßhärtung zu verstärken und/oder die mechanischen Kennwerte zu steigern. Für die Handhabung der Schmelze erweist sich ein Aluminiumzusatz als vorteilhaft, wenn die Viskosität auf ein niedriges Niveau eingestellt werden muß, weil Restsauerstoffgehalte in Wechselwirkung besonders mit Titan und Magnesium die Schmelze zähflüssig gemacht haben. Höhere Gehalte an Aluminium als 2 Gew.-% führen zu Beeinträchtigungen späterer Arbeitsgänge zur Oberflächenveredelung, wie beispielsweise Galvanisieren und erschweren auch das Löten oder Schweißen, und sollten daher vermieden werden.
    Begrenzte Gehalte an Mangan und Zink bis zu 5Gew.-% können wünschenswert erscheinen, um den Metallwert des Werkstoffes zu reduzieren. Besonders Mangan kommt aber auch zur Steigerung der mechanischen Bearbeitbarkeit infrage, da Mangangehalte geeignet sind, gerade die plastische Formbarkeit weiter positiv zu beeinflussen.
    Spanbrechende Zusätze von Blei und/oder Kohlenstoff in Form von Graphit mit bis zu 3Vol.-% sind zur Einstellung der Zerspanungeigenschaften angezeigt. Weiter kommt ihnen aber zur Gewährleistung von Notlaufeigenschaften bei gleitbeanspruchten Bauteilen eine große Bedeutung zu. Gehalte über 3Vol.-% führen allerdings zu Nachteilen hinsichtlich der plastischen Formbarkeit und mechanischen Belastbarkeit, so daß sie im Rahmen der vorgestellten Erfindung außer Betracht bleiben.
    Die Erfindung wird an nachfolgendem Beispiel erläutert:
    In der Elektromechanik wird für Federn oder z.B. in der Feinmechanik für hochbelastete Brillenbügel ein möglichst fester, aber duktiler Werkstoff in Drahfform gewünscht. Hierzu sind Zinn-Bronzen sehr geeignet. Je höher deren Zinngehalt ist, desto höher werden die erzielten Festigkeiten. Übliche Knet-Zinnbronzen enthalten selten mehr als 9 Gew.-% und erscheinen daher unbefriedigend. Zinn-Bronzen mit sehr hohen Gehalten z.B. 15 Gew.-% sind als Knetwerkstoffe nun durch Anwendung der vorliegenden Erfindung verfügbar.
    Zur Erzeugung eines Kupferlegierungs-Halbzeuges in Drahfform wurde dazu ein Bolzen CuSn16Ti der Zusammensetzung 15,5Gew.-%Sn, 0,25Gew.-Ti, 84,15 Gew.-% Cu (Rest übliche Verunreinigungen) mit einer Sprühkompaktieranlage der Firma Mannesmann-Demag unter Lizenz der Fa. Osprey Metals gesprüht. Die Zusammensetzung wurde dafür in einem Vakuumofen erschmolzen, um die unerwünschte Verschlackung von Ti zu vermeiden. Das eingestellte Gas-Metall-Verhältnis beim Sprühen war 0,45 Nm3/kg. Die erreichten Abmessungen waren Durchmesser 480mm, Länge 1200mm.
    Das Gefüge im gesprühten Zustand erwies sich in der metallografischen Untersuchung als frei von Seigerungen. Die so erzeugte Vorform wurde spangebend allseitig bearbeitet, um die vom Sprühen außen porös vorliegende Schicht zu enffernen und einen zylindrischen Körper zum Pressen zu erzeugen. Dieser sogenannte Bolzen wurde dann bei 670°C mittels einer direkt wirkenden Strangpresse zu 2 Drähten von 16,3 mm Durchmesser geformt. Die Dräht wurden dann thermomechanisch behandelt:
  • 1. Beizen in Schwefelsäure
  • 2. Kaltumformen durch Walzen mit ϕ=0,5
  • 3. Rekristallisierend Zwischenglühen 560°C für 4 Stunden.
    Die Arbeitsschritte 1. bis 3. wurden bis zum Vorliegen eines Vordrahtes von 5,2mm Durchmesser wiederholt durchgeführt. Die Beschränkung des Umformgrades ergibt sich aus der starken Verfestigung des Werkstoffes auf Streckgrenzenwerte von über 850 MPa bei höheren Umformgraden. Diese würde zwar der Werkstoff noch ertragen, wie Vorversuche im Labor gezeigt hatten, jedoch gelang die umformtechnische Realisierung auf den benutzten Anlagen nur bis zum genannten Umformgrad. Die Vordrähte wurden dann durch die Verfahrensschritte
  • 4. Beizen in Schwefelsäure
  • 5. Kaltumformen durch Ziehen an 3,8 mm Durchmesser
  • 6. Rekristallisierend Zwischenglühen 560°C für 4 Stunden
  • 7. Fertigziehen an 2,3 mm.
    an die Endabmesung gefertigt und lagen dann als Runddraht mit 2,3mm
    Durchmesser ziehhart z.B. für elektromechanische Bauteile und nach einem abschließendem rekristallisierenden Schlußglühen unter Wasserstoffatmosphäre mit nachfolgender Glanzbeize als Runddraht mit 2,3mm Durchmesser weich für die Fertigung z. B. für die erwähnten Brillenteile vor.
    • Die metallografische Kontrolle ergab ein von Seigerungen freies Gefüge mit feinen Ausscheidungen. Die Drähte hatten folgende Kennwerte:
    Ziehhart: Zugfestigkeit 930 MPa, Streckgrenze 810 MPa, Bruchdehnung A5 18%, Härte 240HV10, Elastiziätsmodul 80 GPa.
    Weich: Zugfestigkeit 490 MPa, Streckgrenze 240 MPa, Bruchdehnung A5 62%, Härte 100HV10, Korngröße 40 µm.
    Damit ergibt sich für die Gebrauchseignung neben den sehr hohen mechanischen Kennwerten ein Vorteil durch die Anwendung des erfindungsgemäßen Verfahrens auf die erfingdungsgemäße Legierung: Das Verhältnis zwischen Streckgrenze und Elastizitätsmodul wird so groß, wie es mit herkömmlichen Kupferknetlegierungen kaum zu erreichen ist. Dadurch werden für federnde Beanspruchungen die elastisch ertragenen Verformungen sehr groß, was sich unmittelbar positiv bei Maximierung von Federwegen nutzen läßt. Dies ist beispielsweise auch für Brillenbügel durchaus von großem Interesse, da versehentliche Biegung nicht gleich zum Verlust der angpaßten Sitzform für den Benutzer führt.
    Zwei weitere Vorteile zeigen sich nach kurzzeitiger Wärmebelastung, wie sie zum Beispiel bei Verbindungsarbeiten durch Löten oder Schweißen durchaus üblich ist. Um dies zu demonstrieren wurde nach dem oben beschriebenen Vorgehen auch eine nicht erfindungsgemäße Legierung CuSn14 mit 13,8Gew.-% Zinn, Rest Kupfer und übliche Verunreinigungen nach dem erfindungsgemäßen Vorgehen ebenfalls zu einem 2,3mm dicken Draht gefertigt. Drähte aus CuSn4, CuSn6 und CuSn8 wurden basierend auf klassisch hergestelltem Vormaterial zu dieser Abmessung gefertigt. Die Drähte wurde dann in einem Salzbad geglüht. Zum weiteren Vergleich wurden darüberhinaus für zwei hoch Zinn-haltige DIN-Gußlegierungen die an Gußstücken ermittelten Kennwerte angegeben.
    Werkstoff Härte nach Kaltverformung mit ca. 40% bezogener Querschnittsänderung Härte nach kurzzeitiger Wärmebelast ung 700°C/3min Korngröße nach kurzzeitiger Wärmebelast ng 700°C/3min
    CuSn4 (Knetwerkstoff) 180HV10 80HV10 60µm
    CuSn6 (Knetwerkstoff) 185HV10 90HV10 70µm
    CuSn8 (Knetwerkstoff) 195HV10 95HV10 60µm
    GC-CuSn12Ni (Gußwerkstoff nach DIN1705) Härte im Gußzustand 100 HB10 100HB10 über 1mm
    GC-CuSn12Pb (Gußwerkstoff nach DIN1705) Härte im Gußzustand 95 HB10 95HB10 über 1mm
    CuSn14 ( nur Anwendung des erfindungsgemäßen Verfahrens) 210HV10 100HV10 125µm
    CuSn16Ti (Anwendung des Verfahrens auf die erfindungsgemäße Legierung) 240HV10 140HV10 40µm
    Wie sich nun zeigt, bleibt die Härte für den Werkstoff nach dieser Erfindung auf deutlich höherem Niveau und die Korngröße ist deutlich kleiner, als für nicht erfindungsgemäße Werkstoffe, selbst bei Anwendung der erfindungsgemäßen Vorgehensweise zur Nutzung höherer Zinngehalte. Gleichzeitig fällt auch der Vergleich mit den Gußwerkstoffen zugunsten der Erfindung aus: Das Korn ist feiner und die Härte höher - auch nach einer kurzzeiten Einwirkung von 700°C.
    Günstig ist das Verhalten der erfindungsgemäßen Werkstoff nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellt immer dann, wenn nach Verbindungsarbeiten möglichst hohe Festigkeiten erhalten bleiben sollen und die Gebrauchseignung durch Grobkornbildung hinsichtlich mechanischer Belastungen oder Fragen der Oberflächenbearbeitung nicht eingeschränkt werden darf.
    An Hand dieser Ergebnisse kann also gezeigt werden, daß die Kombination des vorgeschlagenen Verfahrens mit den vorgeschlagenen Zusammensetzungen zu Eigenschaften führt, die sonst nur für Gußwerkstoffe zu erhalten waren: Sehr hohe Zinngehalte, sehr hohe Festigkeiten auch nach Wärmebelastung. Andererseits werden zugleich die Vorzüge von Knetwerkstoffen realisiert: kleine Korngröße, hohe Festigkeit durch Kaltverformung, große Variabilität der Halbzeugabmessung durch thermomechanische Behandelbarkeit. Die Aufgabe der Erfindung wird demnach gelöst.

    Claims (17)

    1. Kupfer-Zinn-Titan-Legierung, dadurch gekennzeichnet, daß sie aus
         12 bis 20 Gew.-% Zinn,
         0,002 bis 1 Gew.-% Titan,
      Rest Kupfer und üblichen Verunreinigungen besteht.
    2. Kupfer-Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Titan ganz oder teilweise durch Zirkon ersetzt ist.
    3. Kupfer-Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet,
      daß sie zusätzlich 0,005 bis 2 Gew.-% Eisen enthält.
    4. Kupfer-Legierung nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß das Eisen ganz oder teilweise durch Kobalt ersetzt ist.
    5. Kupfer-Legierung nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet,
      daß sie zusätzlich 0,001 bis 0,4 Gew.-% Phosphor enthält.
    6. Kupfer-Legierung nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet,
      daß sie zusätzlich bis zu 5 Gew.-% Nickel enthält.
    7. Kupfer-Legierung nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet,
      daß sie zusätzlich bis zu 1 Gew.-% Magnesium enthält.
    8. Kupfer-Legierung nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet,
      daß sie zusätzlich bis zu 2 Gew.-% Aluminium enthält.
    9. Kupfer-Legierung nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet,
      daß sie zusätzlich Mangan und Zink einzeln oder gemeinsam bis maximal 5 Gew.-% enthält.
    10. Kupfer-Legierung nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet,
      daß sie zusätzlich bis zu 3 Vol.-% Blei und/oder Kohlenstoff als Spanbrecher enthält.
    11. Gußstück, hergestellt aus der Kupfer-Legierung nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet,
      daß der Anteil durch Seigerung entstandener grober Phasen kleiner ist als 10 Vol.-%,
      daß Seigerungspartikel oberhalb einer Größe von 50 µm im Querschliff nicht nachgewiesen werden können,
      daß im Gußzustand eine Kaltverformung von wenigstens 20 % bezogener Querschnittsänderung ertragen wird und
      daß Mikroseigerungen bis zu einem Volumenanteil von 10 % vorhanden sein können, wobei typischerweise auftretende zeilenförmige Verteilungen dieser Mikroseigerungen eine Breite von weniger als 20 µm aufweisen.
    12. Verfahren zur Herstellung von Halbzeug in Band-, Draht-, Profil- oder Rohrform, aus einer Kupfer-Legierung nach den Ansprüchen 1 - 10, dadurch gekennzeichnet,
      daß eine Vorform durch Dünnbandgießen oder Sprühkompaktieren erzeugt wird,
      die danach Warm- und/oder Kaltumformungsschritten, ggf. mit Zwischenglühungen, unterworfen wird.
    13. Verwendung des gemäß Anspruch 12 hergestellten Halbzeugs zur Herstellung von Gegenständen des täglichen Bedarfs, wie Schmuck, Bekleidungsaccessoires, Brillenbügeln, Brillenscharnieren, Augenrandprofilen, Teilen für Armbänder von Armbanduhren oder Gehäusen von Armbanduhren.
    14. Verwendung des gemäß Anspruch 12 hergestellten Halbzeugs zur Herstellung von elektromechanischen Bauteilen, also insbesondere Relaisfedern, Schaltelementen, Kontakten, Steckverbindern, Halbleiterträgern, Kommutatoren.
    15. Verwendung des gemäß Anspruch 12 hergestellten Halbzeugs zur Herstellung von Funktionselementen des Maschinenbaus, also insbesondere Hebeln, Zahnrädern, Schneckenrädern, Walzen, Spindelmuttern, Federn.
    16. Verwendung des gemäß Anspruch 12 hergestellten Halbzeugs zur Herstellung von Gleitlagern, Kupplungsstücken und Friktionsscheiben aus dem Fahrzeug- und Maschinenbau.
    17. Verwendung des gemäß Anspruch 12 hergestellten Halbzeugs zur Herstellung von Armaturen für feste, flüssige und gasförmige Medien.
    EP98123159A 1997-12-19 1998-12-04 Verfahren zur Herstellung und Verwendung von einer Kupfer-Zinn-Titan-Legierung Expired - Lifetime EP0926251B1 (de)

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