EP3423604B1 - Zinnhaltige kupferlegierung, verfahren zu deren herstellung sowie deren verwendung - Google Patents

Zinnhaltige kupferlegierung, verfahren zu deren herstellung sowie deren verwendung Download PDF

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EP3423604B1
EP3423604B1 EP17706407.8A EP17706407A EP3423604B1 EP 3423604 B1 EP3423604 B1 EP 3423604B1 EP 17706407 A EP17706407 A EP 17706407A EP 3423604 B1 EP3423604 B1 EP 3423604B1
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EP
European Patent Office
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tin
phases
alloy
copper alloy
phase
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EP17706407.8A
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EP3423604A1 (de
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Kai Weber
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Wieland Werke AG
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Wieland Werke AG
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    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D21/00—Casting non-ferrous metals or metallic compounds so far as their metallurgical properties are of importance for the casting procedure; Selection of compositions therefor
    • B22D21/02—Casting exceedingly oxidisable non-ferrous metals, e.g. in inert atmosphere
    • B22D21/025—Casting heavy metals with high melting point, i.e. 1000 - 1600 degrees C, e.g. Co 1490 degrees C, Ni 1450 degrees C, Mn 1240 degrees C, Cu 1083 degrees C

Definitions

  • the invention relates to a tin-containing copper alloy with excellent hot and cold formability, high resistance to abrasive wear, adhesive wear and fretting wear and improved corrosion resistance and stress relaxation resistance according to the preamble of one of claims 1 to 3, a method for their production according to the preamble of the claims 10 to 11 and their use according to the preamble of claims 17 to 19.
  • copper-tin alloys Due to the alloy component tin, copper-tin alloys are characterized by high strength and hardness. The copper-tin alloys are also considered to be corrosion-resistant and seawater-resistant.
  • This group of materials has a high level of resistance to abrasive wear.
  • the copper-tin alloys ensure good sliding properties and high fatigue strength, which results in their excellent suitability for sliding elements and sliding surfaces in engine and vehicle construction as well as in general mechanical engineering.
  • an addition of lead is added to the copper-tin alloys for plain bearing applications to improve the emergency running properties and the machinability.
  • Copper-tin alloys are widely used in the electronics and telecommunications industries. They often have sufficient electrical conductivity and good to very good spring properties. The Adjustment of the spring properties requires sufficient cold formability of the materials.
  • percussion instruments are preferably made from copper-tin alloys because of their special sound properties.
  • Two types of copper-tin alloys with 8 and 20% by weight of tin are particularly widespread.
  • the copper-tin materials have a particularly strong tendency to absorb gas with subsequent pore formation and segregation phenomena due to their wide solidification interval.
  • the Sn-rich segregations can only be removed to a very limited extent with a homogenization annealing following the casting process.
  • the susceptibility of copper-tin alloys to pores and segregation increases as the Sn content increases.
  • the element phosphorus is added to the copper-tin alloys in order to sufficiently deoxidize the melt.
  • phosphorus also extends the solidification interval of copper-tin alloys, which results in an increased susceptibility to pores and segregation of this group of materials.
  • the description of a process for the production of shaped pieces from copper-tin alloys which contain 6 to 14% by weight of Sn, over 0.1% by weight of P, preferably 0.2 to 0.4% by weight of P , which can be replaced by silicon, boron or beryllium.
  • the copper-tin alloy has about 91.2% by weight Cu, about 8.5% by weight Sn and about 0.3% P. Accordingly, prior to final processing by cold forming or hot forming, the castings are homogenized at a temperature below 700 ° C. until the eutectoids enriched in tin and phosphorus dissolve.
  • Vibration wear also known as fretting in technical terms, is frictional wear that occurs between oscillating contact surfaces.
  • fretting In addition to the geometrical and / or volume wear of the components, the reaction with the surrounding medium leads to fretting corrosion.
  • the material damage can significantly reduce the local strength in the wear zone, in particular the fatigue strength. Vibration cracks can originate from the damaged component surface, leading to fatigue failure / frictional fatigue failure. With fretting corrosion, the fatigue strength of a component can drop well below the fatigue strength of the material.
  • the mechanism of vibratory frictional wear differs considerably from the types of sliding wear with unidirectional movement. In particular, the effects of corrosion are particularly pronounced during frictional wear.
  • connection elements In motors and machines, electrical connectors are often arranged in an environment in which they are exposed to mechanical vibratory movements. If the elements of a connection arrangement are located on different assemblies which move relative to one another as a result of mechanical loads, a corresponding relative movement of the connection elements can occur. These relative movements lead to frictional wear and to fretting corrosion of the contact zone of the connector. Microcracks form in this contact zone, which greatly reduces the fatigue strength of the connector material. This can result in failure of the connector due to fatigue failure. Furthermore, there is an increase in contact resistance due to fretting corrosion.
  • 32 536 C1 contains a regulation on how the fretting corrosion behavior of connectors can be improved on the material side.
  • a contact material made of a silver, palladium or palladium-silver alloy with a content of 20 to 50% by weight tin, indium and / or antimony is applied to a carrier made of bronze, for example.
  • the silver and / or palladium content ensures corrosion resistance.
  • the oxides of tin, indium and / or antimony increase the wear resistance.
  • the Consequences of fretting corrosion are countered.
  • Alloying with metalloids such as boron, silicon and phosphorus achieves the lowering of the relatively high base melting temperature, which is important from a processing point of view.
  • the alloying elements boron and silicon in particular are responsible for the sharp reduction in the melting temperature of hard nickel-base alloys, which is why their use as self-fluxing hard nickel-base alloys is possible.
  • a particularly high P content of 0.2 to 0.6% by weight is specified with an Si content of the alloy of 0.05 to 0.15% by weight. This underlines the ostensible demand for the self-flowing properties of the material. With this high P content, however, the options for hot formability of the alloy will be severely limited.
  • the silicon borides which are mostly in the form of the modifications SiB 3 , SiB 4 , SiB 6 and / or SiB n, which are determined by the boron content, differ significantly from silicon in their properties. These silicon borides have a metallic character, which is why they are electrically conductive. They have an extremely high temperature and oxidation resistance.
  • the modification of SiB 6 which is preferred for sintered products, is used, for example, in ceramic production and processing because of its very high hardness and high abrasive wear resistance.
  • the invention is based on the object of providing a copper-tin alloy which has excellent hot formability over the entire range of the tin content.
  • a starting material can be used that was produced by conventional casting processes without the absolute necessity of carrying out spray compacting or thin strip casting.
  • the copper-tin alloy should be free of gas and shrinkage pores as well as stress cracks and be characterized by a structure with a uniform distribution of the Sn-rich ⁇ -phase that is present depending on the Sn content of the alloy.
  • the as-cast state of the copper-tin alloy does not necessarily have to be homogenized by means of a suitable annealing treatment in order to be able to produce sufficient hot formability.
  • Even the casting material should be characterized by high strength, high hardness and high corrosion resistance.
  • a fine-grain structure with high strength, high hardness, high stress relaxation and corrosion resistance, high electrical conductivity and a high degree of complex wear resistance can be set by means of further processing that includes annealing or hot forming and / or cold forming with at least one annealing.
  • the invention is represented by the features according to one of Claims 1 to 3, with regard to a production method by the features of Claims 10 to 11 and with regard to a use by the features of Claims 17 to 19.
  • the further back-referenced claims relate to advantageous designs and developments of the invention.
  • Sn-rich segregations are understood to mean accumulations of the ⁇ -phase in the cast structure, which are designed as so-called reverse block segregation and / or grain boundary segregation, which cause damage to the structure in the form of cracks when the casting is subjected to thermal and / or mechanical stress Break. After casting, the structure is still free of gas pores and shrinkage pores as well as stress cracks.
  • the alloy is in the as-cast state.
  • the Sn-rich ⁇ phase is preferably at least 1% by volume.
  • the Sn-rich ⁇ -phase is distributed evenly in the structure in an island-like and / or network-like and / or line-like stretched manner.
  • the alloy is in a further processed state.
  • the invention is based on the consideration that a tin-containing copper alloy in the cast state as well as in the further processed state with Al-containing and B-containing phases, Si-containing and B-containing phases and / or addition compounds and / or mixed compounds two phases is provided, which can be produced by means of the sand casting, shell mold casting, investment casting, full mold casting, die casting and permanent mold casting process or with the aid of the continuous or semi-continuous continuous casting process.
  • process engineering complex and cost-intensive primary forming techniques is possible, but is not an absolute necessity for the production of the tin-containing copper alloy according to the invention.
  • spray compacting can be dispensed with.
  • the casting formats of the tin-containing copper alloy according to the invention can be hot-formed directly over the entire range of the Sn content without performing homogenization annealing, for example by hot rolling, extrusion or forging. This largely removes the processing restrictions that previously existed in the manufacture of semi-finished products and components made of copper-tin alloys and which led to this group of materials being subdivided into Cu-Sn wrought alloys and Cu-Sn cast alloys.
  • the matrix of the structure of the tin-containing copper alloy in the as-cast state consists of increasing proportions of ⁇ -phase (Sn-rich) in otherwise ⁇ -phase (Sn-poor) with increasing Sn content of the alloy, depending on the casting process.
  • the form of the arrangement of the ⁇ phase in the structure also changes. It has been found that in the Sn content range from 4.0 to 9.0% by weight, the ⁇ phase is distributed uniformly in the structure with up to 40% by volume, predominantly in island form. If the Sn content of the alloy is between 9.0 and 13.0% by weight, the island shape of the ⁇ phase, which is present in the structure with up to 60% by volume, changes into the network shape. This ⁇ network is also distributed very evenly in the structure of the alloy. In the Sn content range from 13.0 to 17.0% by weight, the ⁇ phase with up to 80% by volume is almost exclusively in the form of a uniform network in the structure. With an Sn content of the alloy of 17.0 to 23.0% by weight, the structural fraction of the ⁇ -phase arranged as a dense network in the structure is up to 98% by volume.
  • the elements boron, silicon and phosphorus in particular take on a deoxidizing function in the melt of the invention. This counteracts the formation of tin oxides in the tin-containing copper alloy.
  • By adding boron and silicon it is possible to lower the phosphorus content without lowering the intensity of the deoxidation of the melt. This measure succeeds in suppressing the adverse effects of adequate deoxidation of the melt by means of an addition of phosphorus.
  • a high P content would also extend the already very large solidification interval of the tin-containing copper alloy, which would result in an increase in the susceptibility to pores and segregation of this type of material. In addition, an increased formation of the copper-phosphorus phase would be the result.
  • This type of phase is considered to be one of the reasons for the hot brittleness of tin-containing copper alloys.
  • the disadvantageous effects of the addition of phosphorus are reduced by limiting the P content in the alloy according to the invention to the range from 0.001 to 0.08% by weight.
  • the elements boron, silicon and aluminum are of particular importance in the tin-containing copper alloy according to the invention.
  • the phases of the Al-B, Si-B systems and / or their addition compounds and / or mixed compounds already separate in the melt.
  • the Si-B phases known as silicon borides can be present in the modifications SiB 3 , SiB 4 , SiB 6 and SiB n .
  • the symbol "n" in the latter modification is based on the fact that boron has a high solubility in the silicon lattice.
  • the Al-B phases named as aluminum borides can mostly be present in the structure in the modifications AlB 2 and / or AlB 12.
  • they take on the function of crystallization nuclei during solidification and cooling. As a result, there is no longer the need to add so-called foreign nuclei to the melt, the even distribution of which in the melt can only be inadequately guaranteed.
  • the as-cast state of the invention has a very uniform structure with a fine distribution of the ⁇ -phase in the form of evenly and densely arranged islands and / or in the form of a uniformly dense network. Accumulations of the Sn-rich ⁇ -phase, which are formed as so-called reverse block segregation and / or as grain boundary segregation, cannot be observed in the cast structure of the invention.
  • the elements boron, silicon, aluminum and phosphorus cause a reduction in the metal oxides.
  • the elements themselves are oxidized, rise to the surface of the castings and form there, as borosilicates and / or borophosphosilicates and / or aluminum oxide-borosilicates and / or aluminum oxide-borophosphosilicates, together with the phosphorus silicates and aluminum oxides, a protective layer that protects the castings from gas absorption .
  • Exceptionally smooth surfaces of the castings made of the alloy according to the invention were found, which indicate the formation of such a protective layer.
  • the structure of the as-cast state of the invention was also free of gas pores over the entire cross-section of the cast parts.
  • a basic idea of the invention consists in the transfer of the effect of borosilicates and phosphorus silicates with regard to the adjustment of the different thermal expansion coefficients of the joining partners during diffusion soldering to the processes during casting, hot forming and thermal treatment of the copper-tin materials. Because of the wide solidification interval of these alloys, large mechanical stresses occur between the staggered crystallizing Sn-poor and Sn-rich structural areas, which lead to cracks and so-called shrinkage pores. Furthermore, these damage features can also occur during hot forming and high-temperature annealing of the copper-tin alloys due to the different hot forming behavior and the different thermal expansion coefficients of the Sn-poor and Sn-rich structural components.
  • the combined addition of boron, silicon, aluminum and phosphorus to the tin-containing copper alloy according to the invention causes, on the one hand, a uniform structure with a fine distribution of the structural components with different Sn content during the solidification of the melt by means of the action of the hard particles as crystallization nuclei.
  • the borosilicates and / or borophosphosilicates and / or aluminum oxide-borosilicates and / or aluminum oxide-borophosphosilicates that form during the solidification of the melt, together with the phosphorus silicates, ensure the necessary adjustment of the thermal expansion coefficients of the Sn-poor and Sn-rich phases . This prevents the formation of pores and stress cracks between the phases with different Sn contents.
  • the alloy according to the invention can be subjected to further processing by annealing or by hot forming and / or cold forming in addition to at least one annealing.
  • the hard particles as crystallization nuclei which, together with the borosilicates and / or borophosphosilicates and / or aluminum oxide-borosilicates and / or aluminum oxide-borophosphosilicates and with the phosphorus silicates, bring about an equalization of the thermal expansion coefficients of the Sn-poor and Sn-rich phases, could also bring about an equalization of the thermal expansion coefficients of the Sn-poor and Sn-rich phases during the hot forming process of the tin-containing copper alloy according to the invention to be watched.
  • the hard particles serve as recrystallization nuclei.
  • the hard particles are to be made responsible for the fact that the dynamic recrystallization takes place favorably during the hot forming of the alloy according to the invention. This results in a further increase in the uniformity and fine-grainedness of the structure.
  • an exceptionally smooth surface of the parts could also be determined after hot forming of the castings.
  • This observation indicates the formation of borosilicates and / or borophosphosilicates and / or aluminum oxide-borosilicates and / or aluminum oxide-borophosphosilicates as well as of phosphorus silicates and aluminum oxides, which takes place in the material during hot forming.
  • the silicates and hard particles require an equalization of the different thermal expansion coefficients of the Sn-poor and Sn-rich components even during hot forming.
  • the structure was free of cracks and pores even after hot forming.
  • the role of the hard particles as nuclei for the static recrystallization became apparent during the annealing treatment after cold forming.
  • the outstanding function of the hard particles as nuclei for the static recrystallization manifested itself in the lowering of the necessary recrystallization temperature which has become possible, which additionally facilitates the establishment of a fine-grain structure of the alloy according to the invention.
  • the level of the parameter R p0.2 is important for the sliding elements and guide elements in internal combustion engines, valves, turbochargers, transmissions, exhaust gas aftertreatment systems, lever systems, brake systems and joint systems, hydraulic units or in machines and systems in general mechanical engineering. Furthermore, a high value of R p0.2 is a prerequisite for the necessary spring properties of connectors in electronics and electrical engineering.
  • the Sn content of the invention ranges between 4.0 and 23% by weight.
  • a tin content of less than 4.0% by weight would result in too low strength values and hardness values.
  • the running properties would be inadequate in the event of a sliding load.
  • the resistance of the alloy to abrasive and adhesive wear would not meet the requirements. If the Sn content exceeds 23.0% by weight, the toughness properties of the alloy according to the invention would deteriorate rapidly, as a result of which the dynamic load-bearing capacity of the components made of the material is reduced.
  • the alloy according to the invention Due to the precipitation of the hard particles, the alloy according to the invention has a hard phase component which, due to its high hardness, contributes to an improvement in the material resistance to abrasive wear.
  • the proportion of hard particles results in improved resistance to adhesive wear, since these phases show a low tendency to weld with a metallic counter-rotating partner in the event of sliding stress. They thus serve as an important wear carrier in the tin-containing copper alloy according to the invention.
  • the hard particles increase the heat resistance and the stress relaxation resistance of components from the invention. This represents an important prerequisite for the use of the alloy according to the invention, in particular for sliding elements and for components, line elements, guide elements and connecting elements in electronics / electrical engineering.
  • borosilicates and / or borophosphosilicates and / or aluminum oxide-borosilicates and / or aluminum oxide-borophosphosilicates and of phosphorus silicates in the alloy according to the invention not only leads to a significant reduction in the pores and cracks in the structure. Together with the aluminum oxides, these silicate phases also take on the role of a wear-protecting and / or corrosion-protecting coating on the components.
  • the alloy according to the invention thus ensures a combination of the properties of wear resistance and corrosion resistance.
  • This combination of properties leads to a high resistance to the mechanisms of sliding wear, as required, and to a high material resistance to fretting corrosion.
  • the invention is outstandingly suitable for use as a sliding element and plug connector, since it has a high degree of resistance to sliding wear and vibrational friction wear / fretting.
  • the effect of the hard particles as crystallization nuclei and recrystallization nuclei, as wear carriers and the effect of the Al oxides and the silicate phases for the purpose of corrosion protection can only reach a technically significant level in the alloy according to the invention if the silicon content is at least 0.05 wt. %, the aluminum content is at least 0.01% by weight and the boron content is at least 0.005% by weight.
  • the Si content exceeds 2.0% by weight and / or the Al content exceeds 1.0% by weight and / or the B content exceeds 0.6% by weight, this leads to a Deterioration of the casting behavior.
  • the excessively high content of hard particles would make the melt significantly more viscous.
  • reduced toughness properties of the alloy according to the invention would be the result.
  • the range for the Si content within the limits of 0.05 to 1.5 is advantageous % By weight and especially from 0.5 to 1.5% by weight.
  • the advantageous Al content of the alloy according to the invention is 0.1 to 0.8% by weight.
  • boron a content of 0.01 to 0.6% by weight is considered to be advantageous.
  • the boron content of 0.1 to 0.6% by weight has proven to be particularly advantageous.
  • the setting of a specific element ratio of the elements silicon and boron has proven to be important.
  • the Si / B ratio of the element contents (in% by weight) of the elements silicon and boron in the alloy according to the invention is between 0.3 and 10.
  • a Si / B ratio of 1 to 10 and furthermore of 1 to 6 has proven to be good proven beneficial.
  • the precipitation of the hard particles influences the viscosity of the melt of the alloy according to the invention. This fact also underlines why the addition of phosphorus must not be dispensed with. Phosphorus has the effect that the melt is sufficiently thin despite the content of hard particles, which is of great importance for the castability of the invention.
  • the phosphorus content of the alloy according to the invention is 0.001 to 0.08% by weight. A P content in the range from 0.001 to 0.05% by weight is advantageous.
  • the sum of the element contents of the elements silicon, boron and phosphorus is advantageously at least 0.5% by weight.
  • Machine processing of semi-finished products and components from the conventional copper-tin and copper-tin-phosphorus wrought alloys, in particular with an Sn content of up to approx. 9% by weight, is only possible with great effort due to the inadequate machinability.
  • the occurrence of long helical chips in particular causes a long time
  • the hard particles in the regions of which, depending on the Sn content of the alloy, the element tin and / or the ⁇ phase is crystallized or precipitated, serve as chip breakers.
  • the resulting short crumbling chips and / or tangled chips facilitate the machinability, which is why the semi-finished products and components made from the alloy according to the invention have better machinability.
  • the Sn-rich ⁇ phase is arranged uniformly in island form with up to 40% by volume.
  • the element tin and / or the ⁇ -phase is mostly crystallized and / or coated in the areas of the hard particles.
  • the castings of these embodiments have excellent hot formability at the working temperature in the range from 600 to 880 ° C.
  • the significant increase in strength and hardness after the hot forming process step can be used for components that do not require cold forming for their manufacture.
  • accelerated cooling advantageously in water, can preferably take place after the hot forming.
  • the hard particles precipitated in the structure act as recrystallization nuclei during the thermal treatment at a temperature of 200 to 880 ° C with a duration of 10 minutes to 6 hours of the cold-formed material state.
  • This further processing step it is possible to set a structure with a grain size of up to 20 ⁇ m.
  • the promotion of the recrystallization mechanisms by the hard particles allows the recrystallization temperature to be lowered so that a structure with a grain size of up to 10 ⁇ m can be created.
  • a multi-stage production process consisting of cold forming and annealing and / or by appropriately lowering the recrystallization temperature, it is even possible to set the size of the crystallites in the material structure to below 5 ⁇ m.
  • the mechanical properties of some embodiments are representative of the entire range of alloy compositions and production parameters.
  • the results of the investigation of corresponding exemplary embodiments described below make it clear that values for the tensile strength R m of over 700 to 800 MPa, values for the yield strength R p0.2 of over 600 to 700 MPa can be achieved.
  • the toughness properties of the embodiments are at a very high level. This fact is expressed by the high values for the elongation at break A5.
  • the structure of these embodiments of the invention is characterized by a content of ⁇ -phase of up to 60% by volume, this type of phase being evenly distributed in the structure in island form and network form.
  • the element tin and / or the ⁇ -phase is mostly crystallized and / or coated in the areas of the hard particles.
  • the castings of these embodiments have excellent hot formability at the working temperature in the range from 600 to 880 ° C.
  • the structure of the embodiments is very fine-grained after the hot forming. Due to the high strength values of the hot-formed state, its cold formability is limited. This can be significantly improved by an annealing treatment after the hot forming process at a temperature of 200 to 880 ° C with a duration of 10 minutes to 6 hours.
  • the hard particles precipitated in the structure act as recrystallization nuclei during the thermal treatment at a temperature of 200 to 880 ° C with a duration of 10 minutes to 6 hours of the cold-formed material state.
  • This further processing step it is possible to set a finer-grain structure.
  • the promotion of the recrystallization mechanisms by the hard particles allows the recrystallization temperature to be lowered so that a structure with a further reduced grain size can be produced.
  • the fine-grain structure of the structure can be further optimized through a multi-stage production process consisting of cold forming and annealing.
  • the ⁇ -phase in the cast structure of these embodiments of the invention is in the form of a uniformly arranged network with up to 80% by volume.
  • the structure can have dendritic structural components, which, however, also have a network-like character due to the very small distance between the so-called dendrite arms.
  • the element tin and / or the ⁇ -phase is mostly crystallized and / or encased in the areas of the hard particles.
  • the castings of these embodiments also have excellent hot formability at the working temperature in the range from 600 to 880 ° C. It is precisely in this content range for the alloying element tin of 13.0 to 17.0% by weight that the conventional copper-tin alloys can only be thermoformed with great difficulty without the occurrence of hot cracks and hot fractures.
  • the structure of the embodiments is very fine-grained after the hot forming. Due to the high strength values of the hot-formed state, its cold formability is severely limited.
  • An annealing treatment after the hot forming process at a temperature of 200 to 880 ° C with a duration of 10 minutes to 6 hours can improve the cold formability of the semi-finished products.
  • the structural feature of crystallization of the element tin and / or the ⁇ -phase in the areas of the hard particles and / or the coating of these hard particles with the element tin and / or the ⁇ -phase is more fully pronounced with regard to the as-cast state.
  • the hard particles precipitated in the structure act as recrystallization nuclei during the thermal treatment at a temperature of 200 to 880 ° C with a duration of 10 minutes to 6 hours of the cold-formed material state.
  • This further processing step it is possible to set a structure with a grain size of up to 35 ⁇ m.
  • the promotion of the recrystallization mechanisms by the hard particles allows the recrystallization temperature to be lowered so that a structure with a grain size of up to 25 ⁇ m can be created.
  • the network-like arrangement of the ⁇ -phase in the structure is retained.
  • a very dense network of the ⁇ -phase which is evenly arranged with up to 98% by volume in the cast structure, is a feature of these embodiments of the invention.
  • the structure can have more dendritic structural components, which, however, also have a network-like character due to the very small distance between the so-called dendrite arms.
  • the element tin and / or the ⁇ -phase is mostly crystallized and / or encased in the areas of the hard particles.
  • the castings of these embodiments also have excellent hot formability at the working temperature in the range from 600 to 880 ° C.
  • the alloy element tin contributes in particular to the formation of a so-called tribo-layer between the sliding partners. This mechanism is particularly important under mixed friction conditions, when the emergency running properties of a material come to the fore.
  • the tribo layer leads to a reduction in the size of the purely metallic contact area between the sliding partners, which prevents the elements from welding or seizing.
  • the hard particles precipitate in the structure. These phases protect the material from the Consequences of abrasive wear and tear, i.e. before material is removed due to furrow wear. Furthermore, the hard particles have a low tendency to weld with the metallic sliding partner, which is why, together with the complex tribo-layer, they ensure a high adhesive wear resistance of the invention.
  • the hard particles bring about a higher temperature stability of the structure of the copper alloy according to the invention. This results in a high heat resistance and an improvement in the resistance of the material to stress relaxation.
  • the cast variant and the further processed variant of the alloy according to the invention can contain the following optional elements:
  • the element zinc can be added to the tin-containing copper alloy according to the invention in a content of 0.1 to 2.0% by weight. It was found that the alloying element zinc, depending on the Sn content of the alloy, increases the proportion of Sn-rich phases in the invention, thereby increasing strength and hardness. However, no indications could be found that the addition of zinc has a positive effect on the uniformity of the structure and on the further reduction of the content of pores and cracks in the structure. Obviously, the influence of the combined alloy content of boron, silicon and phosphorus predominates. A strength- and hardness-increasing effect could not be observed below 0.1% by weight of Zn.
  • the toughness properties of the alloy were lowered to a lower level.
  • the tin-containing copper alloy of the present invention deteriorated in corrosion resistance.
  • a zinc content in the range from 0.5 to 1.5% by weight can advantageously be added to the invention.
  • the alloying elements iron and magnesium can be added individually or in combination.
  • the alloy according to the invention can contain 0.01 to 0.6% by weight of Fe.
  • Fe iron borides, Fe phosphides and Fe silicides and / or Fe-rich particles are present in the structure.
  • adducts and / or mixed compounds of the containing phases and the Al-containing and B-containing phases, Si-containing and B-containing phases and / or Si-Al-B phases are formed in the structure.
  • These phases and compounds contribute to increasing the strength, hardness, heat resistance, stress relaxation resistance, electrical conductivity and improving the resistance to abrasive and adhesive wear of the alloy. This improvement in properties is not achieved with an Fe content of less than 0.01% by weight. If the Fe content exceeds 0.6% by weight, there is a risk of the iron forming clusters in the structure. This would be associated with a significant deterioration in the processing properties and performance properties.
  • the element magnesium can be added to the alloy according to the invention in an amount of from 0.01 to 0.5% by weight.
  • up to 15% by volume of Mg borides, Mg phosphides and Cu-Mg phases and Cu-Sn-Mg phases are present in the structure.
  • addition compounds and / or mixed compounds of the Mg-containing phases and the Al-containing and B-containing phases, Si-containing and B-containing phases and / or Si-Al-B phases are formed in the structure. These phases and compounds also contribute to increasing the strength, the hardness, the heat resistance, the stress relaxation resistance, the electrical conductivity and the improvement of the resistance to abrasive and adhesive Wear of the alloy.
  • the Mg content is below 0.01% by weight, this improvement in properties is not achieved. If the Mg content exceeds 0.5% by weight, the castability of the alloy in particular deteriorates. In addition, the excessively high content of Mg-containing compounds would significantly impair the toughness properties of the alloy according to the invention.
  • the tin-containing copper alloy can contain a small amount of lead.
  • Lead contents of up to a maximum of 0.25% by weight are still just acceptable and above the contamination limit.
  • the tin-containing copper alloy is free of lead except for any unavoidable impurities.
  • lead contents of up to a maximum of 0.1% by weight of Pb are envisaged.
  • the extensive freedom of the structure from gas pores and shrinkage pores, voids, segregations and cracks in the as-cast state is regarded as a particular advantage of the invention.
  • the alloy composition according to the invention in particular the formation of open porosity can be suppressed during the melting process, as a result of which the compressive strength of the sliding layer is increased.
  • Another particular advantage of the invention is the elimination of the imperative to carry out a special primary molding technique such as spray compacting or thin strip casting to provide a uniform, largely pore-free and segregation-free structure.
  • a special primary molding technique such as spray compacting or thin strip casting
  • conventional casting processes can be used for the primary forming process of the alloy according to the invention.
  • one aspect of the invention excludes a method for the production of end products or of components with a shape close to the end product the tin-containing copper alloy according to the invention with the aid of the sand casting process, shell mold casting process, investment casting process, full mold casting process, die casting process or the lost foam process.
  • one aspect of the invention includes a method for the production of strips, sheets, plates, bolts, round wires, profile wires, round bars, profile bars, hollow bars, tubes and profiles from a tin-containing copper alloy according to the invention with the aid of the permanent mold casting process or the continuous or semi-continuous continuous casting process.
  • the invention no longer has the imperative to use homogenization annealing or solution annealing to distribute or dissolve the Sn-rich ⁇ phase in the structure more finely, or to remove it, depending on the Sn content.
  • the ⁇ -phase which is evenly and finely distributed in the cast structure of the alloy according to the invention with a corresponding Sn content, assumes an essential function for the functional properties of the alloy.
  • the further processing of the as-cast state can include performing at least one hot forming in the temperature range from 600 to 880.degree.
  • the semi-finished products and components can be cooled after hot forming in calmed or accelerated air or with water respectively.
  • the structure of the embodiments is very uniform and fine-grained after the hot forming.
  • the hot worked condition of the invention has extremely high values for strength and hardness.
  • the hard particles of smaller size continued to precipitate during hot forming.
  • the inertia of the precipitation of the Al-containing hard particles they are formed to a greater extent during hot forming.
  • At least one annealing treatment of the as-cast state and / or the hot-formed state of the invention in the temperature range from 200 to 880 ° C with a duration of 10 minutes to 6 hours, alternatively with cooling in calm or accelerated air or with water, can be carried out.
  • One aspect of the invention relates to an advantageous method for further processing the as-cast state or the hot-formed state or the annealed cast state or the annealed hot-formed state, which comprises performing at least one cold forming.
  • At least one annealing treatment of the cold-formed state of the invention can be carried out in the temperature range from 200 to 880 ° C. for a period of 10 minutes to 6 hours.
  • Stress-relieving annealing / aging annealing can advantageously be carried out in the temperature range from 200 to 650 ° C. with a duration of 0.5 to 6 hours.
  • the matrix of the uniform structure of the invention consists of ductile ⁇ -phase with proportions of ⁇ -phase depending on the Sn content of the alloy. Due to its high strength and hardness, the ⁇ phase leads to the alloy's high resistance to abrasive wear. In addition, due to its high Sn content, which results in its tendency to form a tribo-layer, the ⁇ phase increases the resistance of the material to adhesive wear.
  • the hard particles are embedded in the metallic base. In further embodiments of the invention, Fe- and / or Mg-containing phases precipitated in the metallic base material are added.
  • This heterogeneous structure consisting of a metallic base mass of ⁇ - and ⁇ -phase, in which precipitates of great hardness are embedded, gives the subject matter of the invention an outstanding combination of properties.
  • the alloy according to the invention Due to the uniform and fine-grain structure with an extensive absence of pores, freedom from cracks and segregation and the content of hard particles, the alloy according to the invention has a high degree of strength, hardness, ductility, complex wear resistance and corrosion resistance even in the as-cast state. For this reason, the alloy according to the invention has a wide range of uses even in the as-cast state.
  • composite bearing shells or composite bearing bushings can be produced by roll cladding, inductive or conductive roll cladding or by laser roll cladding.
  • Sliding elements and guide elements in internal combustion engines, valves, turbochargers, transmissions, exhaust gas aftertreatment systems, lever systems, brake systems and joint systems, hydraulic units or in machines and systems in general can already be made from the casting formats in strip form, sheet metal form, plate form, bolt form, wire form, rod form, tube form or profile form Mechanical engineering are manufactured.
  • semi-finished products and components with complex geometry and increased mechanical properties and optimized wear properties can be produced for these purposes. This takes into account the increased component requirements in the event of dynamic loading.
  • Another aspect of the invention includes a use of the tin-containing copper alloy according to the invention for components, line elements, guide elements and connecting elements in electronics / electrical engineering.
  • the invention is suitable for the metal objects in structures for the rearing of organisms living in seawater (aquaculture).
  • Another aspect of the invention includes a use of the tin-containing copper alloy according to the invention for propellers, blades, propellers and hubs for shipbuilding, for housings of water pumps, oil pumps and fuel pumps, for idlers, impellers and paddle wheels for pumps and water turbines, for gears, worm wheels, helical gears as well as for pressure nuts and spindle nuts as well as for pipes, seals and connecting bolts in the maritime and chemical industry.
  • Basins in particular, so-called cymbals, of high quality are made from tin-containing copper alloys by means of hot forming and at least one annealing before they are usually brought into their final shape by means of a bell or a bowl. The basins are then annealed again before they are finally machined.
  • the production of the different variants of the pools for example ride pools, hi-hats, crash pools, china pools, splash pools and effect pools, therefore requires a particularly advantageous hot formability of the material, which is ensured by the alloy according to the invention.
  • different structural proportions can be used for the ö phase and for the hard particles can be set in a very wide range. In this way it is already possible on the alloy side to influence the sound of the cymbals.
  • Table 1 shows the chemical composition of alloy variant 1. This material has an Sn content of 7.35% by weight, an Si content of 0.74% by weight, an Al content of 0.34% by weight, a boron content of 0, 33% by weight as well as a P content of 0.015% by weight and the remainder copper.
  • Sn content 7.35% by weight
  • Si content 0.74% by weight
  • Al content 0.34% by weight
  • boron content 0 33% by weight
  • P content of 0.015% by weight and the remainder copper.
  • the structure of exemplary embodiment 1 is characterized by a very uniform, island-shaped distribution of a relatively small proportion of the ⁇ phase (1, approx. 20% by volume) and the hard particles 2 in the copper mixed crystal 3 ( Fig. 1 ).
  • the hardness of this type of alloy is 108 HB (Tab. 2).
  • Table 3 shows the chemical composition of a further alloy variant 2.
  • this material contains the other elements Si (0.80% by weight), Al (0.54% by weight), boron (0.24% by weight) .-%) and the remainder copper.
  • Si 0.80% by weight
  • Al 0.54% by weight
  • boron 0.24% by weight
  • ⁇ /b> Chemical composition of embodiment 2 (in% by weight) Cu Sn Si Al B. P 2 rest 15.09 0.80 0.54 0.24 0.027
  • the invention is characterized, inter alia, in that the structure in the as-cast state consists of increasing proportions of ⁇ -phase with increasing Sn content of the alloy, depending on the casting / cooling process.
  • the arrangement of this Sn-rich ⁇ -phase changes from a finely distributed island shape with an increase in the Sn content of the alloy into a dense network shape.
  • the ⁇ phase is present with a significantly higher content (up to 70% by volume).
  • This structure goes out Fig. 3 in 200 times and off Fig. 4 in 500x magnification.
  • the Sn-rich ⁇ -phase which is arranged in a network-like manner in the structure, is identified by the reference numeral 1 in each case.
  • the structural component of the copper mixed crystal is labeled with the reference number 3.
  • the uniform distribution of the island-shaped and / or network-like arranged ⁇ -phase in the structure of the tin-containing copper alloy according to the invention underlines the effect of the hard particles as crystallization nuclei for the formation of the ⁇ -phase.
  • One aspect of the invention relates to a method for producing strips, sheets, plates, bolts, wires, rods, tubes and profiles from the tin-containing copper alloy according to the invention with the aid of the permanent mold casting process or the continuous or semi-continuous continuous casting process.
  • the alloy according to the invention can also be subjected to further processing.
  • this enables the production of specific and often complex geometries.
  • the demand for an improvement of the complex operating properties of the materials, especially for components subject to wear and for structural and connecting elements in electronics / electrical engineering, is met, since it is a one in the corresponding machines, motors, gears, assemblies, constructions and systems strongly increasing stress on the system elements.
  • a significant improvement in the toughness properties and / or a significant increase in tensile strength R m , yield strength R p0.2 and hardness is achieved.
  • a further advantageous possibility of further processing the as-cast state or the hot-formed state or the annealed cast state or the annealed hot-formed state comprises carrying out at least one cold forming.
  • this process step in particular the material parameters R m , R p0.2 and the hardness are significantly increased. This is significant for applications in which there is mechanical stress and / or intensive abrasive and adhesive wear and tear on the components.
  • the spring properties of the components made of the alloy according to the invention are significantly improved as a result of cold forming.
  • At least one annealing treatment can be carried out in a temperature range from 200 to 880 ° C. with a duration of 10 minutes to 6 hours.
  • the resulting very fine-grained structure is an important prerequisite for producing the combination of properties of high strength and hardness and sufficient toughness of the material.
  • stress relief annealing can advantageously also be carried out in a temperature range from 200 to 650 ° C. with a duration of 0.5 to 6 hours.
  • further processing can be selected which includes at least one cold forming or the combination of at least one hot forming and at least one cold forming in connection with at least one annealing in a temperature range of 200 to 800 ° C with a duration of 10 minutes to 6 hours and to one recrystallized structure of the alloy according to the invention leads.
  • the fine-grain structure of the alloy adjusted in this way ensures a combination of high strength, high hardness and good toughness properties.
  • a stress-relieving treatment in the temperature range from 200 to 650 ° C with a duration of 0.5 to 6 hours can be carried out to reduce the internal stresses of the components.
  • the corresponding blocks or semi-finished products were characterized by an exceptionally smooth surface.
  • the hot-formed state of alloy variant 1 had sufficient cold formability.
  • the hot-rolled plates could be cold-rolled crack-free with a cold deformation ⁇ of approx. 85%.
  • the strips of alloy variant 1 were annealed at 680 ° C. for 3 hours after the first cold rolling. The strips were then cold-rolled with a cold deformation ⁇ of approx. 60%. To the At the end of production, the strips were thermally relaxed at various temperatures between 280 and 400 ° C for a period of 2 and 4 hours.
  • the characteristic values of the resulting material conditions are listed in Tab. 7.
  • FIG Fig. 2 The final state of the belt of embodiment 1 is in FIG Fig. 2 shown.
  • the fine-grain structure with the hard phases 2, which are embedded in the copper mixed crystal 3, can be seen.
  • the hard particles are coated with tin and / or the Sn-rich ⁇ phase.
  • the tapes of embodiment 2 of the invention were produced according to the production program shown in Table 9.
  • the hot-rolling of the chill casting formats took place at a temperature of 750 ° C with subsequent cooling in water. After chill casting and hot rolling, the corresponding blocks or semi-finished products were characterized by an exceptionally smooth surface.
  • the grain size and the hardness of the cold-rolled condition as well as the cold-rolled and annealed condition for the strips 2-A are shown in Table 10. Due to the dynamic recrystallization of the structure that took place during the hot rolling of the cast blocks, the structure is already in a uniform shape with a grain size of 20 to 25 ⁇ m after the first cold rolling.
  • the toughness properties can also be improved by means of an annealing treatment in the temperature range from 200 to 650 ° C.
  • the structure of embodiment 2 is shown after three hours of annealing at 500 ° C.
  • the ö-phase (dark colored) is distributed extremely evenly in the structure of the material. A further reduction in the proportion of the ⁇ phase is achieved by annealing at 600 ° C / 3h (Fig. 6).
  • the hard particles are more completely contained in the ⁇ -phase regions. This underlines the function of the hard particles as crystallization / precipitation nuclei, even during the thermomechanical processing of the alloy.
  • the structure of the strip 2-A which was finally heat-treated with the parameters 500 ° C / 3h + air and 600 ° C / 3h + air, is in FIGS. 5 and 6 shown.
  • the hard particles 2 are present, which are coated by tin and / or the Sn-rich ⁇ phase.
  • the copper mixed crystal 3 which consists of a low-tin ⁇ phase, can be seen.
  • the structure of the strip 2-A is coarse-grained ( Fig. 6 ).
  • the structure of exemplary embodiment 3 of the invention is progressively drawn in lines.
  • the line-like arrangement of the very high ⁇ component due to the high Sn content of the alloy leads to high hardness values close to 300 HV1.
  • the brittle character of the alloy increases.
  • the alloy according to the invention has excellent castability and hot formability over the entire range of Sn content from 4 to 23% Sn.
  • the cold formability is also at a very high level.
  • the ductility of the invention naturally deteriorates with increasing Sn content.

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Description

  • Die Erfindung betrifft eine zinnhaltige Kupferlegierung mit ausgezeichneter Warmumformbarkeit und Kaltumformbarkeit, hoher Beständigkeit gegen den abrasiven Verschleiß, adhäsiven Verschleiß und Fretting-Verschleiß sowie verbesserter Korrosionsbeständigkeit und Spannungsrelaxationsbeständigkeit nach dem Oberbegriff eines der Ansprüche 1 bis 3, ein Verfahren zu deren Herstellung gemäß dem Oberbegriff der Ansprüche 10 bis 11 sowie deren Verwendung gemäß dem Oberbegriff der Ansprüche 17 bis 19.
  • Aufgrund der Legierungskomponente Zinn zeichnen sich Kupfer-Zinn-Legierungen durch eine hohe Festigkeit und Härte aus. Weiterhin gelten die Kupfer-Zinn-Legierungen als korrosionsfest sowie meerwasserbeständig.
  • Diese Werkstoffgruppe verfügt über eine hohe Beständigkeit gegenüber dem abrasiven Verschleiß. Außerdem gewährleisten die Kupfer-Zinn-Legierungen gute Gleiteigenschaften und eine hohe Dauerschwingfestigkeit, woraus sich ihre hervorragende Eignung für Gleitelemente und Gleitflächen im Motoren- und Fahrzeugbau sowie im allgemeinen Maschinenbau ergibt. Häufig wird den Kupfer-Zinn-Legierungen für Gleitlageranwendungen zur Verbesserung der Notlaufeigenschaften und der Zerspanbarkeit ein Zusatz an Blei zugegeben.
  • Kupfer-Zinn-Legierungen finden eine breite Verwendung in der Elektronik- und Telekommunikationsindustrie. Sie besitzen eine häufig noch ausreichende elektrische Leitfähigkeit sowie gute bis sehr gute Federeigenschaften. Die Einstellung der Federeigenschaften setzt eine ausreichende Kaltumformbarkeit der Werkstoffe voraus.
  • In der Musikindustrie werden bevorzugt Schlaginstrumente aus Kupfer-Zinn-Legierungen aufgrund ihrer besonderen Klangeigenschaften hergestellt. Die Herstellung dieser Becken, im Fachsprachgebrauch auch als Cymbals bezeichnet, erfordert eine sehr gute Warmumformbarkeit der Werkstoffe. Verbreitet sind insbesondere zwei Typen der Kupfer-Zinn-Legierungen mit 8 und 20 Gew.-% Zinn.
  • Beim ersten Herstellungsschritt, dem Gießen, neigen die Kupfer-Zinn-Werkstoffe aufgrund ihres breiten Erstarrungsintervalls besonders stark zu einer Gasaufnahme mit nachfolgender Porenbildung und zu Seigerungserscheinungen. Die Sn-reichen Seigerungen können nur sehr begrenzt mit einer dem Gießprozess folgenden Homogenisierungsglühung beseitigt werden. Die Poren- und Seigerungsanfälligkeit der Kupfer-Zinn-Legierungen verstärkt sich mit steigendem Sn-Gehalt.
  • Das Element Phosphor wird den Kupfer-Zinn-Legierungen zugegeben, um die Schmelze ausreichend zu desoxidieren. Allerdings erweitert Phosphor das Erstarrungsintervall von Kupfer-Zinn-Legierungen zusätzlich, woraus sich eine erhöhte Poren- und Seigerungsanfälligkeit dieser Werkstoffgruppe ergibt.
  • Aus diesem Grunde wird in den Druckschriften DE 41 26 079 C2 und DE 197 56 815 C2 für das Urformen von Kupfer-Zinn-Legierungen neben dem Verfahren des Sprühkompaktierens das Dünnbandgießen favorisiert. Auf diese Weise kann mittels genauer Einstellung der Erstarrungsgeschwindigkeit der Schmelze eine seigerungsarme Vorform mit einer feinen und gleichmäßigen Verteilung der Sn-reichen δ-Phase für die nachfolgende Warmumformung hergestellt werden.
  • In der Druckschrift DE 581 507 A wird ein prinzipieller Hinweis darauf gegeben, wie reine Kupfer-Zinn-Legierungen mit 14 bis 32 Gew.-% Sn sowie Kupfer und Zinn enthaltene Legierungen mit 10 bis 32 Gew.-% Sn warmumformbar gemacht werden können. Vorgeschlagen wird ein Aufheizen der Legierung auf eine Temperatur von 820 bis 970°C mit nachfolgender, sehr langsamer Abkühlung auf 520°C. Dabei sollte der Zeitraum der Abkühlung mindestens 5 Stunden betragen. Im Anschluss an die Abkühlung auf Raumtemperatur mit normaler Abkühlgeschwindigkeit kann die Warmumformung des Materials bei 720 bis 920°C erfolgen.
  • Aus der Druckschrift DE 704 398 A geht die Beschreibung eines Verfahrens zur Herstellung von Formstücken aus Kupfer-Zinn-Legierungen hervor, die 6 bis 14 Gew.-% Sn, über 0,1 Gew.-% P, vorzugsweise 0,2 bis 0,4 Gew.-% P, der durch Silicium, Bor oder Beryllium ersetzt sein kann, enthalten. Vorzugsweise weist die Kupfer-Zinn-Legierung etwa 91,2 Gew.-% Cu, etwa 8,5 Gew.-% Sn und etwa 0,3 % P auf. Vor einer Endbearbeitung durch Kaltverformung oder Warmverformung werden demnach die Gussformlinge bei einer Temperatur unter 700°C bis zur Auflösung der an Zinn und Phosphor angereicherten Eutektoide homogenisiert.
  • Die Bedeutung von Kristallisationskeimen für die Ausbildung eines feinkörnigen Gefüges mit einem niedrigen Anteil von Sn-reichen Seigerungen für die Warmumformbarkeit von Sn-haltigen Kupferlegierungen wird in den Druckschriften US 2,128,955 A und DE 25 36 166 A1 hervorgehoben. Phosphidische Verbindungen stellen die Kristallisationskeime dar, wodurch eine Vergütung der Gießstruktur erzielt und die Bildung von niedrigschmelzenden Kupfer-Phosphor- oder Kupfer-Phosphor-Zinn-Phasen auf ein Mindestmaß herabgesetzt wird. Damit soll die Warmumformbarkeit maßgeblich verbessert werden.
  • Infolge steigender Betriebstemperaturen und -drücke in modernen Motoren, Maschinen, Anlagen und Aggregaten treten die verschiedensten Mechanismen der Schädigung der einzelnen Systemelemente auf. So besteht immer mehr die Notwendigkeit, insbesondere bei der werkstoffseitigen und konstruktiven Auslegung von Gleitelementen und Steckverbindern, neben den Arten des Gleitverschleißes auch den Mechanismus der Schwingreibverschleißschädigung zu berücksichtigen.
  • Der Schwingreibverschleiß, in der Fachsprache auch fretting genannt, ist ein Reibverschleiß, der zwischen oszillierenden Kontaktflächen auftritt. Zusätzlich zum Geometrie- und/oder Volumenverschleiß der Bauteile kommt es durch die Reaktion mit dem Umgebungsmedium zur Reibkorrosion. Die Werkstoffschädigungen können die örtliche Festigkeit in der Verschleißzone, insbesondere die Schwingfestigkeit deutlich absenken. Von der geschädigten Bauteiloberfläche können Schwinganrisse ausgehen, die zum Schwingbruch/Reibdauerbruch führen. Unter Reibkorrosion kann die Schwingfestigkeit eines Bauteils deutlich unter den Dauerfestigkeitskennwert des Werkstoffes abfallen.
  • Der Schwingreibverschleiß unterscheidet sich in seinem Mechanismus erheblich von den Arten des Gleitverschleißes mit einsinniger Bewegung. Insbesondere sind die Korrosionseinflüsse beim Schwingreibverschleiß besonders ausgeprägt.
  • Aus der Druckschrift DE 10 2012 105 089 A1 geht die Darstellung der Schädigungsfolgen des Schwingreibverschleißes von Gleitlagern hervor. Durch den Einpressvorgang des Gleitlagers in die Lageraufnahme wird an dem Gleitlager eine hohe Spannung aufgebaut, die durch die thermischen Dehnungen und durch die dynamischen Wellenbelastungen in modernen Motoren noch weiter erhöht wird. Durch die Geometrieveränderungen des Gleitlagers infolge der Spannungsüberhöhung werden Mikrobewegungen des Gleitlagers relativ zur Lageraufnahme möglich. Die zyklischen Relativbewegungen mit geringer Schwingungsbreite an den Kontaktflächen zwischen Lager und Lageraufnahme führen zum Schwingreibverschleiß/Reibkorrosion/Fretting des Gleitlagerrückens. Die Folge ist die Initiierung von Rissen und letztlich der Reibdauerbruch des Gleitlagers.
  • In Motoren und Maschinen sind elektrische Steckverbinder häufig in einer Umgebung angeordnet, in welcher sie mechanischen Schwingungsbewegungen ausgesetzt sind. Befinden sich die Elemente einer Verbindungsanordnung an unterschiedlichen Baugruppen, die infolge von mechanischen Belastungen Relativbewegungen zueinander durchführen, so kann es zu einer entsprechenden Relativbewegung der Verbindungselemente kommen. Diese Relativbewegungen führen zu einem Schwingreibverschleiß und zu einer Reibkorrosion der Kontaktzone der Steckverbinder. In dieser Kontaktzone bilden sich Mikrorisse, wodurch sich die Dauerschwingfestigkeit des Steckverbinderwerkstoffes stark reduziert. Ein Ausfall des Steckverbinders durch Dauerbruch kann die Folge sein. Weiterhin kommt es aufgrund der Reibkorrosion zu einem Anstieg des Kontaktwiderstandes.
  • Zur Verminderung dieser Schädigungsformen wird in der Druckschrift DE 10 2007 010 266 B3 vorgeschlagen, jede am Steckverbinder angeschlossene Leitung konstruktiv mit einer Zugentlastung auszustatten, wodurch die Bewegungen der Leitung nicht mehr zum Steckverbinder gelangen können.
  • In der Druckschrift DE 39 32 536 C1 ist eine Vorschrift enthalten, wie das Reibkorrosionsverhalten von Steckverbindern werkstoffseitig verbessert werden kann. So ist auf einem Träger aus zum Beispiel Bronze ein Kontaktwerkstoff aus einer Silber-, Palladium- oder Palladium-Silber-Legierung mit einem Gehalt von 20 bis 50 Gew.-% Zinn, Indium und/oder Antimon aufgebracht. Der Silber- und/oder Palladium-Anteil gewährleistet die Korrosionsbeständigkeit. Die Oxide des Zinns, Indiums und/oder Antimons erhöhen die Verschleißbeständigkeit. Somit kann den Folgen einer Reibkorrosion begegnet werden.
  • Entscheidend für eine hinreichende Beständigkeit gegen Schwingreibverschleiß/ Reibkorrosion ist demnach eine Kombination der Werkstoffeigenschaften Verschleißbeständigkeit, Duktilität und Korrosionsbeständigkeit.
  • In der Druckschrift DE 36 27 282 A1 werden die Mechanismen der Kristallisation einer metallischen Schmelze beschrieben. Ist nur eine geringe Anzahl von Kristallisationskeimen vorhanden oder wird in der Schmelze nur eine geringe Anzahl von Keimen gebildet, so ist ein grobkörniges, seigerungsreiches und oft dendritisches Erstarrungsgefüge die Folge. Es wird eine Kupferlegierung mit 0,1 bis 25 Gew.-% Calcium und 0,1 bis 15 Gew.-% Bor benannt, die zur Kornfeinung der Schmelze von Kupferwerkstoffen zugegeben werden kann. Auf diesem Wege wird mit dem Zusatz von Kristallisatoren ein gleichmäßiges und feinkörniges Erstarrungsgefüge in Kupferlegierungen erzeugt.
  • Durch das Legieren mit Metalloiden wie beispielsweise Bor, Silicium und Phosphor gelingt die verarbeitungstechnisch wichtige Erniedrigung der relativ hohen Basisschmelztemperatur. In den Beschichtungs- und Hochtemperaturwerkstoffen der Systeme Ni-Si-B und Ni-Cr-Si-B sind besonders die Legierungselemente Bor und Silicium für die starke Absenkung der Schmelztemperatur von Nickelbasishartlegierungen verantwortlich zu machen, weshalb ihre Verwendung als selbstfließende Nickelbasishartlegierungen möglich wird.
  • Die Erniedrigung der Basisschmelztemperatur durch das Hinzulegieren von Bor wird für Kupfer-Zinn-Werkstoffe genutzt, die als Auftragsschweißmaterial Verwendung finden. So wird in der Druckschrift US 3,392,017 A eine Legierung mit bis zu 0,4 Gew.-% Si, 0,02 bis 0,5 Gew.-% B, 0,1 bis 1,0 Gew.-% P, 4 bis 25 Gew.-% Sn und einem Rest Cu offenbart. Der Zusatz von Bor und einem sehr hohen Gehalt an Phosphor von größer/gleich 0,1 Gew.-% sollen hierbei die selbstfließenden Eigenschaften der Auftragsschweißlegierung sowie die Benetzbarkeit der Substratoberfläche verbessern und einen Einsatz von zusätzlichem Flussmittel überflüssig machen. Dabei wird ein besonders hoher P-Gehalt von 0,2 bis 0,6 Gew.-% bei einem Si-Gehalt der Legierung von 0,05 bis 0,15 Gew.-% vorgeschrieben. Dies unterstreicht die vordergründige Forderung nach den selbstfließenden Eigenschaften des Werkstoffes. Mit diesem hohen P-Gehalt werden allerdings die Möglichkeiten einer Warmumformbarkeit der Legierung stark eingegrenzt sein.
  • In der Druckschrift DE 102 08 635 B4 sind die Vorgänge in einer Diffusionslötstelle beschrieben, in der intermetallische Phasen vorliegen. Mittels Diffusionslöten sollen Teile mit einem unterschiedlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten miteinander verbunden werden. Bei thermomechanischer Belastung dieser Lötstelle oder beim Lötvorgang selbst treten große Spannungen an den Grenzflächen auf, die zu Rissen besonders in der Umgebung der intermetallischen Phasen führen können. Als Abhilfe wird ein Vermischen der Lotkomponenten mit Partikeln vorgeschlagen, die einen Ausgleich der unterschiedlichen Ausdehnungskoeffizienten der Fügepartner bewirken. So können Partikel aus Borsilikaten oder Phosphorsilikaten aufgrund ihrer vorteilhaften thermischen Ausdehnungskoeffizienten den thermomechanischen Stress in der Lötverbindung minimieren. Außerdem wird ein Ausbreiten der bereits induzierten Risse durch diese Partikel behindert.
  • In der Auslegeschrift DE 24 40 010 B2 wird der Einfluss des Elementes Bor insbesondere auf die elektrische Leitfähigkeit einer Silicium-Gusslegierung mit 0,1 bis 2,0 Gew.-% Bor und 4 bis 14 Gew.-% Eisen hervorgehoben. In dieser Sibasierten Legierung scheidet sich eine hochschmelzende Si-B-Phase aus, die als Siliciumborid bezeichnet wird.
  • Die zumeist in den vom Bor-Gehalt bestimmt Modifikationen SiB3, SiB4, SiB6 und/oder SiBn vorliegenden Siliciumboride unterscheiden sich in ihren Eigenschaften wesentlich vom Silicium. Diese Siliciumboride besitzen einen metallischen Charakter, weshalb sie elektrisch leitend sind. Sie besitzen eine außerordentlich hohe Temperatur- und Oxidationsbeständigkeit. Die bevorzugt für Sinterprodukte eingesetzte Modifikation des SiB6 wird wegen ihrer sehr hohen Härte und ihres hohen abrasiven Verschleißwiderstandes beispielsweise in der Keramikherstellung und Keramikbearbeitung eingesetzt.
  • Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine Kupfer-Zinn-Legierung bereitzustellen, die über den gesamten Bereich des Zinn-Gehaltes eine ausgezeichnete Warmumformbarkeit aufweist.
  • Für die Warmumformung kann ein Vormaterial eingesetzt werden, das ohne die zwingende Notwendigkeit der Durchführung des Sprühkompaktierens oder des Dünnbandgießens mittels konventioneller Gießverfahren hergestellt wurde.
  • Die Kupfer-Zinn-Legierung sollte frei von Gas- und Schwindungsporen sowie Spannungsrissen und durch ein Gefüge mit gleichmäßiger Verteilung der in Abhängigkeit vom Sn-Gehalt der Legierung vorhandener Sn-reichen δ-Phase gekennzeichnet sein. Der Gusszustand der Kupfer-Zinn-Legierung muss nicht zwingend erst mittels einer geeigneten Glühbehandlung homogenisiert werden, um eine hinreichende Warmumformbarkeit herstellen zu können. Schon das Gussmaterial sollte sich durch eine hohe Festigkeit, eine hohe Härte und eine hohe Korrosionsbeständigkeit auszeichnen. Mittels einer Weiterverarbeitung, die eine Glühung oder eine Warmumformung und/oder Kaltumformung mit zumindest einer Glühung umfasst, ist ein feinkörniges Gefüge mit hoher Festigkeit, hoher Härte, hoher Spannungsrelaxations- und Korrosionsbeständigkeit, hoher elektrischer Leitfähigkeit sowie mit einem hohen Maß an komplexer Verschleißbeständigkeit einzustellen.
  • Die Erfindung wird bezüglich einer Kupfer-Zinn-Legierung durch die Merkmale nach einem der Ansprüche 1 bis 3, bezüglich eines Herstellungsverfahrens durch die Merkmale der Ansprüche 10 bis 11 und bezüglich einer Verwendung durch die Merkmale der Ansprüche 17 bis 19 wiedergegeben. Die weiteren rückbezogenen Ansprüche betreffen vorteilhafte Aus- und Weiterbildungen der Erfindung.
  • Die Erfindung schließt eine hochfeste zinnhaltige Kupferlegierung ein, mit ausgezeichneter Warmumformbarkeit und Kaltumformbarkeit, hoher Beständigkeit gegen den abrasiven Verschleiß, adhäsiven Verschleiß und Fretting-Verschleiß sowie verbesserter Korrosionsbeständigkeit und Spannungsrelaxationsbeständigkeit, bestehend aus (in Gew.-%):
    • 4,0 bis 23,0 % Sn,
    • 0,05 bis 2,0 % Si,
    • 0,01 bis 1,0 % AI,
    • 0,005 bis 0,6 % B,
    • 0,001 bis 0,08 % P,
    • wahlweise noch bis maximal 2,0 % Zn,
    • wahlweise noch bis maximal 0,6 % Fe,
    • wahlweise noch bis maximal 0,5 % Mg,
    • wahlweise noch bis maximal 0,25 % Pb,
    • Rest Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen,
    • wobei das Verhältnis Si/B der Elementgehalte der Elemente Silicium und Bor zwischen 0,3 und 10 liegt.
  • Außerdem schließt die Erfindung eine hochfeste zinnhaltige Kupferlegierung ein, mit ausgezeichneter Warmumformbarkeit und Kaltumformbarkeit, hoher Beständigkeit gegen den abrasiven Verschleiß, adhäsiven Verschleiß und Fretting-Verschleiß sowie verbesserter Korrosionsbeständigkeit und Spannungsrelaxationsbeständigkeit, bestehend aus (in Gew.-%):
    • 4,0 bis 23,0 % Sn,
    • 0,05 bis 2,0 % Si,
    • 0,01 bis 1,0 % AI,
    • 0,005 bis 0,6 % B,
    • 0,001 bis 0,08 % P,
    • wahlweise noch bis maximal 2,0 % Zn,
    • wahlweise noch bis maximal 0,6 % Fe,
    • wahlweise noch bis maximal 0,5 % Mg,
    • wahlweise noch bis maximal 0,25 % Pb,
    • Rest Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen,
    dadurch gekennzeichnet,
    • dass das Verhältnis Si/B der Elementgehalte der Elemente Silicium und Bor zwischen 0,3 und 10 liegt;
    • dass nach dem Gießen in der Legierung folgende Gefügebestandteile vorliegen:
      1. a) 1 bis zu 98 Volumen-% Sn-reiche δ-Phase,
      2. b) 1 bis zu 20 Volumen-% Al-haltige und B-haltige Phasen, Si-haltige und B-haltige Phasen und/oder Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen aus beiden Phasen,
      3. c) Rest Kupfer-Mischkristall, bestehend aus zinnarmer α-Phase,
      wobei die Al-haltigen und B-haltigen Phasen, Si-haltigen und B-haltigen Phasen und/oder Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen aus beiden Phasen von Zinn und/oder der Sn-reichen δ-Phase ummantelt sind;
    • dass beim Gießen die Al-haltigen und B-haltigen Phasen, Si-haltigen und B-haltigen Phasen und/oder Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen aus beiden Phasen, welche als Aluminiumboride und Siliciumboride und/oder als Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen der Aluminiumboride und Siliciumboride ausgebildet sind, Keime für eine gleichmäßige Kristallisation während der Erstarrung/Abkühlung der Schmelze darstellen, so dass die Sn-reiche ö-Phase inselartig und/oder netzartig gleichmäßig im Gefüge verteilt ist;
    • dass die Al-haltigen und B-haltigen Phasen, Si-haltigen und B-haltigen Phasen und/oder Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen aus beiden Phasen, welche als Borsilikate und/oder Borphosphorsilikate und/oder Aluminiumoxid-Borsilikate und/oder Aluminiumoxid-Borphosphorsilikate ausgebildet sind, zusammen mit den Phosphorsilikaten und Aluminiumoxiden die Rolle eines verschleißschützenden und/oder korrosionsschützenden Überzuges auf den Halbzeugen und Bauteilen der Legierung übernehmen.
  • Durch die gleichmäßige Verteilung der Sn-reichen ö-Phase in Inselform und/oder in Netzform ist das Gefüge frei von Sn-reichen Seigerungen. Unter derartigen Sn-reichen Seigerungen werden Ansammlungen der ö-Phase im Gussgefüge verstanden, die als sogenannte umgekehrte Blockseigerungen und/oder Korngrenzenseigerungen ausgebildet sind, welche bei thermischer und/oder mechanischer Beanspruchung des Gussstückes eine Schädigung des Gefüges in Form von Rissen verursachen, die zum Bruch führen können. Dabei ist das Gefüge nach dem Gießen weiterhin frei von Gasporen und Schwindungsporen sowie Spannungsrissen.
  • Bei dieser Variante liegt die Legierung im Gusszustand vor.
  • Des Weiteren schließt die Erfindung eine hochfeste zinnhaltige Kupferlegierung im weiterverarbeiteten Zustand ein, mit ausgezeichneter Warmumformbarkeit und Kaltumformbarkeit, hoher Beständigkeit gegen den abrasiven Verschleiß, adhäsiven Verschleiß und Fretting-Verschleiß sowie verbesserter Korrosionsbeständigkeit und Spannungsrelaxationsbeständigkeit, bestehend aus (in Gew.-%):
    • 4,0 bis 23,0 % Sn,
    • 0,05 bis 2,0 % Si,
    • 0,01 bis 1,0 % Al,
    • 0,005 bis 0,6 % B,
    • 0,001 bis 0,08 % P,
    • wahlweise noch bis maximal 2,0 % Zn,
    • wahlweise noch bis maximal 0,6 % Fe,
    • wahlweise noch bis maximal 0,5 % Mg,
    • wahlweise noch bis maximal 0,25 % Pb,
    • Rest Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen,
    dadurch gekennzeichnet,
    • dass das Verhältnis Si/B der Elementgehalte der Elemente Silicium und Bor zwischen 0,3 und 10 liegt;
    • dass nach der Weiterverarbeitung der Legierung durch zumindest eine Glühung oder durch zumindest eine Warmumformung und/oder Kaltumformung nebst zumindest einer Glühung in der Legierung folgende Gefügebestandteile vorliegen:
      1. a) bis zu 75 Volumen-% Sn-reiche δ-Phase,
      2. b) 1 bis zu 25 Volumen-% Al-haltige und B-haltige Phasen, Si-haltige und B-haltige Phasen und/oder Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen aus beiden Phasen,
      3. c) Rest Kupfer-Mischkristall, bestehend aus zinnarmer α-Phase,
      wobei die Al-haltigen und B-haltigen Phasen, Si-haltigen und B-haltigen Phasen und/oder Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen aus beiden Phasen von Zinn und/oder der Sn-reichen δ-Phase ummantelt sind;
    • dass die enthaltenen Al-haltigen und B-haltigen Phasen, Si-haltigen und B-haltigen Phasen und/oder Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen aus beiden Phasen, welche als Aluminiumboride und Siliciumboride und/oder als Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen der Aluminiumboride und Siliciumboride ausgebildet sind, Keime für eine statische und dynamische Rekristallisation des Gefüges während der Weiterverarbeitung der Legierung darstellen, wodurch die Einstellung eines gleichmäßigen und feinkörnigen Gefüges vorliegt;
    • dass die Al-haltigen und B-haltigen Phasen, Si-haltigen und B-haltigen Phasen und/oder Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen aus beiden Phasen, welche als Borsilikate und/oder Borphosphorsilikate und/oder Aluminiumoxid-Borsilikate und/oder Aluminiumoxid-Borphosphorsilikate ausgebildet sind, zusammen mit den Phosphorsilikaten und Aluminiumoxiden die
  • Rolle eines verschleißschützenden und/oder korrosionsschützenden Überzuges auf den Halbzeugen und Bauteilen der Legierung übernehmen.
  • Bevorzugt beträgt die Sn-reiche δ-Phase zumindest 1 Volumen-%.
  • Weiterhin ist die Sn-reiche δ-Phase inselartig und/oder netzartig und/oder zeilenartig verstreckt gleichmäßig im Gefüge verteilt. Bei dieser Variante liegt die Legierung im weiterverarbeiteten Zustand vor.
  • Die Erfindung geht dabei bei den Legierungsvarianten von der Überlegung aus, dass eine zinnhaltige Kupferlegierung im Gusszustand wie auch im weiterverarbeiteten Zustand mit Al-haltigen und B-haltigen Phasen, Si-haltigen und B-haltigen Phasen und/oder Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen aus beiden Phasen bereitgestellt wird, die mittels des Sandguss-, Maskenformguss-, Feinguss-, Vollformguss-, Druckguss- und Kokillengussverfahrens oder mit Hilfe des kontinuierlichen oder halbkontinuierlichen Stranggussverfahrens hergestellt werden kann. Der Einsatz von prozesstechnisch aufwendigen und kostenintensiven Urformtechniken ist zwar möglich, stellt aber für die Herstellung der erfindungsgemäßen zinnhaltigen Kupferlegierung keine zwingende Notwendigkeit dar. So kann beispielsweise auf die Verwendung des Sprühkompaktierens verzichtet werden. Die Gussformate der erfindungsgemäßen zinnhaltigen Kupferlegierung können über den gesamten Bereich des Sn-Gehaltes direkt ohne die Durchführung einer Homogenisierungsglühung beispielsweise durch Warmwalzen, Strangpressen oder Schmieden warmumgeformt werden. Somit werden die verarbeitungstechnischen Einschränkungen weitgehend aufgehoben, die bislang bei der Herstellung von Halbzeugen und Bauteilen aus Kupfer-Zinn-Legierungen bestanden und die zu der Unterteilung dieser Werkstoffgruppe in Cu-Sn-Knetlegierungen und Cu-Sn-Gusslegierungen geführt haben.
  • Die Matrix des Gefüges der zinnhaltigen Kupferlegierung im Gusszustand besteht mit steigendem Sn-Gehalt der Legierung, abhängig vom Gießprozess, aus zunehmenden Anteilen an δ-Phase (Sn-reich) in sonst α-Phase (Sn-arm).
  • Mit steigendem Sn-Gehalt der erfindungsgemäßen Legierung nimmt nicht nur der Anteil der δ-Phase im Gefüge zu, sondern es ändert sich auch die Form der Anordnung der δ-Phase im Gefüge. So ist festgestellt worden, dass im Bereich des Sn-Gehaltes von 4,0 bis 9,0 Gew.-% die δ-Phase mit bis zu 40 Vol.-% überwiegend in Inselform gleichmäßig im Gefüge verteilt ist. Beträgt der Sn-Gehalt der Legierung zwischen 9,0 und 13,0 Gew.-%, so geht die Inselform der δ-Phase, die mit bis zu 60 Vol.-% im Gefüge vorhanden ist, in die Netzform über. Dieses δ-Netz ist ebenfalls sehr gleichmäßig im Gefüge der Legierung verteilt. Im Bereich des Sn-Gehaltes von 13,0 bis 17,0 Gew.-% liegt die δ-Phase mit bis zu 80 Vol.-% nahezu ausschließlich in Form eines gleichmäßigen Netzes im Gefüge vor. Bei einem Sn-Gehalt der Legierung von 17,0 bis 23,0 Gew.-% beträgt der Gefügeanteil der als dichtes Netz im Gefüge angeordneten δ-Phase bis zu 98 Vol.-%.
  • Mittels des kombinierten Gehaltes an Bor, Silicium, Aluminium und Phosphor werden verschiedene Vorgänge in der Schmelze der erfindungsgemäßen Legierung aktiviert, die deren Erstarrungsverhalten im Vergleich zu den Kupfer-Zinn- und Kupfer-Zinn-Phosphor-Legierungen maßgeblich verändern.
  • Besonders die Elemente Bor, Silicium und Phosphor übernehmen in der Schmelze der Erfindung eine desoxidierende Funktion. Somit wird der Bildung von Zinnoxiden in der zinnhaltigen Kupferlegierung entgegengewirkt. Durch die Zugabe von Bor und Silicium ist es möglich, den Gehalt an Phosphor abzusenken, ohne dabei die Intensität der Desoxidation der Schmelze zu erniedrigen. Anhand dieser Maßnahme gelingt eine Zurückdrängung der nachteiligen Auswirkungen einer ausreichenden Desoxidation der Schmelze mittels eines Phosphor-Zusatzes. So würde ein hoher P-Gehalt das ohnehin schon sehr große Erstarrungsintervall der zinnhaltigen Kupferlegierung zusätzlich erweitern, wodurch sich eine Erhöhung der Porenanfälligkeit und Seigerungsanfälligkeit dieses Werkstofftyps ergeben würde. Außerdem wäre eine verstärkte Bildung der Kupfer-Phosphor-Phase die Folge. Diese Phasenart wird als eine Ursache für die Warmbrüchigkeit der zinnhaltigen Kupferlegierungen betrachtet. Die nachteiligen Auswirkungen des Zusatzes von Phosphor werden durch die Begrenzung des P-Gehaltes in der erfindungsgemäßen Legierung auf den Bereich von 0,001 bis 0,08 Gew.-% vermindert.
  • Die Elemente Bor, Silicium und Aluminium besitzen in der erfindungsgemäßen zinnhaltigen Kupferlegierung eine besondere Bedeutung. Bereits in der Schmelze scheiden sich die Phasen der Systeme AI-B, Si-B und/oder deren Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen aus. Die als Siliciumboride benannten Si-B-Phasen können in den Modifikationen SiB3, SiB4, SiB6 und SiBn vorliegen. Das Symbol "n" in der letztgenannten Modifikation beruht auf der Tatsache, dass Bor eine hohe Löslichkeit im Siliciumgitter aufweist. Die als Aluminiumboride benannten Al-B-Phasen können zumeist in den Modifikationen AlB2 und/oder AlB12 im Gefüge vorhanden sein.
  • Die Al-haltigen und B-haltigen Phasen, Si-haltigen und B-haltigen Phasen und/oder deren Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen, welche als Aluminiumboride und Siliciumboride und/oder als Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen der Aluminiumboride und Siliciumboride ausgebildet sind, werden nachfolgend als Hartpartikel bezeichnet. Sie übernehmen in der Schmelze der erfindungsgemäßen Legierung die Funktion als Kristallisationskeime während der Erstarrung und Abkühlung. Dadurch besteht nicht mehr die Notwendigkeit, sogenannte Fremdkeime der Schmelze zuzuführen, deren gleichmäßige Verteilung in der Schmelze nur unzureichend gewährleistet werden kann.
  • Die Erniedrigung der Basisschmelztemperatur besonders durch das Element Bor sowie die Existenz der Hartpartikel, die als Kristallisationskeime wirken, führen zu einer maßgeblichen Verkleinerung des Erstarrungsintervalls der erfindungsgemäßen Legierung. Dadurch weist der Gusszustand der Erfindung je nach Sn-Gehalt ein sehr gleichmäßiges Gefüge mit einer feinen Verteilung der δ-Phase in Form von gleichmäßig und dicht angeordneten Inseln und/oder in Form eines gleichmäßig dichten Netzwerks auf. Ansammlungen der Sn-reichen δ-Phase, die als sogenannte umgekehrte Blockseigerungen und/oder als Korngrenzenseigerungen ausgebildet sind, können im Gussgefüge der Erfindung nicht beobachtet werden.
  • In der Schmelze der erfindungsgemäßen Legierung bewirken die Elemente Bor, Silicium, Aluminium und Phosphor eine Reduzierung der Metalloxide. Die Elemente werden dabei selbst oxidiert, steigen zur Oberfläche der Gussstücke auf und bilden dort als Borsilikate und/oder Borphosphorsilikate und/oder Aluminiumoxid-Borsilikate und/oder Aluminiumoxid-Borphosphorsilikate zusammen mit den Phosphorsilikaten und Aluminiumoxiden eine Schutzschicht, die die Gussteile vor einer Gasaufnahme schützt. Festgestellt wurden außergewöhnlich glatte Oberflächen der Gussstücke aus der erfindungsgemäßen Legierung, die auf die Ausbildung einer derartigen Schutzschicht hindeuten. Auch das Gefüge des Gusszustandes der Erfindung war über den gesamten Querschnitt der Gussteile frei von Gasporen.
  • Ein Grundgedanke der Erfindung besteht in der Übertragung der Wirkung von Borsilikaten und Phosphorsilikaten hinsichtlich des Angleichs der verschiedenen thermischen Ausdehnungskoeffizienten der Fügepartner beim Diffusionslöten auf die Vorgänge beim Gießen, Warmumformen und thermischen Behandeln der Kupfer-Zinn-Werkstoffe. Aufgrund des breiten Erstarrungsintervalls dieser Legierungen kommt es zwischen den versetzt kristallisierenden Sn-armen und Sn-reichen Strukturbereichen zu großen mechanischen Spannungen, die zu Rissen und sogenannten Schwindungsporen führen können. Weiterhin können diese Schädigungsmerkmale auch bei der Warmumformung und den Hochtemperaturglühungen der Kupfer-Zinn-Legierungen aufgrund des unterschiedlichen Warmumformverhaltens und des verschiedenen thermischen Ausdehnungskoeffizienten der Sn-armen und Sn-reichen Gefügebestandteile auftreten.
  • Die kombinierte Zugabe von Bor, Silicium, Aluminium und Phosphor zu der erfindungsgemäßen zinnhaltigen Kupferlegierung bewirkt einerseits während der Erstarrung der Schmelze mittels der Wirkung der Hartpartikel als Kristallisationskeime ein gleichmäßiges Gefüge mit einer feinen Verteilung der Gefügebestandteile mit unterschiedlichem Sn-Gehalt. Zusätzlich zu den Hartpartikeln gewährleisten insbesondere die sich während der Erstarrung der Schmelze bildenden Borsilikate und/oder Borphosphorsilikate und/oder Aluminiumoxid-Borsilikate und/oder Aluminiumoxid-Borphosphorsilikate zusammen mit den Phosphorsilikaten den notwendigen Angleich der thermischen Ausdehnungskoeffizienten der Sn-armen und Sn-reichen Phasen. Auf diese Weise wird die Ausbildung von Poren sowie Spannungsrissen zwischen den Phasen mit unterschiedlichem Sn-Gehalt verhindert.
  • Alternativ kann die erfindungsgemäße Legierung einer Weiterverarbeitung durch Glühen oder durch eine Warmumformung und/oder Kaltumformung nebst zumindest einer Glühung unterzogen werden.
  • Die Wirkung der Hartpartikel als Kristallisationskeime, die zusammen mit den Borsilikaten und/oder Borphosphorsilikaten und/oder Aluminiumoxid-Borsilikaten und/oder Aluminiumoxid-Borphosphorsilikaten sowie mit den Phosphorsilikaten einen Angleich der thermischen Ausdehnungskoeffizienten der Sn-armen und Sn-reichen Phasen bewirken, konnte ebenfalls während des Prozesses der Warmumformung der erfindungsgemäßen zinnhaltigen Kupferlegierung beobachtet werden. Bei der Warmumformung dienen die Hartpartikel als Rekristallisationskeime. Aus diesem Grunde sind die Hartpartikel dafür verantwortlich zu machen, dass die dynamische Rekristallisation bei der Warmumformung der erfindungsgemäßen Legierung begünstigt stattfindet. Dadurch erfolgt eine weitere Erhöhung der Gleichmäßigkeit und der Feinkörnigkeit des Gefüges.
  • Wie nach dem Gießen, so konnte auch nach der Warmumformung der Gussstücke eine außergewöhnlich glatte Oberfläche der Teile festgestellt werden. Diese Beobachtung deutet auf die Bildung von Borsilikaten und/oder Borphosphorsilikaten und/oder Aluminiumoxid-Borsilikaten und/oder Aluminiumoxid-Borphosphorsilikaten sowie von Phosphorsilikaten und Aluminiumoxiden hin, die im Werkstoff während der Warmumformung stattfindet. Insbesondere die Silikate und Hartpartikel bedingen auch während der Warmumformung einen Angleich der unterschiedlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten der Sn-armen und Sn-reichen Bestandteile. So war das Gefüge, wie nach dem Gießen, auch nach der Warmumformung frei von Rissen und Poren.
  • Die Rolle der Hartpartikel als Keime für die statische Rekristallisation zeigte sich während der Glühbehandlung nach einer erfolgten Kaltumformung. Die herausragende Funktion der Hartpartikel als Keime für die statische Rekristallisation äußerte sich in der möglich gewordenen Absenkung der notwendigen Rekristallisationstemperatur, wodurch die Einstellung eines feinkörnigen Gefüges der erfindungsgemäßen Legierung zusätzlich erleichtert wird.
  • Dadurch werden während der Weiterverarbeitung der erfindungsgemäßen Legierung höhere Kaltumformgrade ermöglicht, wodurch besonders hohe Werte für die Zugfestigkeit Rm, die Dehngrenze Rp0,2 sowie die Härte eingestellt werden können. Insbesondere die Höhe des Parameters Rp0,2 ist für die Gleitelemente und Führungselemente in Verbrennungsmotoren, Ventilen, Turboladern, Getrieben, Abgasnachbehandlungsanlagen, Hebelsystemen, Bremssystemen und Gelenksystemen, hydraulischen Aggregaten oder in Maschinen und Anlagen des allgemeinen Maschinenbaus bedeutsam. Des Weiteren stellt ein hoher Wert von Rp0,2 eine Voraussetzung für die notwendigen Federeigenschaften von Steckverbindern in der Elektronik und Elektrotechnik dar.
  • Der Sn-Gehalt der Erfindung bewegt sich in den Grenzen zwischen 4,0 und 23 Gew.-%. Ein Zinn-Gehalt von unter 4,0 Gew.-% hätte zu geringe Festigkeitswerte und Härtewerte zur Folge. Außerdem wären die Laufeigenschaften bei einer Gleitbeanspruchung unzureichend. Der Widerstand der Legierung gegenüber des abrasiven und adhäsiven Verschleißes würde nicht den Anforderungen genügen. Bei einem Sn-Gehalt über 23,0 Gew.-% würden sich die Zähigkeitseigenschaften der erfindungsgemäßen Legierung rapide verschlechtern, wodurch die dynamische Belastbarkeit der Bauteile aus dem Werkstoff herabgesetzt wird.
  • Durch die Ausscheidung der Hartpartikel weist die erfindungsgemäße Legierung einen Hartphasenanteil auf, der aufgrund der hohen Härte zu einer Verbesserung des Werkstoffwiderstandes gegen den abrasiven Verschleiß beiträgt. Außerdem bedingt der Anteil der Hartpartikel eine verbesserte Beständigkeit gegen den adhäsiven Verschleiß, da diese Phasen eine niedrige Verschweißneigung mit einem metallischen Gegenlaufpartner bei einer Gleitbeanspruchung zeigen. Sie dienen somit als wichtiger Verschleißträger in der erfindungsgemäßen zinnhaltigen Kupferlegierung. Weiterhin erhöhen die Hartpartikel die Warmfestigkeit sowie die Spannungsrelaxationsbeständigkeit von Bauteilen aus der Erfindung. Dies stellt eine wichtige Voraussetzung für die Verwendung der erfindungsgemäßen Legierung insbesondere für Gleitelemente und für Bauelemente, Leitungselemente, Führungselemente und Verbindungselemente in der Elektronik/Elektrotechnik dar.
  • Die Bildung von Borsilikaten und/oder Borphosphorsilikaten und/oder Aluminiumoxid-Borsilikaten und/oder Aluminiumoxid-Borphosphorsilikaten sowie von Phosphorsilikaten in der erfindungsgemäßen Legierung führt nicht nur zu einer signifikanten Reduzierung der Poren und Risse im Gefüge. Diese silikatischen Phasen übernehmen zusammen mit den Aluminiumoxiden auch die Rolle eines verschleißschützenden und/oder korrosionsschützenden Überzuges auf den Bauteilen.
  • Damit gewährleistet die erfindungsgemäße Legierung eine Kombination der Eigenschaften Verschleißbeständigkeit und Korrosionsbeständigkeit. Diese Eigenschaftskombination führt zu einem anforderungsgemäß hohen Widerstand gegen die Mechanismen des Gleitverschleißes und zu einem hohen Werkstoffwiderstand gegen die Reibkorrosion. Auf diese Weise ist die Erfindung hervorragend für den Einsatz als Gleitelement und Steckverbinder geeignet, da sie ein hohes Maß an Beständigkeit gegenüber dem Gleitverschleiß und dem Schwingreibverschleiß/fretting aufweist.
  • Die Wirkung der Hartpartikel als Kristallisationskeime und Rekristallisationskeime, als Verschleißträger sowie die Wirkung der AI-Oxide und der silikatischen Phasen zum Zwecke des Korrosionsschutzes kann in der erfindungsgemäßen Legierung erst ein technisch bedeutsames Maß erreichen, wenn der Silicium-Gehalt mindestens 0,05 Gew.-%, der Aluminium-Gehalt mindestens 0,01 Gew.-% und der Bor-Gehalt mindestens 0,005 Gew.-% beträgt. Übersteigt dagegen der Si-Gehalt die 2,0 Gew.-% und/oder der Al-Gehalt die 1,0 Gew.-% und/oder der B-Gehalt die 0,6 Gew.-%, so führt dies zu einer Verschlechterung des Gießverhaltens. Der zu hohe Gehalt an Hartpartikeln würde die Schmelze maßgeblich dickflüssiger machen. Außerdem wären verminderte Zähigkeitseigenschaften der erfindungsgemäßen Legierung die Folge.
  • Als vorteilhaft wird der Bereich für den Si-Gehalt in den Grenzen von 0,05 bis 1,5 Gew.-% und insbesondere von 0,5 bis 1,5 Gew.-% bewertet.
  • Weiterhin beträgt der vorteilhafte AI-Gehalt der erfindungsgemäßen Legierung 0,1 bis 0,8 Gew.-%.
  • Für das Element Bor wird der Gehalt von 0,01 bis 0,6 Gew.-% als vorteilhaft angesehen. Als besonders vorteilhaft hat sich der Gehalt für Bor von 0,1 bis 0,6 Gew.-% erwiesen.
  • Für die Sicherstellung eines genügenden Gehaltes an Hartpartikeln sowie an Borsilikaten und/oder Borphosphorsilikaten und/oder Aluminiumoxid-Borsilikaten und/oder Aluminiumoxid-Borphosphorsilikaten sowie Phosphorsilikaten hat sich die Einstellung eines konkreten Elementverhältnisses der Elemente Silicium und Bor als wichtig erwiesen. Aus diesem Grunde liegt das Verhältnis Si/B der Elementgehalte (in Gew.-%) der Elemente Silicium und Bor der erfindungsgemäßen Legierung zwischen 0,3 und 10. Ein Verhältnis Si/B von 1 bis 10 und weiterhin von 1 bis 6 hat sich als vorteilhaft erwiesen.
  • Die Ausscheidung der Hartpartikel beeinflusst die Viskosität der Schmelze der erfindungsgemäßen Legierung. Dieser Umstand unterstreicht zusätzlich, warum auf einen Zusatz von Phosphor nicht verzichtet werden darf. Phosphor bewirkt, dass die Schmelze trotz des Gehaltes an Hartpartikeln ausreichend dünnflüssig ist, was für die Gießbarkeit der Erfindung von großer Bedeutung ist. Der Gehalt an Phosphor der erfindungsgemäßen Legierung beträgt 0,001 bis 0,08 Gew.-%. Vorteilhaft ist ein P-Gehalt in dem Bereich von 0,001 bis 0,05 Gew.-%.
  • Die Summe der Elementgehalte der Elemente Silicium, Bor und Phosphor beträgt vorteilhaft zumindest 0,5 Gew.-%.
  • Eine maschinelle Bearbeitung von Halbzeugen und Bauteilen aus den konventionellen Kupfer-Zinn- und Kupfer-Zinn-Phosphor-Knetlegierungen insbesondere mit einem Sn-Gehalt bis ca. 9 Gew.-% ist aufgrund der ungenügenden Zerspanbarkeit nur mit großem Aufwand möglich. So verursacht besonders das Auftreten von langen Wendelspänen lange
  • Maschinenstillstandszeiten, da die Späne erst von Hand aus dem Bearbeitungsbereich der Maschine entfernt werden müssen.
  • Bei der erfindungsgemäßen Legierung dagegen dienen die Hartpartikel, in deren Bereichen je nach Sn-Gehalt der Legierung das Element Zinn und/oder die δ-Phase kristallisiert oder ausgeschieden ist, als Spanbrecher. Die somit entstehenden kurzen Bröckelspäne und/oder Wirrspäne erleichtern die Zerspanbarkeit, weshalb die Halbzeuge und Bauteile aus der erfindungsgemäßen Legierung eine bessere maschinelle Bearbeitbarkeit aufweisen.
  • Bei einer vorteilhaften Ausführungsform der Erfindung kann die zinnhaltige Kupferlegierung bestehen aus (in Gew.-%):
    • 4,0 bis 9,0 % Sn,
    • 0,05 bis 2,0 % Si,
    • 0,01 bis 1,0 % AI,
    • 0,01 bis 0,6 % B,
    • 0,001 bis 0,08 % P,
    Rest Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Bei einer weiteren vorteilhaften Ausführungsform der Erfindung kann die zinnhaltige Kupferlegierung bestehen aus (in Gew.-%):
    • 4,0 bis 9,0 % Sn,
    • 0,05 bis 0,3 % Si,
    • 0,01 bis 0,15 % Al,
    • 0,1 bis 0,6 % B,
    • 0,001 bis 0,05 % P,
    Rest Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Bei einer besonders vorteilhaften Ausführungsform der Erfindung kann die zinnhaltige Kupferlegierung bestehen aus (in Gew.-%):
    • 4,0 bis 9,0 % Sn,
    • 0,5 bis 1,5 % Si,
    • 0,1 bis 0,8 % AI,
    • 0,01 bis 0,6 % B,
    • 0,001 bis 0,05 % P,
    Rest Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Im Gussgefüge dieser Ausführungsformen der Erfindung ist die Sn-reiche δ-Phase gleichmäßig in Inselform mit bis zu 40 Vol.-% angeordnet. Dabei ist das Element Zinn und/oder die ö-Phase zumeist in den Bereichen der Hartpartikel kristallisiert und/oder ummantelt diese.
  • Die Gussstücke dieser Ausführungsformen weisen bei der Arbeitstemperatur im Bereich von 600 bis 880°C eine ausgezeichnete Warmumformbarkeit auf.
  • Die signifikante Festigkeitszunahme und Härtezunahme nach dem Prozessschritt der Warmumformung kann für Bauteile genutzt werden, für deren Herstellung keine Kaltumformung erforderlich ist. Für diesen Fall kann bevorzugt eine beschleunigte Abkühlung, vorteilhaft in Wasser, nach der Warmumformung erfolgen.
  • Besteht dagegen die Notwendigkeit der Durchführung eines Kaltumformprozesses, so hat es sich als vorteilhaft erwiesen, die warmumgeformten Halbzeuge einer Glühung bei der Temperatur von 200 bis 880°C mit einer Dauer von 10 Minuten bis 6 Stunden zu unterziehen. Dadurch ergibt sich eine sehr gute Kaltumformbarkeit mit einem Kaltumformgrad ε von über 60 %.
  • Die im Gefüge ausgeschiedenen Hartpartikel wirken bei der thermischen Behandlung bei der Temperatur von 200 bis 880°C mit einer Dauer von 10 Minuten bis 6 Stunden des kaltumgeformten Werkstoffzustandes als Rekristallisationskeime. Mittels dieses Weiterverarbeitungsschrittes ist es möglich, ein Gefüge mit einer Korngröße bis zu 20 µm einzustellen. Die Begünstigung der Rekristallisationsmechanismen durch die Hartpartikel erlaubt eine Absenkung der Rekristallisationstemperatur, so dass ein Gefüge mit einer Korngröße bis zu 10 µm erzeugt werden kann. Durch einen mehrstufigen Fertigungsprozess aus Kaltumformungen und Glühungen und/oder durch eine zweckentsprechende Absenkung der Rekristallisationstemperatur ist es sogar möglich, die Größe der Kristalliten in dem Werkstoffgefüge auf unter 5 µm einzustellen.
  • Die mechanischen Eigenschaften einiger Ausführungsformen stehen stellvertretend für den gesamten Bereich der Legierungszusammensetzungen sowie der Fertigungsparameter. Es verdeutlichen die Ergebnisse der Untersuchung entsprechender und nachfolgend geschilderter Ausführungsbeispiele, dass Werte für die Zugfestigkeit Rm von über 700 bis 800 MPa, Werte für die Dehngrenze Rp0,2 von über 600 bis 700 MPa erreicht werden können. Gleichzeitig liegen die Zähigkeitseigenschaften der Ausführungsformen auf einem sehr hohen Niveau. Ausgedrückt wird dieser Sachverhalt durch die hohen Werte für die Bruchdehnung A5.
  • Bei einer vorteilhaften Ausführungsform der Erfindung kann die zinnhaltige Kupferlegierung bestehen aus (in Gew.-%):
    • 9,0 bis 13,0 % Sn,
    • 0,05 bis 2,0 % Si,
    • 0,01 bis 1,0 % Al,
    • 0,01 bis 0,6 % B,
    • 0,001 bis 0,08 % P,
    Rest Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Bei einer weiteren vorteilhaften Ausführungsform der Erfindung kann die zinnhaltige Kupferlegierung bestehen aus (in Gew.-%):
    • 9,0 bis 13,0 % Sn,
    • 0,05 bis 0,3 % Si,
    • 0,01 bis 0,15 % AI,
    • 0,1 bis 0,6 % B,
    • 0,001 bis 0,05 % P,
    Rest Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Bei einer besonders vorteilhaften Ausführungsform der Erfindung kann die zinnhaltige Kupferlegierung bestehen aus (in Gew.-%):
    • 9,0 bis 13,0 % Sn,
    • 0,5 bis 1,5 % Si,
    • 0,1 bis 0,8 % AI,
    • 0,01 bis 0,6 % B,
    • 0,001 bis 0,05 % P,
    Rest Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Das Gefüge dieser Ausführungsformen der Erfindung ist durch einen Gehalt der ö-Phase von bis zu 60 Vol.-% gekennzeichnet, wobei diese Phasenart in Inselform und Netzform gleichmäßig im Gefüge verteilt ist. Dabei ist wiederum das Element Zinn und/oder die ö-Phase zumeist in den Bereichen der Hartpartikel kristallisiert und/oder ummantelt diese.
  • Die Gussstücke dieser Ausführungsformen weisen bei der Arbeitstemperatur im Bereich von 600 bis 880°C eine ausgezeichnete Warmumformbarkeit auf.
  • Infolge der durch die Hartpartikel begünstigt stattgefundenen dynamischen Rekristallisation liegt das Gefüge der Ausführungsformen nach der Warmumformung sehr feinkörnig vor. Aufgrund der hohen Festigkeitswerte des warmumgeformten Zustandes ist dessen Kaltumformbarkeit begrenzt. Diese kann durch eine Glühbehandlung nach dem Warmumformprozess bei der Temperatur von 200 bis 880°C mit einer Dauer von 10 Minuten bis 6 Stunden maßgeblich verbessert werden.
  • Die im Gefüge ausgeschiedenen Hartpartikel wirken bei der thermischen Behandlung bei der Temperatur von 200 bis 880°C mit einer Dauer von 10 Minuten bis 6 Stunden des kaltumgeformten Werkstoffzustandes als Rekristallisationskeime. Mittels dieses Weiterverarbeitungsschrittes ist es möglich, ein feinkörnigeres Gefüge einzustellen. Die Begünstigung der Rekristallisationsmechanismen durch die Hartpartikel erlaubt eine Absenkung der Rekristallisationstemperatur, so dass ein Gefüge mit einer weiter verkleinerten Korngröße erzeugt werden kann. Durch einen mehrstufigen Fertigungsprozess aus Kaltumformungen und Glühungen kann die Feinkörnigkeit des Gefüges weiter optimiert werden.
  • Bei einer vorteilhaften Ausführungsform der Erfindung kann die zinnhaltige Kupferlegierung bestehen aus (in Gew.-%):
    • 13,0 bis 17,0 % Sn,
    • 0,05 bis 2,0 % Si,
    • 0,01 bis 1,0 % Al,
    • 0,01 bis 0,6 % B,
    • 0,001 bis 0,08 % P,
    Rest Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Bei einer weiteren vorteilhaften Ausführungsform der Erfindung kann die zinnhaltige Kupferlegierung bestehen aus (in Gew.-%):
    • 13,0 bis 17,0 % Sn,
    • 0,05 bis 0,3 % Si,
    • 0,01 bis 0,15 % Al,
    • 0,1 bis 0,6 % B,
    • 0,001 bis 0,05 % P,
    Rest Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Bei einer besonders vorteilhaften Ausführungsform der Erfindung kann die zinnhaltige Kupferlegierung bestehen aus (in Gew.-%):
    • 13,0 bis 17,0 % Sn,
    • 0,5 bis 1,5 % Si,
    • 0,1 bis 0,8 % Al,
    • 0,01 bis 0,6 % B,
    • 0,001 bis 0,05 % P,
    Rest Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Die ö-Phase im Gussgefüge dieser Ausführungsformen der Erfindung liegt in Form eines gleichmäßig angeordneten Netzwerkes mit bis zu 80 Vol.-% vor. Dabei kann das Gefüge dendritische Strukturanteile aufweisen, die allerdings aufgrund des sehr geringen Abstandes der sogenannten Dendritenarme ebenfalls einen netzförmigen Charakter aufzeigen. Des Weiteren ist das Element Zinn und/oder die δ-Phase zumeist in den Bereichen der Hartpartikel kristallisiert und/oder ummantelt diese.
  • Die Gussstücke dieser Ausführungsformen weisen bei der Arbeitstemperatur im Bereich von 600 bis 880°C ebenfalls eine ausgezeichnete Warmumformbarkeit auf. Gerade in diesem Gehaltsbereich für das Legierungselement Zinn von 13,0 bis 17,0 Gew.-% sind die konventionellen Kupfer-Zinn-Legierungen nur sehr schwierig ohne das Auftreten von Warmrissen und Warmbrüchen warmumformbar.
  • Infolge der durch die Hartpartikel begünstigt stattgefundenen dynamischen Rekristallisation liegt das Gefüge der Ausführungsformen nach der Warmumformung sehr feinkörnig vor. Aufgrund der hohen Festigkeitswerte des warmumgeformten Zustandes ist dessen Kaltumformbarkeit stark begrenzt. Durch eine Glühbehandlung nach dem Warmumformprozess bei der Temperatur von 200 bis 880°C mit einer Dauer von 10 Minuten bis 6 Stunden kann die Kaltumformbarkeit der Halbzeuge verbessert werden. Nach dem Prozessschritt der Warmumformung ist das Gefügemerkmal der Kristallisation des Elementes Zinn und/oder der δ-Phase in den Bereichen der Hartpartikel und/oder der Ummantelung dieser Hartpartikel mit dem Element Zinn und/oder der δ-Phase bezüglich des Gusszustandes vollständiger ausgeprägt.
  • Die im Gefüge ausgeschiedenen Hartpartikel wirken bei der thermischen Behandlung bei der Temperatur von 200 bis 880°C mit einer Dauer von 10 Minuten bis 6 Stunden des kaltumgeformten Werkstoffzustandes als Rekristallisationskeime. Mittels dieses Weiterverarbeitungsschrittes ist es möglich, ein Gefüge mit einer Korngröße bis zu 35 µm einzustellen. Die Begünstigung der Rekristallisationsmechanismen durch die Hartpartikel erlaubt eine Absenkung der Rekristallisationstemperatur, so dass ein Gefüge mit einer Korngröße bis zu 25 µm erzeugt werden kann. Die netzartige Anordnung der δ-Phase im Gefüge bleibt erhalten.
  • Durch einen mehrstufigen Fertigungsprozess aus Kaltumformungen und Glühungen und/oder durch eine zweckentsprechende Absenkung der Rekristallisationstemperatur ist es sogar möglich, die Größe der Kristalliten in dem Werkstoffgefüge auf unter 10 µm einzustellen.
  • Bei einer vorteilhaften Ausführungsform der Erfindung kann die zinnhaltige Kupferlegierung bestehen aus (in Gew.-%):
    • 17,0 bis 23,0 % Sn,
    • 0,05 bis 2,0 % Si,
    • 0,01 bis 1,0 % Al,
    • 0,01 bis 0,6 % B,
    • 0,001 bis 0,08 % P,
    Rest Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Bei einer weiteren vorteilhaften Ausführungsform der Erfindung kann die zinnhaltige Kupferlegierung bestehen aus (in Gew.-%):
    • 17,0 bis 23,0 % Sn,
    • 0,05 bis 0,3 % Si,
    • 0,01 bis 0,15 % Al,
    • 0,1 bis 0,6 % B,
    • 0,001 bis 0,05 % P,
    Rest Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Bei einer besonders vorteilhaften Ausführungsform der Erfindung kann die zinnhaltige Kupferlegierung bestehen aus (in Gew.-%):
    • 17,0 bis 23,0 % Sn,
    • 0,5 bis 1,5 % Si,
    • 0,1 bis 0,8 % Al,
    • 0,01 bis 0,6 % B,
    • 0,001 bis 0,05 % P,
    Rest Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Ein sehr dichtes Netz der δ-Phase, das gleichmäßig mit bis zu 98 Vol.-% im Gussgefüge angeordnet ist, gehört zum Merkmal dieser Ausführungsformen der Erfindung. Dabei kann das Gefüge verstärkt dendritische Strukturanteile aufweisen, die allerdings aufgrund des sehr geringen Abstandes der sogenannten Dendritenarme ebenfalls einen netzförmigen Charakter besitzen. Weiterhin ist das Element Zinn und/oder die δ-Phase zumeist in den Bereichen der Hartpartikel kristallisiert und/oder ummantelt diese.
  • Infolge der Gleichmäßigkeit des dichten δ-Netzes weisen die Gussstücke dieser Ausführungsformen bei der Arbeitstemperatur im Bereich von 600 bis 880°C ebenfalls eine ausgezeichnete Warmumformbarkeit auf.
  • Während der adhäsiven Verschleißbeanspruchung eines Bauteils aus der erfindungsgemäßen zinnhaltigen Kupferlegierung trägt das Legierungselement Zinn im besonderen Maße zur Ausbildung einer sogenannten Triboschicht zwischen den Gleitpartnern bei. Besonders unter Mischreibungsbedingungen ist dieser Mechanismus bedeutsam, wenn die Notlaufeigenschaften eines Werkstoffes verstärkt in den Vordergrund rücken. Die Triboschicht führt zur Verkleinerung der rein metallischen Kontaktfläche zwischen den Gleitpartnern, wodurch ein Verschweißen oder Fressen der Elemente verhindert wird.
  • Aufgrund der Effizienzsteigerung moderner Motoren, Maschinen und Aggregaten treten immer höhere Betriebsdrücke und Betriebstemperaturen auf. Dies ist besonders in den neuentwickelten Verbrennungsmotoren zu beobachten, bei denen auf eine immer vollständigere Verbrennung des Treibstoffs hingearbeitet wird. Zusätzlich zu den erhöhten Temperaturen im Raum der Verbrennungsmotoren kommt noch die Wärmeentwicklung, die während des Betriebes der Gleitlagersysteme auftreten. Infolge der hohen Temperaturen im Lagerbetrieb kommt es in den Teilen aus der erfindungsgemäßen Legierung, ähnlich wie beim Gießen und bei der Warmumformung, zur Bildung von Borsilikaten und/oder Borphosphorsilikaten und/oder Aluminiumoxid-Borsilikaten und/oder Aluminiumoxid-Borphosphorsilikaten sowie von Phosphorsilikaten und Aluminiumoxiden. Diese Verbindungen verstärken noch die Triboschicht, woraus eine gesteigerte adhäsive Verschleißbeständigkeit der Gleitelemente aus der erfindungsgemäßen Legierung resultiert.
  • Bereits während des Gießprozesses der Erfindung kommt es im Gefüge zur Ausscheidung der Hartpartikel. Diese Phasen schützen den Werkstoff vor den Folgen einer abrasiven Verschleißbeanspruchung, das heißt vor einem Materialabtrag durch Furchungsverschleiß. Weiterhin besitzen die Hartpartikel eine geringe Verschweißneigung mit dem metallischen Gleitpartner, weshalb sie zusammen mit der komplex aufgebauten Triboschicht eine hohe adhäsive Verschleißbeständigkeit der Erfindung gewährleisten.
  • Neben ihrer Funktion als Verschleißträger bewirken die Hartpartikel eine höhere Temperaturstabilität des Gefüges der erfindungsgemäßen Kupferlegierung. Daraus ergibt sich eine hohe Warmfestigkeit sowie eine Verbesserung der Beständigkeit des Werkstoffes gegen eine Spannungsrelaxation.
  • In der Gussvariante und der weiterverarbeiteten Variante der erfindungsgemäßen Legierung können folgende Wahlelemente enthalten sein:
    Das Element Zink kann der erfindungsgemäßen zinnhaltigen Kupferlegierung mit einem Gehalt von 0,1 bis 2,0 Gew.-% zugesetzt werden. Es stellte sich heraus, dass das Legierungselement Zink in Abhängigkeit vom Sn-Gehalt der Legierung den Anteil an Sn-reichen Phasen in der Erfindung erhöht, wodurch Festigkeit und Härte zunehmen. Allerdings konnten keine Hinweise darauf gefunden werden, dass ein Zusatz an Zink sich positiv auf die Gleichmäßigkeit des Gefüges sowie auf die weitere Verringerung des Gehaltes an Poren und Rissen im Gefüge auswirkt. Offensichtlich überwiegt der diesbezügliche Einfluss des kombinierten Legierungsgehaltes an Bor, Silicium und Phosphor. Unter 0,1 Gew.-% Zn konnte ein festigkeits- und härtesteigernder Effekt nicht beobachtet werden. Bei Zn-Gehalten über 2,0 Gew.-% wurden die Zähigkeitseigenschaften der Legierung auf ein niedrigeres Niveau abgesenkt. Außerdem verschlechterte sich die Korrosionsbeständigkeit der erfindungsgemäßen zinnhaltigen Kupferlegierung. Vorteilhafterweise kann der Erfindung ein Zink-Gehalt im Bereich von 0,5 bis 1,5 Gew.-% zugesetzt werden.
  • Für eine weitere Verbesserung der mechanischen Werkstoffeigenschaften Festigkeit und Härte sowie der Spannungsrelaxationsbeständigkeit bei erhöhten Temperaturen kann der Zusatz der Legierungselemente Eisen und Magnesium einzeln oder in Kombination erfolgen.
  • Die erfindungsgemäßen Legierung kann 0,01 bis 0,6 Gew.-% Fe enthalten. Im Gefüge liegen in diesem Fall bis zu 10 Vol.-% Fe-Boride, Fe-Phosphide sowie Fe-Silizide und/oder Fe-reiche Teilchen vor. Weiterhin kommt es im Gefüge zur Ausbildung von Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen der Fehaltigen Phasen und der Al-haltigen und B-haltigen Phasen, Si-haltigen und B-haltigen Phasen und/oder Si-Al-B-Phasen. Diese Phasen und Verbindungen tragen zur Erhöhung der Festigkeit, der Härte, der Warmfestigkeit, der Spannungsrelaxationsbeständigkeit, der elektrischen Leitfähigkeit sowie der Verbesserung des Widerstandes gegen eine abrasive und adhäsive Verschleißbeanspruchung der Legierung bei. Bei einem Fe-Gehalt unter 0,01 Gew.-% wird diese Eigenschaftsverbesserung nicht erreicht. Überschreitet der Fe-Gehalt die 0,6 Gew.-%, so besteht die Gefahr einer Clusterbildung des Eisens im Gefüge. Verbunden wäre damit eine maßgebliche Verschlechterung der Verarbeitungseigenschaften und Gebrauchseigenschaften.
  • Weiterhin kann der erfindungsgemäßen Legierung das Element Magnesium von 0,01 bis 0,5 Gew.-% zugesetzt werden. In diesem Falle liegen im Gefüge bis zu 15 Vol.-% Mg-Boride, Mg-Phosphide sowie Cu-Mg-Phasen und Cu-Sn-Mg-Phasen vor. Des Weiteren kommt es im Gefüge zur Ausbildung von Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen der Mg-haltigen Phasen und der Al-haltigen und B-haltigen Phasen, Si-haltigen und B-haltigen Phasen und/oder Si-Al-B-Phasen. Diese Phasen und Verbindungen tragen ebenfalls zur Erhöhung der Festigkeit, der Härte, der Warmfestigkeit, der Spannungsrelaxationsbeständigkeit, der elektrischen Leitfähigkeit sowie der Verbesserung des Widerstandes gegen eine abrasive und adhäsive Verschleißbeanspruchung der Legierung bei. Bei einem Mg-Gehalt unter 0,01 Gew.-% wird diese Eigenschaftsverbesserung nicht erreicht. Überschreitet der Mg-Gehalt die 0,5 Gew.-%, so verschlechtert sich insbesondere die Gießbarkeit der Legierung. Außerdem würde der zu hohe Gehalt an Mg-haltigen Verbindungen die Zähigkeitseigenschaften der erfindungsgemäßen Legierung maßgeblich verschlechtern.
  • Wahlweise kann die zinnhaltige Kupferlegierung geringe Bleianteile aufweisen. Gerade noch akzeptabel und über der Verunreinigungsgrenze liegend sind dabei Bleigehalte bis maximal 0,25 Gew.-%. Bei einer besonders bevorzugten vorteilhaften Ausführungsform der Erfindung ist die zinnhaltige Kupferlegierung bis auf etwaige unvermeidbare Verunreinigungen frei von Blei. In diesem Zusammenhang sind Bleigehalte bis maximal 0,1 Gew.-% an Pb angedacht.
  • Als besonderer Vorteil der Erfindung wird die weitgehende Freiheit des Gefüges von Gasporen und Schwindungsporen, Lunkern, Seigerungen und Rissen im Gusszustand angesehen. Daraus ergibt sich die besondere Eignung der erfindungsgemäßen Legierung als Verschleißschutzschicht, die beispielsweise auf einen Grundkörper aus Stahl aufgeschmolzen wird. Mit der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung kann beim Aufschmelzprozess insbesondere die Ausbildung einer offenen Porosität unterdrückt werden, wodurch die Druckfestigkeit der Gleitschicht erhöht wird.
  • Ein weiterer besonderer Vorteil der Erfindung ist der Wegfall der zwingenden Notwendigkeit der Durchführung einer speziellen Urformtechnik wie beispielsweise die des Sprühkompaktierens oder des Dünnbandgießens zur Bereitstellung eines gleichmäßigen, weitgehend porenfreien und seigerungsfreien Gefüges. Für die Einstellung eines derartigen Gefüges können für den Urformprozess der erfindungsgemäßen Legierung konventionelle Gießverfahren eingesetzt werden. So schließt ein Aspekt der Erfindung ein Verfahren zur Herstellung von Endprodukten oder von Bauteilen mit endproduktnaher Form aus der erfindungsgemäßen zinnhaltigen Kupferlegierung mit Hilfe des Sandguss-Verfahrens, Maskenformguss-Verfahrens, Feinguss-Verfahrens, Vollformguss-Verfahrens, Druckguss-Verfahrens oder des Lost-Foam-Verfahrens ein.
  • Außerdem schließt ein Aspekt der Erfindung ein Verfahren zur Herstellung von Bändern, Blechen, Platten, Bolzen, Runddrähten, Profildrähten, Rundstangen, Profilstangen, Hohlstangen, Rohren und Profilen aus einer erfindungsgemäßen zinnhaltigen Kupferlegierung mit Hilfe des Kokillengussverfahrens oder des kontinuierlichen oder halbkontinuierlichen Stranggussverfahrens ein.
  • Es ist bemerkenswert, dass nach dem Kokillenguss oder Strangguss der Formate aus der erfindungsgemäßen Legierung auch keine aufwendigen Schmiedeprozesse oder Stauchprozesse bei erhöhter Temperatur durchgeführt werden müssen, um Poren und Risse im Material zu verschweißen, also zu schließen.
  • Außerdem besteht bei der Erfindung zur Gewährleistung einer hinreichenden Warmumformbarkeit nicht mehr die zwingende Notwendigkeit, durch Homogenisierungsglühen oder Lösungsglühen die je nach Sn-Gehalt vorhandene Sn-reiche ö-Phase feiner im Gefüge zu verteilen oder aufzulösen und somit zu beseitigen. Die ohnehin schon im Gussgefüge der erfindungsgemäßen Legierung mit entsprechendem Sn-Gehalt gleichmäßig und fein verteilte δ-Phase übernimmt eine wesentliche Funktion für die Gebrauchseigenschaften der Legierung.
  • In bevorzugter Ausgestaltung der Erfindung kann die Weiterverarbeitung des Gusszustandes die Durchführung von zumindest einer Warmumformung im Temperaturbereich von 600 bis 880°C umfassen.
  • Vorteilhafterweise kann die Abkühlung der Halbzeuge und Bauteile nach der Warmumformung an beruhigter oder beschleunigter Luft oder mit Wasser erfolgen.
  • Infolge der durch die Hartpartikel begünstigt stattgefundenen dynamischen Rekristallisation liegt das Gefüge der Ausführungsformen nach der Warmumformung sehr gleichmäßig und feinkörnig vor. Zudem wurde festgestellt, dass der warmumgeformte Zustand der Erfindung äußerst hohe Werte für die Festigkeiten und die Härte aufweist. Offensichtlich fand während der Warmumformung eine fortgesetzte Ausscheidung der Hartpartikel geringerer Größe statt. Infolge der Trägheit der Ausscheidung der Al-haltigen Hartpartikel bilden sich diese während der Warmumformung in einem größeren Ausmaß.
  • Vorteilhafterweise kann zumindest eine Glühbehandlung des Gusszustandes und/oder des warmumgeformten Zustandes der Erfindung in dem Temperaturbereich von 200 bis 880°C mit der Dauer von 10 Minuten bis 6 Stunden, alternativ mit einer Abkühlung an beruhigter oder beschleunigter Luft oder mit Wasser, durchgeführt werden.
  • Ein Aspekt der Erfindung betrifft ein vorteilhaftes Verfahren zur Weiterverarbeitung des Gusszustandes oder des warmumgeformten Zustandes oder des geglühten Gusszustandes oder des geglühten warmumgeformten Zustandes, das die Durchführung von zumindest einer Kaltumformung umfasst.
  • Bevorzugt kann zumindest eine Glühbehandlung des kaltumgeformten Zustandes der Erfindung in dem Temperaturbereich von 200 bis 880°C mit der Dauer von 10 Minuten bis 6 Stunden durchgeführt werden.
  • Vorteilhafterweise kann eine Entspannungsglühung/Auslagerungsglühung in dem Temperaturbereich von 200 bis 650°C mit der Dauer von 0,5 bis 6 Stunden durchgeführt werden.
  • Die Matrix des gleichmäßigen Gefüges der Erfindung besteht aus duktiler α-Phase mit je nach Sn-Gehalt der Legierung aus Anteilen der δ-Phase. Die δ-Phase führt durch ihre hohe Festigkeit und Härte zum hohen Widerstand der Legierung gegen den abrasiven Verschleiß. Außerdem vergrößert die δ-Phase aufgrund ihres hohen Sn-Gehaltes, woraus ihre Neigung zur Ausbildung einer Triboschicht resultiert, die Beständigkeit des Werkstoffes gegenüber dem adhäsiven Verschleiß. In der metallischen Grundmase sind die Hartpartikel eingelagert. In weiteren Ausführungen der Erfindung kommen noch in der metallischen Grundmasse ausgeschiedene Fe- und/oder Mg-haltige Phasen hinzu.
  • Dieses heterogene Gefüge, bestehend aus einer metallischen Grundmasse aus α- und δ-Phase, in der Ausscheidungen großer Härte eingelagert sind, verleiht dem Erfindungsgegenstand eine herausragende Eigenschaftskombination. In diesem Zusammenhang zu nennen sind: Hohe Festigkeitswerte und Härtewerte bei gleichzeitig sehr guter Zähigkeit, ausgezeichnete Warmumformbarkeit, ausreichende Kaltumformbarkeit, hohe Temperaturbeständigkeit des Gefüges mit daraus resultierender hoher Warmfestigkeit und hoher Spannungsrelaxationsbeständigkeit, eine für viele Anwendungen ausreichende elektrische Leitfähigkeit, eine hohe Korrosionsbeständigkeit sowie ein großer Widerstand gegen die Verschleißmechanismen Abrasion, Adhäsion, Oberflächenzerrüttung sowie gegen den Schwingreibverschleiß, dem sogenannten fretting.
  • Aufgrund des gleichmäßigen und feinkörnigen Gefüges mit einer weitgehenden Porenfreiheit, Rissfreiheit und Seigerungsfreiheit und dem Gehalt an Hartpartikeln besitzt die erfindungsgemäße Legierung schon im Gusszustand ein hohes Maß an Festigkeit, Härte, Duktilität, komplexer Verschleißbeständigkeit und Korrosionsbeständigkeit. Aus diesem Grunde besitzt die erfindungsgemäße Legierung schon im Gusszustand ein großes Einsatzspektrum.
  • Es ergibt sich die besondere Eignung der erfindungsgemäßen Legierung als Verschleißschutzschicht, die beispielsweise auf einen Grundkörper aus Stahl aufgeschmolzen wird. Diesbezüglich ist hervorzuheben, dass die Behandlungstemperaturen für Vergütungsstähle (Härten 820 bis 860°C, Anlassen 540 bis 660°C; DIN EN 10083-1) in dem Wärmebehandlungsbereich der Erfindung liegen. Dies bedeutet, dass nach dem Aufschmelzen der zinnhaltigen Kupferlegierung auf einen Grundkörper aus Vergütungsstahl die mechanischen Eigenschaften beider Verbundpartner in nur einem Behandlungsschritt optimiert werden können. Ein weiterer Vorteil ist, dass beim Aufschmelzprozess die Ausbildung einer offenen Porosität unterdrückt wird, wodurch die Druckfestigkeit der Verschleißschutzschicht erhöht wird.
  • Außer dem Aufschmelzen kommen auch weitere Fügeverfahren in Betracht. Denkbar wäre in diesem Zusammenhang auch eine Verbundherstellung mittels Schmieden, Löten oder Schweißen mit der wahlweisen Durchführung von zumindest einer Glühung im Temperaturbereich von 200 bis 880°C. Ebenso können beispielsweise Lager-Verbundschalen oder Lager-Verbundbuchsen durch Walzplattieren, induktives oder konduktives Walzplattieren oder durch Laser-Walzplattieren hergestellt werden.
  • Bereits aus den Gussformaten in Bandform, Blechform, Plattenform, Bolzenform, Drahtform, Stangenform, Rohrform oder Profilform können Gleitelemente und Führungselemente in Verbrennungsmotoren, Ventilen, Turbolader, Getrieben, Abgasnachbehandlungsanlagen, Hebelsysteme, Bremssysteme und Gelenksystemen, hydraulischen Aggregaten oder in Maschinen und Anlagen des allgemeinen Maschinenbaus hergestellt werden. Mittels einer Weiterverarbeitung des Gusszustandes lassen sich für diese Anwendungszwecke Halbzeuge und Bauteile mit komplizierter Geometrie und gesteigerten mechanischen Eigenschaften und optimierten Verschleißeigenschaften herstellen. Damit wird den erhöhten Bauteilanforderungen bei einer dynamischen Beanspruchung Rechnung getragen.
  • Ein weiterer Aspekt der Erfindung schließt eine Verwendung der erfindungsgemäßen zinnhaltigen Kupferlegierung für Bauelemente, Leitungselemente, Führungselemente und Verbindungselemente in der Elektronik/Elektrotechnik ein.
  • Durch die herausragenden Festigkeitseigenschaften und die Verschleißbeständigkeit sowie Korrosionsbeständigkeit der erfindungsgemäßen zinnhaltigen Kupferlegierung kommt eine weitere Anwendungsmöglichkeit in Betracht. So ist die Erfindung für die metallenen Gegenstände in Konstruktionen für die Aufzucht von im Meerwasser lebenden Organismen (Aquaculture) geeignet. Ein weiterer Aspekt der Erfindung schließt eine Verwendung der erfindungsgemäßen zinnhaltigen Kupferlegierung für Propeller, Flügel, Schiffsschrauben und Naben für den Schiffbau, für Gehäuse von Wasserpumpen, Ölpumpen und Kraftstoffpumpen, für Leiträder, Laufräder und Schaufelräder für Pumpen und Wasserturbinen, für Zahnräder, Schneckenräder, Schraubenräder sowie für Druckmuttern und Spindelmuttern sowie für Rohre, Dichtungen und Verbindungsbolzen in der maritimen und chemischen Industrie ein.
  • Für die Verwendung der erfindungsgemäßen Legierung zur Herstellung von Schlaginstrumenten ist der Werkstoff von großer Bedeutung. Insbesondere Becken, sogenannte Cymbals, hochwertiger Qualität werden aus zinnhaltigen Kupferlegierungen mittels Warmumformung und zumindest einer Glühung gefertigt, bevor sie zumeist mittels einer Glocke oder einer Schale in die Endform gebracht werden. Anschließend werden die Becken nochmals geglüht, bevor deren spanende Endbearbeitung erfolgt. Die Herstellung der verschiedenen Varianten der Becken, beispielsweise Ride-Becken, Hi-Hat, Crash-Becken, China-Becken, Splash-Becken und Effekt-Becken, erfordert demnach eine besonders vorteilhafte Warmumformbarkeit des Materials, die durch die erfindungsgemäße Legierung gewährleistet wird. Innerhalb der Bereichsgrenzen der chemischen Zusammensetzung der Erfindung können unterschiedliche Gefügeanteile für die ö-Phase und für die Hartpartikel in einer sehr weiten Spanne eingestellt werden. Auf diese Weise ist es schon legierungsseitig möglich, auf das Klangbild der Becken einzuwirken.
  • Weitere wichtige Ausführungsbeispiele der Erfindung werden anhand der Tabellen 1 bis 11 erläutert. Es wurden Gussblöcke der erfindungsgemäßen zinnhaltigen Kupferlegierung durch Kokillenguss hergestellt. Die chemische Zusammensetzung der Abgüsse geht aus Tab. 1 und 3 hervor.
  • In der Tab. 1 ist die chemische Zusammensetzung der Legierungsvariante 1 dargestellt. Dieser Werkstoff ist durch einen Sn-Gehalt von 7,35 Gew.-%, einen Si-Gehalt von 0,74 Gew.-%, einen AI-Gehalt von 0,34 Gew.-%, einen Bor-Gehalt von 0,33 Gew.-% sowie einen P-Gehalt von 0,015 Gew.-% und einen Rest Kupfer gekennzeichnet. Tabelle 1: Chemischen Zusammensetzung des Ausführungsbeispiels 1 (in Gew.-%)
    Cu Sn Si Al B P
    1 Rest 7,35 0,74 0,34 0,33 0,015
  • Nach dem Gießen ist das Gefüge des Ausführungsbeispiels 1 durch eine sehr gleichmäßige, inselförmige Verteilung eines verhältnismäßig kleinen Anteils der δ-Phase (1, ca. 20 Vol.-%) sowie der Hartpartikel 2 im Kupfer-Mischkristall 3 geprägt (Fig. 1). Die Härte dieser Legierungssorte liegt bei 108 HB (Tab. 2). Tabelle 2: Härte der Kokillenguss-Blöcke des Ausführungsbeispiels 1
    Legierung Härte HB 2,5/62,5
    1 108
  • In der Tab. 3 ist die chemische Zusammensetzung einer weiteren Legierungsvariante 2 ersichtlich. Dieser Werkstoff enthält neben 15,09 Gew.-% Sn und 0,027 Gew.-% P die weiteren Elemente Si (0,80 Gew.-%), Al (0,54 Gew.-%), Bor (0,24 Gew.-%) sowie einen Rest Kupfer. Tabelle 3: Chemischen Zusammensetzung des Ausführungsbeispiels 2 (in Gew.-%)
    Cu Sn Si Al B P
    2 Rest 15,09 0,80 0,54 0,24 0,027
  • Die Erfindung ist unter anderem dadurch gekennzeichnet, dass das Gefüge im Gusszustand mit steigendem Sn-Gehalt der Legierung, abhängig vom Gieß-/Abkühlungsprozess, aus zunehmenden Anteilen an δ-Phase besteht. Die Anordnung dieser Sn-reichen δ-Phase geht von einer fein verteilten Inselform mit Erhöhung des Sn-Gehaltes der Legierung in eine dichte Netzform über.
  • Im Gefüge der Legierungssorte 2 liegt die δ-Phase mit einem deutlich höheren Gehalt vor (bis zu 70 Vol-%). Dieses Gefüge geht aus Fig. 3 in 200-facher und aus Fig. 4 in 500-facher Vergrößerung hervor. Mit dem Bezugszeichen 1 ist jeweils die netzartig im Gefüge angeordnete Sn-reiche δ-Phase gekennzeichnet. Des Weiteren sind die Hartpartikel 2, die von Zinn und/oder der Sn-reichen δ-Phase ummantelt sind, zu erkennen. Mit dem Bezugszeichen 3 beschriftet ist der Gefügebestandteil des Kupfer-Mischkristalls.
  • Die Zunahme der Härte des Werkstoffes mit steigendem Sn-Gehalt wird durch den deutlich höheren Wert von 210 HB der Legierung 2 ausgedrückt (Tab. 4). Tabelle 4: Härte der Kokillenguss-Blöcke des Ausführungsbeispiels 2
    Legierung Härte HB 2,5/62,5
    2 210
  • Die gleichmäßige Verteilung der inselförmig und/oder netzartig angeordneten δ-Phase im Gefüge der erfindungsgemäßen zinnhaltigen Kupferlegierung unterstreicht die Wirkung der Hartpartikel als Kristallisationskeime für die Ausbildung der δ-Phase.
  • Ein Aspekt der Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von Bändern, Blechen, Platten, Bolzen, Drähten, Stangen, Rohren und Profilen aus der erfindungsgemäßen zinnhaltigen Kupferlegierung mit Hilfe des Kokillengießverfahrens oder des kontinuierlichen oder halbkontinuierlichen Stranggießverfahrens.
  • Die erfindungsgemäße Legierung kann zudem einer Weiterverarbeitung unterzogen werden. Einerseits wird dadurch die Herstellung bestimmter und oftmals komplizierter Geometrien ermöglicht. Andererseits wird auf diese Weise der Forderung nach einer Verbesserung der komplexen Betriebseigenschaften der Werkstoffe besonders für verschleißbeanspruchte Bauteile und für Bau- und Verbindungselemente in der Elektronik/Elektrotechnik entsprochen, da es in den entsprechenden Maschinen, Motoren, Getrieben, Aggregaten, Konstruktionen und Anlagen zu einer stark zunehmenden Beanspruchung der Systemelemente kommt. Im Zuge dieser Weiterverarbeitung wird eine signifikante Verbesserung der Zähigkeitseigenschaften und/oder eine wesentliche Erhöhung von Zugfestigkeit Rm, Dehngrenze Rp0,2 und Härte erzielt.
  • Aufgrund der ausgezeichneten Warmumformbarkeit der erfindungsgemäßen Legierung kann die Weiterverarbeitung des Gusszustandes vorteilhafterweise die Durchführung von zumindest einer Warmumformung im Temperaturbereich von 600 bis 880°C umfassen. Mittels Warmwalzen können Platten, Bleche und Bänder hergestellt werden. Das Strangpressen ermöglicht die Fertigung von Drähten, Stangen, Rohren und Profilen. Schließlich sind die Schmiedeverfahren geeignet, um endformnahe Bauteile mit zum Teil komplizierter Geometrie herzustellen.
  • Eine weitere vorteilhafte Möglichkeit der Weiterverarbeitung des Gusszustandes oder des warmumgeformten Zustandes oder des geglühten Gusszustandes oder des geglühten warmumgeformten Zustandes umfasst die Durchführung von zumindest einer Kaltumformung. Mit diesem Verfahrensschritt werden insbesondere die Werkstoffkennwerte Rm, Rp0,2 sowie die Härte signifikant erhöht. Dies ist für die Anwendungsfälle bedeutsam, bei denen es zu einer mechanischen Beanspruchung und/oder zu einer intensiven abrasiven und adhäsiven Verschleißbeanspruchung der Bauelemente kommt. Weiterhin werden die Federeigenschaften der Bauelemente aus der erfindungsgemäßen Legierung infolge einer Kaltumformung wesentlich verbessert.
  • Zur entsprechenden Rekristallisation des Gefüges der Erfindung nach einer Kaltumformung kann zumindest eine Glühbehandlung in einem Temperaturbereich von 200 bis 880°C mit der Dauer von 10 Minuten bis 6 Stunden durchgeführt werden. Die somit entstehende sehr feinkörnige Struktur stellt eine wichtige Voraussetzung dar, um die Eigenschaftskombination aus hoher Festigkeit und Härte und aus hinreichender Zähigkeit des Werkstoffes herzustellen.
  • Für eine Absenkung der Eigenspannungen der Bauteile kann vorteilhafterweise zusätzlich eine Entspannungsglühung in einem Temperaturbereich von 200 bis 650°C mit der Dauer von 0,5 bis 6 Stunden durchgeführt werden.
  • Für die Einsatzgebiete mit einer besonders starken komplexen Bauteilbeanspruchung kann eine Weiterverarbeitung gewählt werden, welche zumindest eine Kaltumformung oder die Kombination von zumindest einer Warmumformung und zumindest einer Kaltumformung in Verbindung mit zumindest einer Glühung in einem Temperaturbereich von 200 bis 800°C mit der Dauer von 10 Minuten bis 6 Stunden umfasst und zu einem rekristallisierten Gefüge der erfindungsgemäßen Legierung führt. Die auf diese Weise eingestellte feinkörnige Struktur der Legierung gewährleistet eine Kombination aus hoher Festigkeit, hoher Härte und guten Zähigkeitseigenschaften. Zusätzlich kann zur Absenkung der Eigenspannungen der Bauteile eine Entspannungsglühbehandlung im Temperaturbereich von 200 bis 650°C mit der Dauer von 0,5 bis 6 Stunden erfolgen.
  • Zur Fertigung von bandförmigen Halbzeugen aus dem Ausführungsbeispiel 1 (Tab. 1) wurden drei verschiedene Herstellungsabfolgen ausgewählt. Sie unterscheiden sich vornehmlich in der Anzahl der Kaltumform-/Glühzyklen sowie in der Höhe der angewendeten Kaltumformgrade und Glühtemperaturen (Tab. 5). Tabelle 5: Fertigungsprogramme für Ausführungsbeispiel 1
    Nr. Fertigung 1 Fertigung 2 Fertigung 3
    1 Kokillenguss
    2 Warmwalzen bei 780°C + Wasserabschreckung
    3 Glühen 700°C/3h + Luftabkühlung
    4 Kaltwalzen: von 6,05 an 0,93 mm (ε≈ 85 %)
    5 Entspannungsglühung bei 280°C/2 h Glühung 680°C/3 h Glühung 450°C/3 h
    6 - Kaltwalzen (ε≈ 60 %): von 0,93 an 0,37 mm Kaltwalzen (ε≈ 30 %): von 0,93 an 0,65 mm
    7 - Entspannungsglühung 280-400°C/2-4 h Entspannungsglühung 240-360°C/2 h
  • Nach dem Kokillenabguss und dem Warmwalzen waren die entsprechenden Blöcke oder Halbzeuge durch eine außergewöhnlich glatte Oberfläche gekennzeichnet. Infolge der während des Warmwalzprozesses stattgefundenen dynamischen Rekristallisation des Gefüges wies der warmumgeformte Zustand der Legierungsvariante 1 eine hinreichende Kaltumformbarkeit auf. Zur weiteren Verbesserung der Kaltumformbarkeit der warmumgeformten Halbzeuge erwies sich die Durchführung einer Glühbehandlung im Temperaturbereich von 600 bis 880°C mit der Dauer von 3 Stunden als vorteilhaft. So konnten die warmgewalzten Platten mit einer Kaltumformung ε von ca. 85 % rissfrei kaltgewalzt werden.
  • Im Verlaufe der Fertigung 1 wurden die kaltgewalzten Bänder bei der Temperatur von 280°C mit einer Dauer von 2 h geglüht. Die Kennwerte der somit entspannten Bänder gehen aus der Tab. 6 hervor. Trotz hoher Festigkeits- und Härtewerte besitzen die Bänder der Legierung ausreichende Zähigkeitseigenschaften, für die der Wert für die Bruchdehnung A5 das Maß darstellt. Tabelle 6: Gefügekenndaten und mechanische Kennwerte der Bänder des Ausführungsbeispiels 1 im Endzustand (Fertigung 1)
    Leg. Elektrische Leitfähigkeit [% IACS] Rm [MPa] Rp0,2 [MPa] A5 [%] Härte HB 1,0/10
    1 9,6 867 838 9,3 279
  • Im Rahmen der Fertigung 2 wurden die Bänder der Legierungsvariante 1 nach dem ersten Kaltwalzen bei 680°C für 3 Stunden geglüht. Anschließend erfolgte das Kaltwalzen der Bänder mit einer Kaltumformung ε von ca. 60 %. Zum Abschluss der Fertigung wurden die Bänder bei verschiedenen Temperaturen zwischen 280 und 400°C mit einer Dauer von 2 und 4 Stunden thermisch entspannt. Die Kennwerte der resultierenden Werkstoffzustände sind in der Tab. 7 aufgelistet. Tabelle 7: Gefügekenndaten und mechanische Kennwerte der Bänder des Ausführungsbeispiels 1 im Endzustand (Fertigung 2)
    Leg. Entspannungsglühtemperatur [°C] Korngröße [µm] Elektr. Leitfäh. [% IACS] Rm [MPa] Rp0,2 [MPa] A5 [%] Härte HB 1,0/10
    1 280°C/2 h - 9,5 804 740 8,7 268
    280°C/4 h - 9,6 801 713 8,9 276
    340°C/2 h 1-2 10,0 592 445 31,6 198
    340°C/4 h 1-2 10,1 596 446 24,8 184
    400°C/2 h 3-4 9,8 551 359 50,2 152
    400°C/4 h 3-4 9,9 512 340 45,4 155
  • Aus der Tab. 7 ist zu entnehmen, dass das Gefüge der bei 280°C entspannten Bänder Verformungsmerkmale beinhalten, weshalb kein Wert für die Korngröße angegeben werden konnte. Bei ca. 340°C setzt die Rekristallisation des Gefüges ein, die zu einem starken Abfall der Festigkeiten und der Härte führt. Aus diesem Grunde wurde im Rahmen der Fertigung 3 die Temperatur der Glühung nach der ersten Kaltumformung auf 450°C herabgesetzt. Nach der dreistündigen Glühung bei dieser Temperatur erfolgte das Kaltwalzen der Bänder mit der Kaltumformung ε von etwa 30 %. Die abschließende zweistündige Entspannungsglühung bei Temperaturen zwischen 240 und 360°C führte zu den Kennwerten, die in der Tab. 8 dargestellt sind.
  • Das Gefüge bei 500-facher Vergrößerung des bei 240°C/2h entspannten
  • Endzustandes des Bandes des Ausführungsbeispiels 1 ist in Fig. 2 dargestellt. Ersichtlich ist das feinkörnige Gefüge mit den Hartphasen 2, die in dem Kupfer-Mischkristall 3 eingelagert sind. Die Hartpartikel sind von Zinn und/oder der Sn-reichen ö-Phase ummantelt.
  • Die Resultate verweisen auf hohe Werte für die Festigkeit und die Härte. Dennoch zeigen die hohen Werte für die Bruchdehnung A5 die hervorragende Duktilität der Werkstoffzustände an. Tabelle 8: Gefügekenndaten und mechanische Kennwerte der Bänder des Ausfüh-rungsbeispiels 1 im Endzustand (Fertigung 3)
    Leg. Entspannungsglühtemperatur [°C] Korngröße [µm] Elektr. Leitfäh. [% IACS] Rm [MPa] Rp0,2 [MPa] A5 [%] HB 1,0/10
    1 240°C/2 h 4-5 9,8 759 693 21,0 228
    280°C/2 h 4-5 9,7 748 679 27,9 222
    320°C/2 h 5-6 9,7 731 627 29,3 215
    360°C/2 h 4-5 9,8 619 403 36,8 154
  • Die Bänder des Ausführungsbeispiels 2 der Erfindung, dessen chemische Zusammensetzung der Tab. 3 zu entnehmen ist, wurden nach dem Fertigungsprogramm hergestellt, das aus der Tab. 9 hervorgeht. Das Warmwalzen der Kokillenguss-Formate erfolgte bei der Temperatur von 750°C mit anschließender Abkühlung in Wasser. Nach dem Kokillenabguss und dem Warmwalzen waren die entsprechenden Blöcke oder Halbzeuge durch eine außergewöhnlich glatte Oberfläche gekennzeichnet.
  • Im Anschluss an das Warmwalzen wurden die Bänder mit einem geringen Kaltumformgrad ε von ca. 3 % kaltgewalzt. Ein Teil dieser Bänder mit der Bezeichnung 2-A wurden anschließend bei den Temperaturen von 500, 550 und 600°C für 3 Stunden geglüht und untersucht.
  • Der zweite Teil der an 7,04 mm kaltgewalzten Bänder mit der Bezeichnung 2-B wurden mittels einer zyklischen Durchführung von Glühungen und Kaltumformungen weitergefertigt. Tabelle 9: Fertigungsprogramm für Ausführungsbeispiel 2
    Nr. Fertigung
    1 Kokillenguss
    2 2-A, 2-B
    Warmwalzen bei 750°C + Wasserabschreckung
    3 Kaltwalzen
    2-A/B: von 7,26 an 7,04 mm (ε≈ 3 %)
    4 2-A
    Glühen: 500°C/3h, 550°C/3h, 600°C/3h + Luftabkühlung
    2-B
    Glühen: 600°C/4h+Luftabkühlung
    5 2-B
    Kaltwalzen: von 7,04 an 6,18 mm (ε≈ 12 %)
    6 2-B
    Glühen: 550°C/4h + Luftabkühlung
    7 2-B
    Kaltwalzen: von 6,18 an 4,60 mm (ε≈ 26 %)
    2-B
    8 Glühen: 500°C/3h + Luftabkühlung
    2-B
    9 Kaltwalzen: von 4,60 an 3,32 mm (ε≈ 28 %)
    10 2-B
    Entspannungsglühen: 200°C/2h, 240°C/2h, 280°C/2h
  • Die Korngröße und die Härte des kaltgewalzten Zustandes sowie des kaltgewalzten und geglühten Zustandes für die Bänder 2-A sind in der Tab. 10 dargestellt. Aufgrund der während des Warmwalzens der Gussblöcke stattgefundenen dynamischen Rekristallisation des Gefüges liegt die Struktur bereits nach dem ersten Kaltwalzen in gleichmäßiger Form mit einer Korngröße von 20 bis 25 µm vor. Die Zähigkeitseigenschaften können weiterhin mittels einer Glühbehandlung im Temperaturbereich von 200 bis 650°C verbessert werden. So ist in Bild 5 das Gefüge des Ausführungsbeispiels 2 nach einer dreistündigen Glühung bei 500°C dargestellt. Die ö-Phase (dunkel eingefärbt) ist äußerst gleichmäßig im Gefüge des Werkstoffes verteilt. Eine weitere Reduzierung des Anteils der δ-Phase wird durch eine Glühung bei 600°C/3h erreicht (Bild 6).
  • Die Hartpartikel sind bezüglich des Gusszustandes vollständiger in den δ-Phasenbereichen enthalten. Dies unterstreicht die Funktion der Hartpartikel als Kristallisations-/Ausscheidungskeime auch bei der thermomechanischen Weiterverarbeitung der Legierung. Tabelle 10: Korngröße und Härte der kaltgewalzten und nachfolgend geglühten Bänder 2-A (nach Fertigungsschritt 4 in Tab. 9) aus dem Ausführungsbeispiel 2
    Legierung/ Zustand Wärmebehandlung Korngröße [µm] Härte HB 2,5/62,5
    2-A (warmgewalzt + kaltgewalzt von 7,26 an 7,04 mm) kaltgewalzt 20-25 220
    500°C/3h+Luft 15-20 211
    550°C/3h+Luft 15-20 196
    600°C/3h+Luft 20-25 184
  • Das Gefüge des Bandes 2-A, das abschließend mit den Parametern 500°C/3h+Luft sowie 600°C/3h+Luft wärmebehandelt wurde, ist in Fig. 5 und Fig. 6 dargestellt. Im Gefüge beider Zustände liegen neben der Sn-reichen δ-Phase 1 die Hartpartikel 2 vor, die von Zinn und/oder der Sn-reichen δ-Phase ummantelt sind. Außerdem ist das Kupfer-Mischkristall 3, das aus zinnarmer α-Phase besteht, zu ersehen. Nach der Glühung bei der höheren Temperatur von 600°C liegt das Gefüge des Bandes 2-A grobkörniger vor (Fig. 6).
  • Der zweite Teil der Bänder mit der Bezeichnung 2-B wurde einer Weiterverarbeitung mit mehreren Kaltwalz/Glüh-Zyklen unterzogen. Die Kennwerte der bei verschiedenen Temperaturen entspannten Endzustände sind in Tab. 11 aufgelistet.
  • Mit jedem Zyklus, der aus einem Kaltwalzschritt und einer Glühbehandlung besteht, wird das Gefüge des Ausführungsbeispiels 3 der Erfindung fortschreitend zeilig verstreckt. Die zeilenartige Anordnung des, bedingt durch den hohen Sn-Gehalt der Legierung, sehr hohen δ-Anteils führt zu hohen Härtewerten nahe der 300 HV1. Gleichzeitig nimmt der spröde Charakter der Legierung zu. Tabelle 11: Korngröße und Härte der endgefertigten Bänder 2-B (nach Fertigungsschritt 10 in Tab. 9) aus dem Ausführungsbeispiel 2
    Leg./ Zust. Entspannungsglühtemperatur [°C] Korngröße [µm] HV1
    2-B 200°C/2h < 2 294
    240°C/2h 2-3 283
    280°C/2h 2-3 281
  • Resultierend lässt sich schlussfolgern, dass die erfindungsgemäße Legierung über den gesamten Bereich des Sn-Gehaltes von 4 bis 23 % Sn eine ausgezeichnete Gießbarkeit und Warmumformbarkeit aufweist. Auch die Kaltumformbarkeit liegt auf einem sehr hohen Niveau. Allerdings verschlechtert sich naturgemäß aufgrund des ansteigenden δ-Anteils des Gefüges die Duktilität der Erfindung mit steigendem Sn-Gehalt.
    • Bezugszeichenliste
    • 1
    Sn-reiche δ-Phase
    2
    Hartpartikel, die von Zinn und/oder der Sn-reichen δ-Phase ummantelt sind
    3
    Kupfer-Mischkristall, bestehend aus zinnarmer α-Phase

Claims (19)

  1. Hochfeste zinnhaltige Kupferlegierung mit ausgezeichneter Warmumformbarkeit und Kaltumformbarkeit, hoher Beständigkeit gegen den abrasiven Verschleiß, adhäsiven Verschleiß und Fretting-Verschleiß sowie verbesserter Korrosionsbeständigkeit und Spannungsrelaxationsbeständigkeit, bestehend aus (in Gew.-%):
    4,0 bis 23,0 % Sn,
    0,05 bis 2,0 % Si,
    0,01 bis 1,0 % Al,
    0,005 bis 0,6 % B,
    0,001 bis 0,08 % P,
    wahlweise noch bis maximal 2,0 % Zn,
    wahlweise noch bis maximal 0,6 % Fe,
    wahlweise noch bis maximal 0,5 % Mg,
    wahlweise noch bis maximal 0,25 % Pb,
    Rest Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen,
    dadurch gekennzeichnet,
    - dass das Verhältnis Si/B der Elementgehalte der Elemente Silicium und Bor zwischen 0,3 und 10 liegt.
  2. Hochfeste zinnhaltige Kupfergusslegierung mit ausgezeichneter Warmumformbarkeit und Kaltumformbarkeit, hoher Beständigkeit gegen den abrasiven Verschleiß, adhäsiven Verschleiß und Fretting-Verschleiß sowie verbesserter Korrosionsbeständigkeit und Spannungsrelaxationsbeständigkeit, bestehend aus (in Gew.-%):
    4,0 bis 23,0 % Sn,
    0,05 bis 2,0 % Si,
    0,01 bis 1,0 % Al,
    0,005 bis 0,6 % B,
    0,001 bis 0,08 % P,
    wahlweise noch bis maximal 2,0 % Zn,
    wahlweise noch bis maximal 0,6 % Fe,
    wahlweise noch bis maximal 0,5 % Mg,
    wahlweise noch bis maximal 0,25 % Pb,
    Rest Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen,
    dadurch gekennzeichnet,
    - dass das Verhältnis Si/B der Elementgehalte der Elemente Silicium und Bor zwischen 0,3 und 10 liegt;
    - dass nach dem Gießen in der Legierung folgende Gefügebestandteile vorliegen:
    a) 1 bis zu 98 Volumen-% Sn-reiche ö-Phase (1),
    b) 1 bis zu 20 Volumen-% Al-haltige und B-haltige Phasen, Si-haltige und B-haltige Phasen und/oder Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen aus beiden Phasen (2),
    c) Rest Kupfer-Mischkristall, bestehend aus zinnarmer α-Phase (3), wobei die Al-haltigen und B-haltigen Phasen, Si-haltigen und B-haltigen Phasen und/oder Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen aus beiden Phasen (2) von Zinn und/oder der Sn-reichen ö-Phase (1) ummantelt sind;
    - dass beim Gießen die Al-haltigen und B-haltigen Phasen, Si-haltigen und B-haltigen Phasen und/oder Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen aus beiden Phasen (2), welche als Aluminiumboride und Siliciumboride und/oder als Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen der Aluminiumboride und Siliciumboride ausgebildet sind, Keime für eine gleichmäßige Kristallisation während der Erstarrung/Abkühlung der Schmelze darstellen, so dass die Sn-reiche δ-Phase (1) inselartig und/oder netzartig gleichmäßig im Gefüge verteilt ist;
    - dass die Al-haltigen und B-haltigen Phasen, Si-haltigen und B-haltigen Phasen und/oder Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen aus beiden Phasen (2), welche als Borsilikate und/oder Borphosphorsilikate und/oder Aluminiumoxid-Borsilikate und/oder Aluminiumoxid-Borphosphorsilikate ausgebildet sind, zusammen mit den Phosphorsilikaten und Aluminiumoxiden die Rolle eines verschleißschützenden und/oder korrosionsschützenden Überzuges auf den Halbzeugen und Bauteilen der Legierung übernehmen.
  3. Hochfeste zinnhaltige Kupferlegierung im weiterverarbeiteten Zustand mit ausgezeichneter Warmumformbarkeit und Kaltumformbarkeit, hoher Beständigkeit gegen den abrasiven Verschleiß, adhäsiven Verschleiß und Fretting-Verschleiß sowie verbesserter Korrosionsbeständigkeit und Spannungsrelaxationsbeständigkeit, bestehend aus (in Gew.-%): 4,0 bis 23,0 % Sn,
    0,05 bis 2,0 % Si,
    0,01 bis 1,0 % Al,
    0,005 bis 0,6 % B,
    0,001 bis 0,08 % P,
    wahlweise noch bis maximal 2,0 % Zn,
    wahlweise noch bis maximal 0,6 % Fe,
    wahlweise noch bis maximal 0,5 % Mg,
    wahlweise noch bis maximal 0,25 % Pb,
    Rest Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen,
    dadurch gekennzeichnet,
    - dass das Verhältnis Si/B der Elementgehalte der Elemente Silicium und Bor zwischen 0,3 und 10 liegt;
    - dass nach der Weiterverarbeitung der Legierung durch zumindest eine Glühung oder durch zumindest eine Warmumformung und/oder Kaltumformung nebst zumindest einer Glühung in der Legierung folgende Gefügebestandteile vorliegen:
    a) bis zu 75 Volumen-% Sn-reiche δ-Phase (1),
    b) 1 bis zu 25 Volumen-% Al-haltige und B-haltige Phasen, Si-haltige und B-haltige Phasen und/oder Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen aus beiden Phasen (2),
    c) Rest Kupfer-Mischkristall, bestehend aus zinnarmer α-Phase (3), wobei die Al-haltigen und B-haltigen Phasen, Si-haltigen und B-haltigen Phasen und/oder Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen aus beiden Phasen (2) von Zinn und/oder der Sn-reichen δ-Phase (1) ummantelt sind;
    - dass die enthaltenen Al-haltigen und B-haltigen Phasen, Si-haltigen und B-haltigen Phasen und/oder Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen aus beiden Phasen (2), welche als Aluminiumboride und Siliciumboride und/oder als Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen der Aluminiumboride und Siliciumboride ausgebildet sind, Keime für eine statische und dynamische Rekristallisation des Gefüges während der Weiterverarbeitung der Legierung darstellen, wodurch die Einstellung eines gleichmäßigen und feinkörnigen Gefüges vorliegt;
    - dass die Al-haltigen und B-haltigen Phasen, Si-haltigen und B-haltigen Phasen und/oder Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen aus beiden Phasen (2), welche als Borsilikate und/oder Borphosphorsilikate und/oder Aluminiumoxid-Borsilikate und/oder Aluminiumoxid-Borphosphorsilikate ausgebildet sind, zusammen mit den Phosphorsilikaten und Aluminiumoxiden die Rolle eines verschleißschützenden und/oder korrosionsschützenden Überzuges auf den Halbzeugen und Bauteilen der Legierung übernehmen.
  4. Zinnhaltige Kupferlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass das Element Silicium von 0,05 bis 1,5 % enthalten ist.
  5. Zinnhaltige Kupferlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass das Element Silicium von 0,5 bis 1,5 % enthalten ist.
  6. Zinnhaltige Kupferlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Element Aluminium von 0,1 bis 0,8 % enthalten ist.
  7. Zinnhaltige Kupferlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass das Element Bor von 0,01 bis 0,6 % enthalten ist.
  8. Zinnhaltige Kupferlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass das Element Phosphor von 0,001 bis 0,05 % enthalten ist.
  9. Zinnhaltige Kupferlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung bis auf etwaige unvermeidbare Verunreinigungen frei von Blei ist.
  10. Verfahren zur Herstellung von Endprodukten und von Bauteilen mit endproduktnaher Form aus einer zinnhaltigen Kupferlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9 mit Hilfe des Sandguss-Verfahrens, Maskenformguss-Verfahrens, Feinguss-Verfahrens, Vollformguss-Verfahrens, Druckguss-Verfahrens oder des Lost-Foam-Verfahrens.
  11. Verfahren zur Herstellung von Bändern, Blechen, Platten, Bolzen, Runddrähten, Profildrähten, Rundstangen, Profilstangen, Hohlstangen, Rohren und Profilen aus einer zinnhaltigen Kupferlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9 mit Hilfe des Kokillengussverfahrens oder des kontinuierlichen oder halbkontinuierlichen Stranggussverfahrens.
  12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass die Weiterverarbeitung des Gusszustandes die Durchführung von zumindest einer Warmumformung im Temperaturbereich von 600 bis 880°C umfasst.
  13. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass zumindest eine Glühbehandlung in dem Temperaturbereich von 200 bis 880°C mit der Dauer von 10 Minuten bis 6 Stunden durchgeführt wird.
  14. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass die Weiterverarbeitung des Gusszustandes oder des warmumgeformten Zustandes oder des geglühten Gusszustandes oder des geglühten warmumgeformten Zustandes die Durchführung von zumindest einer Kaltumformung umfasst.
  15. Verfahren nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, dass zumindest eine Glühbehandlung in dem Temperaturbereich von 200 bis 880°C mit der Dauer von 10 Minuten bis 6 Stunden durchgeführt wird.
  16. Verfahren nach Anspruch 14 oder 15, dadurch gekennzeichnet, dass eine Entspannungsglühung/Auslagerungsglühung in dem Temperaturbereich von 200 bis 650°C mit der Dauer von 0,5 bis 6 Stunden durchgeführt wird.
  17. Verwendung der zinnhaltigen Kupferlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9 für Stellleisten und Gleitleisten, für Friktionsringe und Friktionsscheiben, für Gleitlagerflächen in Verbundkomponenten, für Gleitelemente und Führungselemente in Verbrennungsmotoren, Ventilen, Turboladern, Getrieben, Abgasnachbehandlungsanlagen, Hebelsystemen, Bremssystemen und Gelenksystemen, hydraulischen Aggregaten oder in Maschinen und Anlagen des allgemeinen Maschinenbaus.
  18. Verwendung der zinnhaltigen Kupferlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9 für Bauelemente, Leitungselemente, Führungselemente und Verbindungselemente in der Elektronik/Elektrotechnik.
  19. Verwendung der zinnhaltigen Kupferlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9 für metallene Gegenstände in der Aufzucht von im Meerwasser lebenden Organismen, für Schlaginstrumente, für Propeller, Flügel, Schiffsschrauben und Naben für den Schiffbau, für Gehäuse von Wasserpumpen, Ölpumpen und Kraftstoffpumpen, für Leiträder, Laufräder und Schaufelräder für Pumpen und Wasserturbinen, für Zahnräder, Schneckenräder, Schraubenräder sowie für Druckmuttern und Spindelmuttern sowie für Rohre, Dichtungen und Verbindungsbolzen in der maritimen und chemischen Industrie.
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