WO2014012978A2 - VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINES CuMg-WERKSTOFFS UND DESSEN VERWENDUNG - Google Patents

VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINES CuMg-WERKSTOFFS UND DESSEN VERWENDUNG Download PDF

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Norbert Jost
Andreas ZILLY
Simon KOETT
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Hochschule Pforzheim
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • 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
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
    • H01B1/00—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors
    • H01B1/02—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors mainly consisting of metals or alloys
    • H01B1/026—Alloys based on copper

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a material from a magnesium-containing copper-based alloy and the use of the material thus produced as an electrical guide material, in particular as a contact wire for electrified vehicles.
  • Low-alloyed copper-base alloys are used in electrical engineering as a conductive material, in particular for conducting wires, electrical connections, connector pins, current-carrying springs and relay components.
  • a particular area of application for magnesium-containing copper alloys are contact wires for electrified rail vehicles. The continuously increasing speeds of the vehicles make high demands on the mechanical properties of the materials used for the contact wires and in particular their tensile strength.
  • the copper-magnesium alloys previously used for contact wires usually contain magnesium in a proportion of 0.2 to 0.8 wt .-% and are on the production side adjusted so that the alloys are within the homogeneous ⁇ -mixed crystal region in which a single-phase, uniformly mixed solid solution is present.
  • H. Ullwer, M. Linke and L. Pangert "Technological Considerations for the Continuous Production of Cu-Mg Leitbronzedraht", Metal 45 (1991), No. 1 1, pages 1 120 to 1 123, is a method for the continuous casting of such a copper-magnesium alloy.
  • the maximum solubility limit of magnesium in copper at a temperature of 726 ° C is about 2.77% by weight.
  • the solubility decreases to about 0.8 wt .-%.
  • increases in strength can only be achieved by solid-solution strengthening and cold-work hardening. The however, lattice defects induced by strain hardening affect the electrical conductivity. As the strength of the alloys increases with increasing magnesium content, but at the same time the conductivity decreases, in this application, a relatively low magnesium content is used to counteract the conductivity reduction by strain hardening.
  • Elusible copper-magnesium alloys are in an article by O. Dahl "On the structure and the recoverability of Cu-rich Cu-Mg and Cu-Mg-Sn alloys", Scientific Publications Siemens Werke 6 (1927), page 222 to 234. Copper alloys with a magnesium content of 0.5 to 3.5% by weight, which have been homogenised and then tempered, have been investigated by means of tempering, depending on the magnesium content as well as on the temperature and tempering time, an increase in the Brinell hardness and hardness the conductivity can be achieved.
  • EP 1 759 026 B1 discloses copper alloys with a magnesium content of 2.9 to 4.0% by weight, 0.005 to 1.3% by weight of Si and / or Al and optionally further alloying constituents. These copper alloys are used as corrosion resistant materials.
  • the invention solves this problem by a method according to claim 1.
  • Advantageous embodiments of the method according to the invention are specified in the subclaims, which can optionally be combined with one another.
  • the invention further provides a material obtainable by the process according to the invention according to claim 1 1 and the use of the material produced by the process according to the invention as an electrical guide material, in particular as a contact wire for electrified vehicles such as rail vehicles.
  • the inventive method is based on a copper-based alloy containing magnesium in a proportion of 2.0 to 3.5 wt .-% and the remainder of copper and unavoidable impurities.
  • the magnesium content in the copper-base alloy is selected to produce a solid state precipitable alloy.
  • the magnesium content must be above the maximum solubility of magnesium in the copper matrix at the respective excretion temperature.
  • the precipitations consisting of a Cu 2 Mg phase cause a significant increase in mechanical strength.
  • the electrical conductivity over pure copper is not reduced as much by the precipitates as by the alloying elements present in mixed crystal phase.
  • the magnesium content in the copper-based alloy should be at least 2.0% by weight according to the invention. Below this magnesium content, no increase in mechanical strength occurs in the desired order of magnitude. At a magnesium content above the maximum solubility limit of 2.77% by weight, crystallites already form in the cast body from the brittle Cu 2 Mg phase. Up to a proportion of about 3.5 wt .-%, these crystallites are in discontinuous phase and do not interfere with the further remuneration of the copper alloy. On the other hand, if this proportion is exceeded, deterioration of the mechanical strength of the alloys may occur. The magnesium content in the copper-based alloy is therefore not more than 3.5% by weight according to the invention.
  • the magnesium content is as close to or just below the maximum solubility limit of 2.77 wt .-%, and is more preferably from 2.5 to 3.0 wt .-%, most preferably from 2.5 to 2.7% by weight.
  • the casting of the magnesium-containing copper-based alloy is preferably produced by continuous casting. This method is already proven for the production of contact wires from conventional Cu-Mg alloys.
  • the casting of the copper-based alloy according to the invention is preferably carried out under a nitrogen atmosphere. Thus, an oxidation of magnesium can be prevented.
  • the casting is homogenized after the casting process and before the subsequent work hardening by a thermomechanical treatment.
  • the homogenization is preferably carried out by solution annealing near the maximum solubility limit temperature for a predetermined annealing time, followed by hot rolling, recrystallization annealing and quenching the homogenized cast body with water.
  • the homogenization is carried out at a temperature of about 700 to 750 ° C.
  • the annealing time during solution annealing is preferably about 0.5 to 1 hour.
  • the hot rolling can be carried out in several passes, wherein the material is heated in each case to the desired homogenization temperature between the individual rolling passes.
  • the hold time during the recrystallization annealing is about 0.5 to 2 hours depending on the sample geometry.
  • the homogenization treatment results in a fine-grained microstructure with uniformly distributed mixed crystal phase, which is largely free of dislocations.
  • cold work hardening of the optionally homogenized cast body is carried out according to the invention at a temperature of up to 250 ° C. to form a solidified shaped body.
  • the strain hardening serves to increase the tensile strength of the material by introducing dislocations distributed substantially homogeneously in the solidified shaped body.
  • the homogeneously introduced dislocations are to be available as later germinal sites for the excretion phase.
  • Cold work hardening can be carried out by shaping processes known in the art, such as cold wire drawing or cold rolling.
  • the strain hardening is carried out with a logarithmic degree of deformation cp h of at least 0.7, preferably at least 2.0 and particularly preferably 2.0 to 2.5.
  • the work hardening in several passes with a cross-sectional reduction of at least 50%, preferably 65 to 90% can be performed.
  • strain hardening of the cast body occurs a significant increase in tensile strength compared to the homogenized cast body.
  • the increase in the tensile strength is preferably in the range of more than 100%, particularly preferably 200 to 300%, based on the tensile strength of the homogenized cast body.
  • the conductivity of the material is only slightly reduced by the introduced via the work hardening in the copper matrix dislocations.
  • the solidified shaped body thus obtained is subjected to heat treatment by precipitation annealing according to the present invention.
  • the solidified shaped body is heat-treated by annealing at a temperature in the range of 350 to 500 ° C to form Cu 2 Mg precipitates.
  • the formation of the Cu 2 Mg precipitates causes the conductivity of the material to increase surprisingly significantly by at least 50%, preferably up to 60%, based on the solidified shaped body. This significant increase in conductivity can be explained by the fact that the formation of Cu 2 Mg precipitates reduces the magnesium content in the copper matrix.
  • the previously work through the work hardening in the Moldings introduced dislocations such as nuclei, so that the Cu 2 Mg precipitates are extremely fine-grained and discontinuously distributed in the material according to the invention.
  • Too low an annealing temperature requires too long treatment times because of the slow diffusion processes. Too high an annealing temperature can lead to the formation of coarse-grained Cu 2 Mg precipitates in continuous phase due to crystal growth processes and the strength of the material to decrease.
  • the precipitation annealing partially degrades the dislocations previously introduced by work hardening.
  • the associated decrease in tensile strength is largely compensated for by the formation of a high volume of fine-grained and discontinuously-distributed Cu 2 Mg precipitates without altering the microstructure.
  • the material remains high tensile strength despite the heat treatment after work hardening and at the same time receives a very good electrical conductivity and an improved elongation at break compared to the work-hardened material.
  • carrying out the process according to the invention in the stated sequence of the process steps is essential for providing a conductor material with high tensile strength and at the same time good conductivity.
  • the brittle precipitation phase Cu 2 Mg is formed first, which in a subsequent cold working already leads to an exceeding of the limit deformation from an average degree of deformation. This can be seen in the formation of cracks in the material and in a high reduction in ductility.
  • a precipitation treatment of the optionally homogenized cast body, before strain hardening only leads to an increase in conductivity of about 5%, since the precipitated Cu 2 Mg phase in this case is relatively coarse and preferably at the grain boundaries of the ⁇ -mixed crystal and the precipitate volume overall lower is.
  • the inventive method leads to a high tensile strength material with good electrical conductivity.
  • the material has a hardness (HV1) of at least 160, a tensile strength of at least 600 MPa, more preferably at least 650 MPa, and an electrical conductivity of at least 30 MS / m.
  • the materials produced by the process according to the invention can be used with advantage as electrical conductor materials and in particular as contact wires of electrified vehicles.
  • conductor materials such as contact wires of electric rail vehicles allows an increase in the tensile strength and a significant increase in operating speed. Due to the associated advantages of a higher utilization of high-speed traffic routes and the safety gain in the trolley dimensioning, the reduction of the conductivity occurring according to the method according to the invention is significantly compensated. Due to the increased tensile strength of the conductor materials, the cross-sections can also be reduced in other applications, which leads to a reduction in material and weight. Further advantages of the invention will become apparent from the following description of a preferred embodiment, which should not be understood in a limiting sense. measurement methods
  • the hardness was measured on a small glass hardness tester according to the Vickers method (HV1) according to DIN EN ISO 6507-1 (1997).
  • the elongation at break was also determined on the flat samples in the aforementioned tensile test according to DIN EN 10002. To determine the elongation at break A 5 , the initial measuring length was determined according to
  • the conductivity was determined using a Sigmascope SMP10 conductivity meter from Helmut Fischer according to the eddy current method according to DIN EN 2004-1 or ASTM E1004.
  • cathode-copper was used with a purity of 99.99% and pure magnesium.
  • a vacuum continuous casting machine VC400V of the company Indutherm the sample material became inductive under nitrogen atmosphere melted in a graphite crucible. After opening the shutter on the bottom of the crucible, the melt was placed in a graphite mold with a jacket of water-cooled copper. A steel draw bar in the mold served as a seal and was peeled off after the solidified melt adhered. This resulted in a continuous wire with a diameter of 5 mm and a length of 2,500 mm.
  • Specimens were prepared with different proportions of alloy from 2.5 to 3.5 wt .-% magnesium.
  • the specimens were heated at a temperature in the range of maximum solubility from 700 to 730 ° C for 20 minutes. Thereafter, the samples were rolled in a flat rolling process with four rolling passes each to a final height of 4 mm. Between each rolling pass there was an intermediate heating in the muffle furnace at the starting temperature. Subsequently, the samples were kept in the oven at 730 ° C for 1 hour and then quenched in water.
  • the homogenized castings of a CuMg2.5 alloy obtained in this way had a tensile strength of 320 MPa and a hardness (HV1) of about 85.
  • the electrical conductivity was about 20 MS / m. hardening
  • the homogenized specimens were subjected to work hardening by cold forming with logarithmic forming degrees cp h of 0.7 to 2.1.
  • Sample body has a thickness of 0.5 mm.
  • the CuMg2.5 alloy samples thus prepared had a hardness (HV1) of 250 and a tensile strength of 840 MPa.
  • the conductivity at 20 ° C was about 20 MS / m and remained substantially unchanged from the homogenization treatment.
  • precipitation annealing The cold-worked solidified specimens were isothermally annealed at temperatures between 350 ° C and 500 ° C for up to 72 hours. Good results were obtained with a heat treatment at 400 ° C for 8 hours.
  • the tensile strength of the preconsolidated material decreases due to temperature due to the precipitation annealing, while the elongation at break increases and at the same time the conductivity increases disproportionately.
  • the values for the tensile strength, the elongation at break and the conductivity which are obtained on a specimen made of a CuMg2.5 alloy after 8 hours at 400 ° C. are shown in Table 1 below of a standard alloy CuMgO, 5 from a manufacturer of sheet guiding material (Valcond® from nkt Cables ).
  • the CuMg alloy produced according to the invention has only a slightly lower conductivity than the standard alloy.
  • the tensile strength of the alloy according to the invention is significantly higher.
  • the elongation at break is only partially comparable due to the different indices.
  • the significantly increased tensile strength of the alloys according to the invention makes it possible to use them as highly load-bearing conductive material, in particular in the form of contact wires for electrified rail vehicles.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Werkstoffs zur Verwendung als zugfestes elektrisches Leitmaterial, bei dem zunächst ein Gusskörper aus einer Kupferbasislegierung bereitgestellt wird, die aus Magnesium in einem Anteil von 2,0 bis 3,5 Gew.-% und zum Rest Kupfer sowie unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, und der Gusskörpers bei einer Temperatur von bis zu 250 °C unter Bildung eines verfestigten Formkörpers kaltverfestigt wird. Im Anschluss an die Kaltverfestigung wird der Formkörper zur Bildung des zugfesten Werkstoffs durch Erwärmen auf eine Temperatur im Bereich von 350 bis 500 °C unter Bildung von Cu2Mg-Ausscheidungen geglüht. Der so hergestellte Werkstoff kann als elektrisches Leitmaterial, insbesondere als Fahrdraht von elektrifizierten Schienenfahrzeugen, verwendet werden.

Description

Verfahren zur Herstellung eines CuMg-Werkstoffs und dessen Verwendung
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Werkstoffs aus einer magnesiumhaltigen Kupferbasislegierung und die Verwendung des so hergestellten Werkstoffs als elektrisches Leitmaterial, insbesondere als Fahrdraht für elektrifizierte Fahrzeuge.
Niedriglegierte Kupferbasislegierungen werden in der Elektrotechnik als Leitmaterial insbesondere für Leitungsdrähte, elektrische Anschlüsse, Steckverbinderstifte, Strom führende Federn sowie Relaisbauteile eingesetzt. Ein besonderer Anwendungsbereich für magnesiumhaltige Kupferlegierungen sind Fahrdrähte für elektrifizierte Schienenfahrzeuge. Durch die kontinuierlich steigenden Geschwindigkeiten der Fahrzeuge bestehen hohe Anforderungen an die mechanischen Eigenschaften der für die Fahrdrähte eingesetzten Werkstoffe und insbesondere deren Zugfestigkeit.
Die bisher für Fahrdrähte eingesetzten Kupfer-Magnesium-Legierungen enthalten üblicherweise Magnesium in einem Anteil von 0,2 bis 0,8 Gew.-% und werden produktionsseitig so eingestellt, dass die Legierungen innerhalb des homogenen α-Mischkristallbereichs liegen, in dem ein einphasiger, gleichmäßig zusammengesetzter Mischkristall vorliegt. In einem Artikel von H. Ullwer, M. Linke und L. Pangert, „Technologische Betrachtungen zur kontinuierlichen Fertigung von Cu-Mg-Leitbronzedraht", Metall 45 (1991 ), Heft 1 1 , Seiten 1 120 bis 1 123, ist ein Verfahren zum Stranggießen einer solchen Kupfer-Magnesium- Legierung beschrieben.
Nach dem thermodynamischen Gleichgewichtsdiagramm beträgt die maximale Löslichkeitsgrenze von Magnesium in Kupfer bei einer Temperatur von 726 °C etwa 2,77 Gew.-%. Bei einer Abkühlung auf 200 °C sinkt die Löslichkeit auf etwa 0,8 Gew.-% ab. Für niedrig legierte Kupferlegierungen mit Magnesiumgehalten von unter 0,8 Gew.-% können wegen der fast vollständigen Löslichkeit des Magnesiums in der Kupfermatrix Festigkeitssteigerungen nur durch Mischkristallverfestigung und durch Kaltverfestigung erreicht werden. Die durch die Kaltverfestigung induzierten Gitterfehler beeinträchtigen jedoch die elektrische Leitfähigkeit. Da mit steigendem Magnesiumgehalt zwar die Festigkeit der Legierungen ansteigt, aber gleichzeitig die Leitfähigkeit abnimmt, wird bei dieser Anwendung ein relativ geringer Magnesiumanteil eingesetzt, um der Leitfähigkeitsreduktion durch Kaltverfestigung entgegenzuwirken.
Ausscheidungsfähige Kupfer-Magnesium-Legierungen sind in einem Artikel von O. Dahl„Über die Struktur und die Vergütbarkeit der Cu-reichen Cu-Mg- und Cu-Mg-Sn-Legierungen", Wissenschaftliche Veröffentlichungen Siemenswerken 6 (1927), Seite 222 bis 234, beschrieben. Untersucht wurden Kupferlegierungen mit einem Magnesiumanteil von 0,5 bis 3,5 Gew.-%, die homogenisiert und anschließend vergütet wurden. Durch das Vergüten kann in Abhängigkeit vom Magnesiumgehalt sowie von der Temperatur und der Anlassdauer ein Anstieg der Brinellhärte und der Leitfähigkeit erreicht werden.
Aus der EP 1 759 026 B1 sind Kupferlegierungen mit einem Magnesiumanteil von 2,9 bis 4,0 Gew.-%, 0,005 bis 1 ,3 Gew.-% Si und/oder AI sowie wahlweise weiteren Legierungsbestandteilen bekannt. Diese Kupferlegierungen werden als korrosionsbeständige Werkstoffe verwendet.
Die DE 10 2007 015 442 A1 beschreibt korrosionsbeständige Kupferlegierungen mit 0,7 bis 2,8 Gew.-% Magnesium, 0,5 bis 1 ,5 Gew.-% Chrom und wahlweise Anteilen von Ag, Cr, P, Ti und Pb, sowie zum Rest Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen. Auch diese Kupferlegierungen werden als korrosionsbeständige Werkstoffe beschrieben, deren mechanischen Eigenschaften durch Anlassen im Temperaturbereich von 300 bis 500 °C verändert werden können. Gegenüber diesem Stand der Technik besteht die Aufgabe, einen als elektrisches Leitmaterial verwendbaren Werkstoff bereitzustellen, der kostengünstig herstellbar ist und eine möglichst hohe Zugfestigkeit bei gleichzeitig guter elektrischer Leitfähigkeit aufweist.
Die Erfindung löst diese Aufgabe durch ein Verfahren gemäß Anspruch 1 . Vorteilhafte Ausführungsformen des erfindungsgemäßen Verfahrens sind in den Unteransprüchen angegeben, die wahlweise miteinander kombiniert werden können. Gegenstand der Erfindung ist ferner ein nach dem erfindungsgemäßen Verfahren erhältlicher Werkstoff gemäß Anspruch 1 1 und die Verwendung des nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten Werkstoffs als elektrisches Leitmaterial, insbesondere als Fahrdraht für elektrifizierte Fahrzeuge wie beispielsweise Schienenfahrzeuge.
Das erfindungsgemäße Verfahren geht von einer Kupferbasislegierung aus, die Magnesium in einem Anteil von 2,0 bis 3,5 Gew.-% enthält und zum Rest aus Kupfer sowie unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.
Der Magnesiumanteil in der Kupferbasislegierung ist so gewählt, dass eine im festen Zustand ausscheidungsfähige Legierung entsteht. Dazu muss der Magnesiumanteil über der maximalen Löslichkeit von Magnesium in der Kupfermatrix bei der jeweiligen Ausscheidungstemperatur liegen. Die aus einer Cu2Mg-Phase bestehenden Ausscheidungen bewirken eine deutliche Steigerung der mechanischen Festigkeit. Andererseits wird die elektrische Leitfähigkeit gegenüber reinem Kupfer durch die Ausscheidungen nicht so stark reduziert wie durch die in Mischkristallphase vorliegenden Legierungselemente.
Der Magnesiumanteil in der Kupferbasislegierung sollte erfindungsgemäß mindestens 2,0 Gew.-% betragen. Unterhalb dieses Magnesiumanteils tritt keine Steigerung der mechanischen Festigkeit in der gewünschten Größenordnung ein. Bei einem Magnesiumanteil über der maximalen Löslichkeitsgrenze von 2,77 Gew.-% bilden sich im Gusskörper bereits Kristallite aus der spröden Cu2Mg- Phase. Bis zu einem Anteil von etwa 3,5 Gew.-% liegen diese Kristallite in diskontinuierlicher Phase vor und stören die weitere Vergütung der Kupferlegierung nicht. Bei Überschreiten dieses Anteils kann dagegen eine Verschlechterung der mechanischen Festigkeit der Legierungen eintreten. Der Magnesiumanteil in der Kupferbasislegierung beträgt daher erfindungsgemäß höchstens 3,5 Gew.-%.
Gemäß einer vorteilhaften Ausführungsform liegt der Magnesiumanteil möglichst nahe an oder knapp unter der maximalen Löslichkeitsgrenze von 2,77 Gew.-%, und beträgt besonders bevorzugt von 2,5 bis 3,0 Gew.-%, ganz besonders bevorzugt von 2,5 bis 2,7 Gew.-%. Der Gusskörper aus der magnesiumhaltigen Kupferbasislegierung wird vorzugsweise im Stranggussverfahren hergestellt. Dieses Verfahren ist schon zur Herstellung von Fahrdrähten aus konventionellen Cu-Mg-Legierungen bewährt.
Das Gießen der erfindungsgemäßen Kupferbasislegierung erfolgt vorzugsweise unter Stickstoffatmosphäre. Damit kann eine Oxidation des Magnesiums verhindert werden.
Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform wird der Gusskörper nach dem Gussvorgang und vor der anschließenden Kaltverfestigung durch eine thermomechanische Behandlung homogenisiert. Die Homogenisierung erfolgt vorzugsweise durch Lösungsglühen nahe der für die maximalen Löslichkeitsgrenze bestimmten Temperatur während einer vorbestimmten Glühdauer sowie anschließendes Warmwalzen, Rekristallisationsglühen und Abschrecken des homogenisierten Gusskörpers mit Wasser. Bevorzugt wird die Homogenisierung bei einer Temperatur von etwa 700 bis 750 °C durchgeführt. Die Glühdauer während des Lösungsglühens beträgt vorzugsweise etwa 0,5 bis 1 Stunde. Das Warmwalzen kann in mehreren Durchgängen erfolgen, wobei der Werkstoff zwischen den einzelnen Walzstichen jeweils auf die gewünschte Homogenisierungstemperatur erwärmt wird. Die Haltezeit während des Rekristallisationsglühens beträgt in Abhängigkeit von der Probengeometrie etwa 0,5 bis 2 Stunden.
Die Homogenisierungsbehandlung führt zu einem feinkörnigen Gefüge mit gleichmäßig verteilter Mischkristallphase, das weitgehend frei von Versetzungen ist. Im Anschluss an die Herstellung des Gusskörpers aus der Kupferbasislegierung wird erfindungsgemäß eine Kaltverfestigung des wahlweise homogenisierten Gusskörpers bei einer Temperatur von bis zu 250 °C unter Bildung eines verfestigten Formkörpers durchgeführt. Die Kaltverfestigung dient dazu, die Zugfestigkeit des Werkstoffs durch Einbringen von im Wesentlichen homogen im verfestigten Formkörper verteilten Versetzungen zu erhöhen. Gleichzeitig sollen die homogen eingebrachten Versetzungen als spätere Keimstellen für die Ausscheidungsphase zur Verfügung stehen. Die Durchführung der Kaltverfestigung kann nach grundsätzlich im Stand der Technik bekannten Umformverfahren wie Kaltdrahtziehen oder Kaltwalzen erfolgen. Für die Herstellung von Fahrdrähten ist eine Kaltverfestigung auf Drahtziehmaschinen oder Drahtwalzmaschinen bevorzugt. Der für die Kaltverfestigung zu wählende logarithmische Umformgrad ist abhängig von der jeweils eingesetzten Probengeometrie und wird im Hinblick auf die jeweilige Anwendung der Kupferlegierung so zu bestimmen sein, dass eine größtmögliche Steigerung der Zugfestigkeit erreicht wird.
Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform wird die Kaltverfestigung mit einem logarithmischen Umformgrad cph von mindestens 0,7, bevorzugt mindestens 2,0 und besonders bevorzugt 2,0 bis 2,5 ausgeführt.
Für die Anwendung als Fahrdraht kann die Kaltverfestigung in mehreren Durchgängen mit einer Querschnittsreduktion von mindestens 50 %, vorzugsweise 65 bis 90 % durchgeführt werden. Durch die Kaltverfestigung des Gusskörpers tritt eine erhebliche Steigerung der Zugfestigkeit im Vergleich zu dem homogenisierten Gusskörper ein. Vorzugsweise liegt die Steigerung der Zugfähigkeit im Bereich über 100 %, besonders bevorzugt bei 200 bis 300 %, bezogen auf die Zugfestigkeit des homogenisierten Gusskörpers. Die Leitfähigkeit des Werkstoffs wird durch die über die Kaltverfestigung in die Kupfermatrix eingebrachten Versetzungen nur geringfügig herabgesetzt.
Nach der Kaltverfestigung wird der so erhaltene verfestigte Formkörper erfindungsgemäß einer Wärmebehandlung durch Ausscheidungsglühen unterzogen. Dazu wird der verfestigte Formkörper durch Glühen bei einer Temperatur im Bereich von 350 bis 500 °C unter Bildung von Cu2Mg- Ausscheidungen wärmebehandelt.
Die Bildung der Cu2Mg-Ausscheidungen bewirkt, dass die Leitfähigkeit des Werkstoffs überraschend deutlich, um mindestens 50 %, vorzugsweise bis zu 60 %, bezogen auf den verfestigten Formkörper, zunimmt. Diese deutliche Zunahme der Leitfähigkeit kann damit erklärt werden, dass durch die Bildung der Cu2Mg-Ausscheidungen der Magnesiumanteil in der Kupfermatrix herabgesetzt wird. Darüber hinaus wirken die zuvor durch die Kaltverfestigung in den Formkörper eingebrachten Versetzungen wie Kristallisationskeime, so dass die Cu2Mg-Ausscheidungen im erfindungsgemäßen Werkstoff äußerst feinkörnig und diskontinuierlich verteilt vorliegen.
Vorzugsweise erfolgt das Ausscheidungsglühen bei einer Temperatur zwischen 350 bis 430 °C, und ganz besonders bevorzugt etwa bei der Erholungstemperatur (TE = 0,4 x Schmelztemperatur) der jeweiligen Legierung. Eine zu niedrige Glühtemperatur erfordert wegen der langsamen Diffusionsvorgänge zu lange Behandlungszeiten. Eine zu hohe Glühtemperatur kann dazu führen, dass durch Kristallwachstumsvorgänge eine Bildung von grobkörnigen Cu2Mg-Ausscheidungen in kontinuierlicher Phase auftritt und die Festigkeit des Werkstoffs abnimmt.
Durch das Ausscheidungsglühen werden die zuvor durch die Kaltverfestigung eingebrachten Versetzungen teilweise abgebaut. Die damit verbundene Abnahme der Zugfestigkeit wird durch die Bildung eines hohen Volumens von feinkörnigen und diskontinuierlich verteilten Cu2Mg-Ausscheidungen ohne Änderung der Gefügestruktur größtenteils kompensiert. Damit bleibt der Werkstoff trotz der Wärmebehandlung nach Kaltverfestigung hoch zugfest und erhält gleichzeitig eine sehr gute elektrische Leitfähigkeit und eine im Vergleich zum kaltverfestigten Werkstoff verbesserte Bruchdehnung. Darüber hinaus konnte gezeigt werden, dass die Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens in der angegebenen Reihenfolge der Verfahrensschritte wesentlich für das Bereitstellen eines Leiterwerkstoffs mit hoher Zugfestigkeit und gleichzeitig guter Leitfähigkeit ist. Wird dagegen die Kaltverfestigung im Anschluss an eine Ausscheidungshärtung durchgeführt, bildet sich zunächst die spröde Ausscheidungsphase Cu2Mg, die bei einer nachfolgenden Kaltumformung bereits ab einem mittleren Umformgrad zu einer Überschreitung der Grenzformänderung führt. Dies zeigt sich an der Ausbildung von Rissen im Werkstoff und an einem hohen Rückgang der Duktilität. Außerdem führt eine Ausscheidungsbehandlung des wahlweise homogenisierten Gusskörpers, vor der Kaltverfestigung, nur zu einer Leitfähigkeitserhöhung von etwa 5 %, da die ausgeschiedene Cu2Mg-Phase in diesem Fall relativ grobkörnig und bevorzugt an den Korngrenzen des α-Mischkristalls vorliegt und das Ausscheidungsvolumen insgesamt niedriger ist. Das erfindungsgemäße Verfahren führt zu einem hoch zugfesten Werkstoff mit guter elektrischer Leitfähigkeit. Vorzugsweise weist der Werkstoff eine Härte (HV1 ) von mindestens 160, eine Zugfestigkeit von mindestens 600 MPa, besonders bevorzugt mindestens 650 MPa, und eine elektrische Leitfähigkeit von mindestens 30 MS/m auf.
Unter Verwendung einer Kupferbasislegierung mit einem Magnesiumanteil von 2,5 Gew.-% konnte durch die erfindungsgemäße Kombination einer Kaltverfestigung mit einem Umformgrad von cph = 2,1 und daran anschließendem Ausscheidungsglühen bei 400 °C während 8 Stunden eine Zugfestigkeit Rm von 654 MPa und einer Leitfähigkeit von 32 MS/m hergestellt werden. Gegenüber einem handelsüblichen Material für elektrische Fahrdrähte aus einer CuMgO,5- Standardlegierung (Valcond® von nkt cables GmbH) bedeutet dies eine Steigerung der Zugfestigkeit von über 25% bei nur etwas geringerer Leitfähigkeit.
Die Verwendung von Gusskörpern mit höheren Ausgangsquerschnitten und die Kaltverfestigung der Gusskörper mit höheren Umformgraden lässt eine weitere Steigerung der Zugfestigkeit erwarten.
Die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten Werkstoffe können mit Vorteil als elektrische Leiterwerkstoffe und insbesondere als Fahrdrähte von elektrifizierten Fahrzeugen verwendet werden. Bei mit hohen Zugkräften belasteten Leiterwerkstoffen, wie beispielsweise Fahrdrähten von elektrischen Schienenfahrzeugen erlaubt eine Erhöhung der Zugfestigkeit auch eine deutliche Erhöhung der Betriebsgeschwindigkeit. Durch die damit verbundenen Vorteile einer höheren Auslastung von Hochgeschwindigkeitsverkehrsstrecken und den Sicherheitsgewinn bei der Oberleitungsdimensionierung wird die nach dem erfindungsgemäßen Verfahren eintretende Verringerung der Leitfähigkeit deutlich kompensiert. Durch die erhöhte Zugfestigkeit der Leiterwerkstoffe lassen sich zudem bei anderen Anwendungsfällen die Querschnitte reduzieren, was zu einer Material- und damit Gewichtseinsparung führt. Weitere Vorteile der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung eines bevorzugten Ausführungsbeispiels, das jedoch nicht in einem einschränkenden Sinn verstanden werden soll. Messverfahren
Probenkörper aus den nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten Kupfer-Magnesiumlegierungen wurden mit den im Folgenden angegebenen Verfahren auf ihre mechanischen und physikalischen Eigenschaften untersucht.
a) Härte
Die Messung der Härte erfolgte auf einem Kleinlasthärteprüfer nach dem Vickersverfahren (HV1 ) gemäß DIN EN ISO 6507-1 (1997).
b) Zugfestigkeit
Die Zugfestigkeit R wurde im Zugversuch gemäß DIN EN 10002 bestimmt. Die Prüfung erfolgte an Flachzugproben in Anlehnung an die Abmessungen der Zugproben Form E nach DIN 50125. Die im Zugversuch verwendete Probengeometrie variierte in Abhängigkeit vom Umformgrad. Die Probendicke lag im Bereich von a = 0,5 - 2,0 mm, die Probenbreite lag im Bereich von b = 4,0 - 6,5 mm.
c) Bruchdehnung
Die Bestimmung der Bruchdehnung erfolgte ebenfalls an den Flachproben im vorgenannten Zugversuch nach DIN EN 10002. Zur Ermittlung der Bruchdehnung A5 wurde Die Anfangsmesslänge gemäß der
Verwendung von proportionalen Proben mit L« = 5,65·^^ bestimmt. S0 bezeichnet den Anfangsquerschnitt der Probe. Die Anfangsmesslänge Lo betrug danach, abhängig vom Umformgrad, zwischen 10 und 16 mm. d) Leitfähigkeit
Die Bestimmung der Leitfähigkeit erfolgte mit einem Leitfähigkeitsmessgerät Sigmascope SMP10 der Firma Helmut Fischer nach dem Wirbelstromverfahren gemäß DIN EN 2004-1 bzw. ASTM E1004.
Herstellung von Gusskörpern aus einer CuMg-Legierung
Zur Herstellung der erfindungsgemäßen Kupfer-Magnesiumlegierungen wurde Kathoden-Kupfer mit einem Reinheitsgrad von 99,99 % und Reinmagnesium verwendet. In einer Vakuum-Stranggießanlage VC400V der Firma Indutherm wurde das Probenmaterial induktiv unter Stickstoffatmosphäre in einem Graphittiegel aufgeschmolzen. Nach dem Öffnen des Verschlusses am Tiegelboden gelangte die Schmelze in eine Graphitkokille mit einer Ummantelung aus wassergekühltem Kupfer. Ein in der Kokille befindlicher Ziehstab aus Stahl diente als Abdichtung und wurde nach dem Anhaften der erstarrten Schmelze abgezogen. Dadurch entstand ein kontinuierlicher Draht mit einem Durchmesser von 5 mm und einer Länge von 2.500 mm.
Es wurden Probenkörper mit verschiedenen Legierungsanteilen von 2,5 bis 3,5 Gew.-% Magnesium hergestellt.
Homogenisierungsbehandlung Zur Homogenisierung des Gussgefüges wurden die Probenkörper 20 Minuten lang bei einer Temperatur im Bereich der maximalen Löslichkeit von 700 bis 730 °C erwärmt. Danach wurden die Proben in einem Flachwalzprozess mit jeweils vier Walzstichen bis auf eine Endhöhe von 4 mm gewalzt. Zwischen jedem Walzstich erfolgte eine Zwischenerwärmung im Muffelofen bei Ausgangstemperatur. Anschließend wurden die Proben 1 Stunde lang im Ofen bei 730 °C gehalten und danach in Wasser abgeschreckt.
Die auf diese Weise erhaltenen homogenisierten Gusskörper einer CuMg2,5- Legierung hatten eine Zugfestigkeit von 320 MPa und eine Härte (HV1 ) von ca. 85. Die elektrische Leitfähigkeit betrug etwa 20 MS/m. Kaltverfestigung
Die homogenisierten Probenkörper wurden einer Kaltverfestigung durch Kaltumformen mit logarithmischen Umformgraden cph von 0,7 bis 2,1 unterzogen. Das Kaltumformen erfolgte in mehreren Durchgängen auf einem Duo- Flachwalzgerüst mit zwei angetriebenen Arbeitswalzen. Nach der Kaltumformung mit einem Umformgrad von cph = 2,1 hatten die
Probenkörper eine Dicke von 0,5 mm. Die so hergestellten Proben aus der CuMg2,5-Legierung wiesen eine Härte (HV1 ) von 250 und eine Zugfestigkeit von 840 MPa auf. Die Leitfähigkeit bei 20 °C betrug etwa 20 MS/m und blieb gegenüber der Homogenisierungsbehandlung im Wesentlichen unverändert. Ausscheidungsglühen Die durch Kaltumformen verfestigten Probenkörper wurden bei Temperaturen zwischen 350 °C und 500 °C bis zu 72 Stunden lang isotherm geglüht. Gute Ergebnisse wurden mit einer Wärmebehandlung bei 400 °C während 8 Stunden erzielt. Die Zugfestigkeit des vorverfestigten Werkstoffs sinkt temperaturbedingt infolge der Ausscheidungsglühung ab, während die Bruchdehnung ansteigt und gleichzeitig die Leitfähigkeit überproportional zunimmt.
Die an einem Probenkörper aus einer CuMg2,5-Legierung nach 8 Stunden bei 400 °C erzielten Werte für die Zugfestigkeit, die Bruchdehnung und die Leitfähigkeit sind in der folgenden Tabelle 1 einer Standardlegierung CuMgO,5 eines Herstellers für Bahnleitmaterial (Valcond® von nkt Cables) gegenübergestellt. Die Zugprobe aus der CuMg2,5-Legierung hatte eine Probendicke a = 0,5 mm, eine Breite b = 6,5 mm und eine Anfangsmesslänge L0 = 10 mm. Tabelle 1
Figure imgf000011_0001
Trotz des deutlich höheren Legierungsanteils weist die erfindungsgemäß hergestellte CuMg-Legierung eine nur geringfügig niedrigere Leitfähigkeit als die Standardlegierung auf. Die Zugfestigkeit der erfindungsgemäß hergestellten Legierung liegt jedoch deutlich höher. Die Bruchdehnung ist aufgrund der unterschiedlichen Indizes nur bedingt vergleichbar. Die deutlich gesteigerte Zugfestigkeit der erfindungsgemäß hergestellten Legierungen ermöglicht eine Verwendung als hochbelastbares Leitmaterial, insbesondere in Form von Fahrdrähten für elektrifizierte Schienenfahrzeuge.

Claims

Patentansprüche
1 . Verfahren zur Herstellung eines Werkstoffs aus einer magnesiumhaltigen Kupferlegierung, welches die folgenden Schritte umfasst:
Bereitstellen eines Gusskörpers aus einer Kupferbasislegierung, wobei die Kupferbasislegierung aus Magnesium in einem Anteil von 2,0 bis 3,5 Gew.-% und zum Rest Kupfer sowie unvermeidbaren Verunreinigungen besteht;
Kaltverfestigen des Gusskörpers bei einer Temperatur von bis zu 250 °C unter Bildung eines verfestigten Formkörpers; und
Ausscheidungsglühen des verfestigten Formkörpers zur Bildung des Werkstoffs durch Erwärmen auf eine Temperatur im Bereich von 350 bis 500 °C unter Bildung von Cu2Mg-Ausscheidungen.
2. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass eine Kupferbasislegierung mit einem Magnesiumanteil von 2,5 bis 3,0 Gew.-%, vorzugweise von 2,5 bis 2,7 Gew.-%, verwendet wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Kaltverfestigung mit einem Umformgrad von mindestens 0,7, vorzugsweise von mindestens 2,0 durchgeführt wird.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass zur Kaltverfestigung ein Umformverfahren, vorzugsweise ein Drahtwalzverfahren oder ein Drahtziehverfahren, verwendet wird.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass das Ausscheidungsglühen unter Bildung von diskontinuierlichen Cu2Mg- Ausscheidungen erfolgt.
6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Ausscheidungsglühen bei einer Temperatur von 350 bis 430 °C durchgeführt wird.
7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Gusskörper vor der Kaltverfestigung homogenisiert wird.
8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Homogenisierung ein Erwärmen auf eine Temperatur von 700 bis 750 °C und Warmwalzen des Gusskörpers umfasst.
9. Verfahren nach Anspruch 7 oder 8, dadurch gekennzeichnet, dass der Werkstoff eine Härte (HV1 ) von mindestens 160, eine Zugfestigkeit von mindestens 600 MPa und eine elektrische Leitfähigkeit von mindestens 30 MS/m aufweist
10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Zugfestigkeit mindestens 650 MPa beträgt.
1 1 . Werkstoff aus einer magnesiumhaltigen Kupferlegierung zur Verwendung als elektrisches Leitmaterial, erhältlich durch ein Verfahren gemäß einem der Ansprüche 1 bis 10.
12. Verwendung des nach einem der Ansprüche 1 bis 9 hergestellten Werkstoffs als elektrisches Leitmaterial, insbesondere als Fahrdraht für elektrifizierte Fahrzeuge und Schienenfahrzeuge.
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