WO2017148568A1 - Zinnhaltige kupferlegierung, verfahren zu deren herstellung sowie deren verwendung - Google Patents

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

Info

Publication number
WO2017148568A1
WO2017148568A1 PCT/EP2017/000189 EP2017000189W WO2017148568A1 WO 2017148568 A1 WO2017148568 A1 WO 2017148568A1 EP 2017000189 W EP2017000189 W EP 2017000189W WO 2017148568 A1 WO2017148568 A1 WO 2017148568A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
tin
phases
alloy
wear
casting
Prior art date
Application number
PCT/EP2017/000189
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Kai Weber
Original Assignee
Wieland-Werke Ag
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Wieland-Werke Ag filed Critical Wieland-Werke Ag
Priority to JP2018544499A priority Critical patent/JP6679742B2/ja
Priority to KR1020187024136A priority patent/KR20180121889A/ko
Priority to US16/079,705 priority patent/US20190062876A1/en
Priority to MX2018010583A priority patent/MX2018010583A/es
Priority to EP17706407.8A priority patent/EP3423604B1/de
Priority to CN201780014996.3A priority patent/CN108699631B/zh
Publication of WO2017148568A1 publication Critical patent/WO2017148568A1/de

Links

Classifications

    • 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

  • Tin-containing copper alloy Tin-containing copper alloy, process for their preparation and their
  • the invention relates to a tin-containing copper alloy having excellent hot workability and cold workability, high resistance to abrasive wear, adhesive wear and fretting wear, and improved corrosion resistance and stress relaxation resistance according to the preamble of any one of claims 1 to 3, a process for the same
  • copper-tin alloys Due to the alloying component tin, copper-tin alloys are characterized by a high strength and hardness. Furthermore, the copper-tin alloys are considered corrosion-resistant and seawater resistant.
  • This material group has a high resistance to abrasive wear.
  • the copper-tin alloys ensure good sliding properties and a high fatigue strength, resulting in their excellent suitability for sliding elements and sliding surfaces in engine and vehicle construction and in general mechanical engineering. Often the copper-tin alloys for sliding bearing applications to improve the
  • 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 Setting the spring properties requires sufficient cold workability of the materials.
  • percussion instruments made of copper-tin alloys are preferably produced on account of their special sound properties.
  • the copper-tin materials tend to be particularly strong due to their wide solidification interval
  • the element phosphorus is added to the copper-tin alloys to deoxidize the melt sufficiently. However, phosphorus extends that
  • Cooling rate the hot working of the material at 720 to 920 ° C take place.
  • the document DE 704 398 A discloses the description of a method for producing copper-tin alloy fittings comprising 6 to 14% by weight of Sn, more than 0.1% by weight of P, preferably 0.2 to 0 , 4 wt .-% P, which may be replaced by silicon, boron or beryllium included.
  • the copper-tin alloy comprises about 91.2 wt% Cu, about 8.5 wt% Sn, and about 0.3% P.
  • the moldings are homogenized at a temperature below 700 ° C. until the tin and phosphorus-enriched eutectoids are dissolved.
  • the Schwingreibverschl salt in the jargon also called fretting, is a Reibverschl composition that occurs between oscillating contact surfaces.
  • fretting is a Reibverschl corrosion.
  • Material damage can significantly lower the local strength in the wear zone, in particular the fatigue strength. From the damaged component surface can go out Schwinganrisse, the
  • Plain bearing built a high voltage, which is further increased by the thermal strains and the dynamic shaft loads in modern engines. Due to the geometry changes of the sliding bearing due to the voltage increase micro-movements of the sliding bearing relative to the bearing receptacle are possible. The cyclic relative movements with less Vibration width at the contact surfaces between bearing and bearing support lead to vibration friction wear / fretting corrosion / fretting of the slide bearing back. The result is the initiation of cracks and ultimately the Reibdauerbruch of the plain bearing.
  • connection elements of a connection arrangement are located on different assemblies which perform relative movements 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 a Schwingreibverschl foundation and to a fretting corrosion of
  • Reibkorrosions of connectors on the material side can be improved.
  • a contact material of a silver, palladium or palladium-silver alloy containing 20 to 50% by weight of tin, indium and / or antimony is applied to a support made of bronze.
  • the silver and / or palladium content ensures corrosion resistance.
  • the oxides of tin, indium and / or antimony increase the wear resistance.
  • the Consequences of a fretting corrosion are encountered.
  • Crystallization nuclei present or is formed in the melt only a small number of nuclei, so is a coarse grained, seigerungsreiches and often dendritic solidification microstructure. It is called a copper alloy with 0, 1 to 25 wt .-% calcium and 0, 1 to 15 wt .-% boron, which can be added to the grain refining of the melt of copper materials. In this way, with the addition of crystallizers, a uniform and fine-grained solidification microstructure is produced in copper alloys.
  • Phosphorus succeeds in lowering the relatively high base melt temperature in terms of processing technology.
  • High-temperature materials of the systems Ni-Si-B and Ni-Cr-Si-B are especially the alloying elements boron and silicon for the strong lowering of the
  • the lowering of the base melt temperature by the addition of boron is used for copper-tin materials, which are used as build-up welding material
  • US Pat. No. 3,392,017 A discloses an alloy containing up to 0.4% by weight of Si, from 0.02 to 0.5% by weight of B, from 0.1 to 1.0% by weight of P, 4 to 25 wt .-% Sn and a remainder Cu disclosed.
  • the addition of boron and a very high content of phosphorus of greater than or equal to 0.1 wt .-% should hereby the self-fluxing properties of the hardfacing and the
  • the document DE 102 08 635 B4 describes the processes in a diffusion solder joint in which intermetallic phases are present. By diffusion soldering parts with a different coefficient of thermal expansion are to be connected to each other. With thermomechanical loading of this solder joint or during the soldering process itself, large voltages occur at the
  • particles of boron silicates or phosphorus silicates can be used due to their
  • a starting material may be used that has been prepared by conventional casting methods without the urgent need to carry out spray compacting or strip casting.
  • the copper-tin alloy should be free of gas and shrinkage pores and stress cracks and should be characterized by a uniform distribution of the Sn-rich ⁇ phase present in relation to the Sn content of the alloy.
  • the 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 workability.
  • the casting material should be characterized by a high strength, a high hardness and a high corrosion resistance.
  • a further processing which includes an annealing or a hot forming and / or cold working with at least one annealing, is a fine-grained structure with high strength, high hardness, high stress relaxation and corrosion resistance, high electrical conductivity and a high degree of complexity
  • the invention includes a high strength tin-containing copper alloy having excellent hot workability and cold workability, high resistance to abrasive wear, adhesive wear and fretting wear, and improved corrosion resistance, and
  • the invention includes a high strength tin-containing copper alloy excellent in hot workability and cold workability
  • Phases of tin and / or the Sn-rich ⁇ phase are sheathed
  • nuclei represent a uniform crystallization during the solidification / cooling of the melt, so that the Sn-rich ⁇ -phase is island-like and / or net-like evenly distributed in the structure;
  • Al-containing and B-containing phases, Si-containing and B-containing phases and / or Anlagenüngseducationen and / or mixed compounds of the two phases which as boron silicates and / or Borphosphorsilikate and / or
  • Sn-rich segregations are understood to mean accumulations of the ⁇ phase in the cast structure, which are referred to as so-called reverse block segregations and / or
  • Grain boundary segregations are formed, which cause damage to the structure in the form of cracks in thermal and / or mechanical stress of the casting, which can lead to breakage.
  • the structure after casting is still free of gas pores and shrinkage pores and stress cracks.
  • the alloy is in the cast state.
  • the invention includes a high strength tin-containing copper alloy having excellent hot workability and cold workability
  • Phases and / or addition compounds and / or mixed compounds of both phases of tin and / or the Sn-rich ⁇ phase are sheathed;
  • Al-containing and B-containing phases, Si-containing and B-containing phases and / or addition compounds and / or mixed compounds of both phases which as boron silicates and / or Borphosphorsilikate and / or
  • the Sn-rich ⁇ phase is preferably at least 1% by volume.
  • the Sn-rich ⁇ -phase is uniformly and uniformly distributed like a web and / or in a line-like manner in the structure.
  • the alloy is in the processed state.
  • the invention is based on the consideration in the alloy variants that a tin-containing copper alloy in the cast state as well as in
  • Copper alloy is not a mandatory requirement dar.
  • the castings of the tin-containing copper alloy according to the invention can over the entire range of Sn content directly without the implementation of a
  • the ⁇ -phase with up to 40 vol .-% is distributed evenly in island form uniformly in the structure. 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 microstructure with up to 60% by volume, changes into the network form. This ⁇ mesh is also distributed very uniformly in the structure of the alloy. In the range of the Sn content of 13.0 to 7.0 wt .-%, the ⁇ -phase is present with up to 80 vol .-% almost exclusively in the form of a uniform network in the structure. At an Sn content of the alloy of 17.0 to 23.0 wt .-% is the
  • Silicon borides called Si-B phases can be present in the modifications S1B3, 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, called aluminum borides, can mostly be present in the structure AIB 2 and / or AIB12.
  • Al-containing and B-containing phases, Si-containing and B-containing phases and / or their addition compounds and / or mixed compounds which are formed as aluminum borides and silicon borides and / or as addition compounds and / or mixed compounds of the aluminum borides and silicon borides hereinafter referred to as hard particles. They take over in the melt of the alloy according to the invention the function as
  • Crystallization nuclei during solidification and cooling As a result, it is no longer necessary to supply so-called foreign nuclei to the melt, whose uniform distribution in the melt can only be ensured inadequately.
  • the cast state of the invention has a very uniform microstructure with a fine distribution of the ⁇ phase in the form of uniformly and densely arranged islands and / or in the form of a uniformly dense network.
  • Accumulations of Sn-rich ⁇ -phase known as so-called reverse block segregations and / or as
  • Grain boundary segregations are formed, can not be observed in the cast structure of the invention.
  • the elements boron, silicon, aluminum and phosphorus cause a reduction of the metal oxides.
  • a basic idea of the invention consists in the transfer of the effect of boron silicates and phosphorus silicates with regard to the matching of the different coefficients of thermal expansion of the joining partners during diffusion soldering to the processes during casting, hot forming and thermal treatment of the copper-tin materials. Due to the wide solidification interval of this
  • Crystallization nuclei a uniform structure with a fine distribution of the structural components with different Sn content.
  • Hard particles ensure, in particular, the boron silicates and / or borophosphosililicates which form during the solidification of the melt and / or
  • the alloy according to the invention may be subjected to further processing by annealing or by hot working and / or cold working together with at least one annealing.
  • annealing or by hot working and / or cold working together with at least one annealing.
  • Borosilicate and / or Borphosphorsilikaten and / or alumina boron silicates and / or alumina Borphosphorsilikaten and with the phosphorus silicates bring about an adjustment of the thermal expansion coefficients of the Sn-poor and Sn-rich phases could also during the process of
  • the hard particles serve as
  • Hot forming of the alloy according to the invention takes place favorably.
  • Aluminum oxides which takes place in the material during hot forming.
  • the silicates and hard particles require during the
  • Recrystallization was manifested in the possible lowering of the necessary recrystallization temperature, which additionally facilitates the adjustment of a fine-grained microstructure of the alloy according to the invention.
  • Alloy allows higher degrees of cold working, whereby particularly high values for the tensile strength R m , the yield strength R p o, 2 and the hardness can be adjusted can.
  • the height of the parameter R p0 , 2 is for the sliding elements and guide elements in internal combustion engines, valves, turbochargers,
  • the Sn content of the invention is within the limits of between 4.0 and 23 wt%.
  • a tin content of less than 4.0 wt .-% would result in low strength values and hardness values.
  • the running properties would be insufficient in a sliding load.
  • the resistance of the alloy to the abrasive and adhesive wear would not meet the requirements.
  • the toughness properties of the alloy according to the invention would rapidly deteriorate, causing the
  • the alloy according to the invention has a hard phase component which, due to the high hardness, contributes to an improvement in the material resistance to abrasive wear.
  • Silicate phases together with the aluminum oxides, also play the role of a wear-protecting and / or corrosion-protecting coating on the components.
  • the alloy of the present invention ensures a combination of the properties of wear resistance and corrosion resistance.
  • the invention is outstandingly suitable for use as a sliding element and connector, since it has a high degree of resistance to sliding wear and the Schwingreibverschl formulate / fretting.
  • the effect of hard particles as crystallization nuclei and recrystallization nuclei, as a wear carrier and the effect of Al oxides and 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% by weight. %, the aluminum content is at least 0.01 wt .-% and the boron content is at least 0.005 wt .-%. If, on the other hand, the Si content exceeds 2.0% by weight and / or the Al content is 1.0% by weight and / or the B content is 0.6% by weight, this leads to a Deterioration of casting behavior. The too high content of hard particles would make the melt significantly thicker. In addition, reduced toughness properties of the
  • the Si content in the limits of 0.05 to 1, 5 Wt .-% and in particular from 0.5 to 1, 5 wt .-% evaluated.
  • the advantageous Al content of the alloy according to the invention is from 0.1 to 0.8% by weight.
  • the content of 0.01 to 0.6 wt .-% is considered advantageous.
  • the content of boron has proven to be particularly advantageous from 0.1 to 0.6% by weight.
  • Alloy of the invention between 0.3 and 10.
  • a ratio Si / B of 1 to 10 and further from 1 to 6 has proved to be advantageous.
  • the precipitation of the hard particles influences the viscosity of the melt of the alloy according to the invention. This circumstance also underlines why it may not be waived to add phosphorus. Phosphor causes the melt, despite the content of hard particles is sufficiently thin liquid, which is of great importance for the pourability of the invention.
  • the content of phosphorus of the alloy according to the invention is 0.001 to 0.08 wt .-%. A P content in the range of 0.001 to 0.05 wt .-% is advantageous.
  • the sum of the element contents of the elements silicon, boron and phosphorus is advantageously at least 0.5% by weight. Machining 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 about 9 wt .-% is due to
  • Machining area of the machine must be removed.
  • the hard particles in whose regions, depending on the Sn content of the alloy, the element tin and / or the ⁇ phase crystallized or precipitated, serve as chip breakers.
  • the tin-containing alloy which is why the semi-finished products and components made of the alloy according to the invention have a better machinability.
  • Copper alloys consist of (in% by weight):
  • the tin-containing copper alloy may consist of (in% by weight):
  • the tin-containing copper alloy may consist of (in% by weight):
  • the Sn-rich O phase is uniformly arranged in island form up to 40% by volume.
  • the element tin and / or the ⁇ phase is usually crystallized in the regions of the hard particles and / or encapsulates these.
  • the castings of these embodiments have excellent hot workability at the working temperature in the range of 600 to 880 ° C.
  • the significant increase in strength and hardness after the hot stamping process step can be used for components that do not require cold working to produce.
  • an accelerated cooling, advantageously in water, take place after hot working.
  • the hard particles precipitated in the microstructure act in the thermal
  • Recrystallization nuclei By means of this further processing step, it is possible to set a structure with a grain size up to 20 pm.
  • the favoring of the recrystallization mechanisms by the hard particles allows a lowering of the recrystallization temperature so that a structure with a particle size of up to 10 ⁇ m can be produced.
  • By a multi-stage manufacturing process of cold forming and annealing and / or by an appropriate reduction of the recrystallization temperature it is even possible to adjust the size of the crystallites in the material structure to less than 5 pm.
  • the mechanical properties of some embodiments stand
  • values for the tensile strength R m of over 700 to 800 MPa, values for the yield strength R p0 , 2 can be achieved by over 600 to 700 MPa.
  • 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.
  • Copper alloys consist of (in% by weight):
  • the tin-containing copper alloy may consist of (in% by weight):
  • the tin-containing copper alloy may consist of (in% by weight):
  • microstructure of these embodiments of the invention is characterized by a content of the ⁇ -phase of up to 60 vol .-%, this phase in
  • Island shape and network shape is uniformly distributed in the structure.
  • the element tin and / or the ⁇ -phase is usually crystallized in the areas of the hard particles and / or encapsulates them.
  • the castings of these embodiments have excellent hot workability at the working temperature in the range of 600 to 880 ° C.
  • Hot forming very fine grain before Due to the high strength values of the hot-worked state, its cold workability is limited. This can be significantly improved by an annealing after the hot forming process at the temperature of 200 to 880 ° C with a duration of 10 minutes to 6 hours.
  • the hard particles precipitated in the microstructure act in the thermal
  • Recrystallization nuclei By means of this further processing step, it is possible to set a finer grain structure.
  • Recrystallization through the hard particles allows a lowering of the recrystallization temperature, so that a microstructure with a further reduced particle size can be generated.
  • the fine grain of the microstructure can be further optimized.
  • Copper alloys consist of (in% by weight):
  • tin-containing copper alloy consist of (in% by weight): 13.0 to 17.0% Sn,
  • the tin-containing copper alloy may consist of (in% by weight):
  • the ⁇ phase in the cast structure of these embodiments of the invention is in the form of a uniform network of up to 80% by volume.
  • the structure may have dendritic structural components, which, however, also show a reticular character due to the very small distance between the so-called dendrite arms.
  • the element tin and / or the ⁇ phase is usually crystallized in the regions of the hard particles and / or encapsulates these.
  • the castings of these embodiments also exhibit excellent hot workability at the working temperature in the range of 600 to 880 ° C. Especially in this content range for the alloying element tin of 13.0 to 17.0 wt .-%, the conventional copper-tin alloys are very difficult without the occurrence of hot cracks and warm breaks
  • Hot forming very fine grain before Due to the high strength values of the hot-worked state, its cold workability is severely limited.
  • annealing after the hot forming process at the temperature of 200 to 880 ° C with a duration of 10 minutes to 6 hours the
  • the hard particles precipitated in the microstructure act in the thermal
  • Recrystallization nuclei By means of this further processing step, it is possible to set a microstructure with a particle size of up to 35 ⁇ m. By favoring the recrystallization mechanisms by the hard particles, it is possible to lower the recrystallization temperature so that a microstructure having a grain size of up to 25 ⁇ m can be produced. The net-like arrangement of the ⁇ phase in the microstructure is retained.
  • Recrystallization it is even possible to adjust the size of the crystallites in the material structure to less than 10 pm.
  • Copper alloys consist of (in% by weight):
  • the tin-containing copper alloy may consist of (in% by weight):
  • the tin-containing copper alloy may consist of (in% by weight):
  • a very dense network of the ⁇ -phase which is uniformly arranged in the cast structure with up to 98% by volume, is a feature of these embodiments of the invention.
  • the microstructure may increasingly have dendritic structural components which, however, due to the very small distance between the so-called dendrite arms, also have a net-like character.
  • the element tin and / or the ⁇ phase is usually crystallized in the regions of the hard particles and / or encapsulates these. Due to the uniformity of the dense ⁇ mesh, the castings of these embodiments also exhibit excellent hot workability at the working temperature in the range of 600 to 880 ° C.
  • the alloying element tin contributes in particular to the formation of a so-called tribo layer between the sliding partners. Especially under mixed friction conditions, this mechanism is significant when the emergency running characteristics of a
  • the tribo layer leads to the reduction of the purely metallic contact surface between the sliding partners, whereby a welding or seizing of the elements is prevented.
  • Boron silicates and / or Borphosphorsilikaten and / or alumina boron silicates and / or alumina boron phosphors and of phosphorus silicates and aluminum oxides These compounds still reinforce the tribo layer, resulting in an increased adhesive wear resistance of the sliding elements of the alloy according to the invention.
  • the hard particles cause a higher temperature stability of the microstructure of the copper alloy according to the invention.
  • the element zinc can be added to the tin-containing copper alloy according to the invention with a content of 0.1 to 2.0% by weight. It has been found that the alloying element zinc, depending on the Sn content of the alloy, increases the proportion of Sn-rich phases in the invention, whereby strength and hardness increase. However, no evidence was found that adding zinc has a positive effect on the uniformity of the microstructure as well as on further reducing the content of pores and cracks in the microstructure. Obviously, the relative influence of the combined alloy content on boron, silicon and phosphorus predominates. Under 0, 1 wt .-% Zn a strength and hardness increasing effect could not be observed. At Zn contents above 2.0 wt%, the toughness properties of the alloy were lowered to a lower level. In addition, the deteriorated
  • the invention may be added to a zinc content in the range of 0.5 to 1, 5 wt .-%.
  • a zinc content in the range of 0.5 to 1, 5 wt .-%.
  • the addition of the alloying elements iron and magnesium can be done individually or in combination.
  • the alloy according to the invention may contain from 0.01 to 0.6% by weight of Fe. In this case, up to 10% by volume of Fe borides, Fe phosphides and Fe silicides and / or Fe rich particles are present in the microstructure. Furthermore, it comes in the structure for the formation of addition compounds and / or mixed compounds of Fel o-containing phases and the Al-containing and B-containing phases, Si-containing and B-containing phases and / or Si-Al-B phases. These phases and compounds contribute to increase the strength, hardness, heat resistance, the
  • the element of magnesium of 0.01 to 0.5 wt .-% may be added to the alloy according to the invention.
  • up to 15% by volume of Mg borides, Mg phosphides and Cu-Mg phases and Cu-Sn-Mg phases are present in the microstructure. Furthermore, it comes in the structure for the training of
  • the tin-containing copper alloy may have low levels of lead. Just acceptable and lying above the impurity limit are lead contents up to 0.25 wt .-%. In a particularly preferred
  • the tin-containing copper alloy is free of lead, except for any unavoidable impurities.
  • Compressive strength of the sliding layer is increased.
  • the spray compacting or the thin strip casting for example, the spray compacting or the thin strip casting for
  • an aspect of the invention includes a method for
  • one aspect of the invention includes a method for producing tapes, sheets, plates, bolts, round wires, profile wires, round bars, section bars, hollow bars, tubes and profiles from a tin-containing copper alloy according to the invention by means of the chill casting process or the continuous or semi-continuous continuous casting process.
  • Forging processes or upsetting processes at elevated temperature must be carried out in order to weld, ie close, pores and cracks in the material.
  • the further processing of the casting state the implementation of at least one hot working in the temperature range of 600 to 880 ° C include.
  • Temperature range from 200 to 880 ° C with the duration of 10 minutes to 6
  • One aspect of the invention relates to an advantageous method of further processing the as-cast or hot-worked condition or the annealed cast condition or annealed hot-worked condition comprising performing at least one cold working.
  • At least one annealing treatment of the cold-worked state of the invention may be performed in the temperature range of 200 to 880 ° C for a period of 10 minutes to 6 hours.
  • flash annealing may be performed in the temperature range of 200 to 650 ° C for 0.5 to 6 hours.
  • the matrix of the uniform structure of the invention consists of ductile a-phase with, depending on the Sn content of the alloy, of ⁇ -phase fractions. Due to its high strength and hardness, the ⁇ phase leads to the high resistance of the alloy 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 the adhesive
  • the hard particles are embedded in the metallic base. In further embodiments of the invention are still in the metallic
  • Base mass precipitated Fe and / or Mg-containing phases added.
  • the alloy according to the invention Due to the uniform and fine-grained structure with extensive freedom from pores, freedom from cracks and freedom from segregation and the content of hard particles, the alloy according to the invention already has a high degree of strength, hardness, ductility, complex wear resistance and as-cast condition
  • the alloy according to the invention has a wide range of uses already in the cast state.
  • Treatment temperatures for tempered steels (hardening 820 to 860 ° C, tempering 540 to 660 ° C, DIN EN 10083-1) in the heat treatment range of
  • bearing composite shells or composite bearing bushes 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 aftertreatment systems, lever systems, brake systems and components can already be found in the casting formats in strip form, sheet form, plate form, bolt form, wire form, rod form, tubular form or profile shape
  • Joint systems, hydraulic units or in machinery and equipment of general engineering can be produced.
  • semi-finished products and components with complicated geometry and increased mechanical properties can be used for these applications
  • the invention is suitable for the metal objects in constructions for the rearing of marine organisms (aquaculture).
  • Another aspect of the invention includes use of the tin-containing copper alloy for propellers, blades,
  • Ship propellers and hubs for shipbuilding for water pump housings, oil pumps and fuel pumps, for guide wheels, impellers and impellers for pumps and water turbines, for gears, worm wheels, helical gears and for pressure nuts and spindle nuts, as well as for marine, chemical and pipe joints, seals and connecting bolts Industry.
  • cymbals so-called cymbals of high quality are made of tin-containing copper alloys by means of hot forming and at least one annealing, before they are usually brought by means of a bell or a shell in the final form. The basins are then annealed again before their final machining takes place.
  • Variants of the pelvis for example ride cymbals, hi-hat, crash cymbals, China cymbals, splash cymbals and effect cymbals, therefore require a particularly advantageous hot workability of the material, which is ensured by the alloy according to the invention.
  • different structural proportions may be used for the ⁇ phase and for the hard particles in a very wide range can be adjusted. In this way it is already possible on the alloy side, to act on the sound of the pelvis. Further important embodiments of the invention will be explained with reference to Tables 1 to 11. Cast blocks of the tin-containing copper alloy according to the invention were produced by chill casting. The chemical composition of the casts is shown in Tab.
  • Table 1 shows the chemical composition of alloy variant 1. This material is characterized by an Sn content of 7.35 wt.%, An Si content of 0.74 wt.%, An Al content of 0.34 wt.%, A boron content of 0, 33 wt .-% and a P content of 0.015 wt .-% and a balance copper characterized.
  • the structure of embodiment 1 is characterized by a very uniform, insular distribution of a relatively small proportion of the ⁇ phase (1, about 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 (Table 2).
  • Alloy variant 2 can be seen. This material contains, in addition to 15.09 wt .-% Sn and 0.027 wt .-% P, the other elements Si (0.80 wt .-%), Al (0.54 wt .-%), boron (0.24 wt .-%) and a remainder copper.
  • Table 3 Chemical Composition of Working Example 2 (in wt.
  • the invention is inter alia characterized in that the structure in the casting state with increasing Sn content of the alloy, depending on the casting / cooling process, consists of increasing proportions of ⁇ -phase.
  • the ⁇ phase is present with a significantly higher content (up to 70% by volume).
  • This structure is shown in Fig. 3 in 200-fold and from Fig. 4 in 500-fold magnification.
  • the reference numeral 1 the Sn-rich ⁇ -phase arranged in a netlike manner in the structure is characterized in each case.
  • hard particles 2 which are coated with tin and / or the Sn-rich oil phase, can be seen.
  • Labeled by the reference numeral 3 is the
  • Microstructure component of copper mixed crystal is Microstructure component of copper mixed crystal.
  • 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 alloy according to the invention can also be subjected to further processing.
  • this enables the production of certain and often complicated geometries.
  • the demand for an improvement of the complex operating properties of the materials especially for wear-stressed components and for construction and fasteners in electronics / electrical engineering is met, as it in the corresponding machinery, engines, transmissions, units, structures and equipment to a strongly increasing stress on the system elements.
  • the further processing of the cast state can advantageously the Performing at least one hot working in the temperature range of 600 to 880 ° C.
  • the forging processes are suitable to produce near-net shape components with partly complicated geometry.
  • a further advantageous possibility of further processing the cast state or the hot-formed state or the annealed cast state or the annealed hot-formed state comprises performing at least one cold forming.
  • At least one annealing treatment can be carried out in one
  • Temperature range from 200 to 880 ° C with the duration of 10 minutes to 6
  • a flash annealing in a temperature range of 200 to 650 ° C with a duration of 0.5 to 6 hours.
  • a further processing can be selected, which comprises at least one cold forming or the combination of at least one hot working and at least one cold forming in conjunction with at least one annealing in a temperature range of 200 to 800 ° C with the duration of 10 minutes to 6 hours and a recrystallized
  • Relaxation annealing in the temperature range from 200 to 650 ° C for a period of 0.5 to 6 hours.
  • the hot-worked state of Alloy Variation 1 had sufficient cold workability.
  • the implementation of an annealing treatment in the temperature range of 600 to 880 ° C with the duration of 3 hours proved to be advantageous.
  • the hot-rolled plates were cold-rolled with a cold forming ⁇ of about 85% crack-free.
  • the cold-rolled strips were annealed at the temperature of 280 ° C for a period of 2 hours.
  • the characteristic values of the thus relaxed bands are shown in Tab. 6.
  • the bands of the alloy possess sufficient toughness properties for which the value for the elongation at break A5 represents the measure.
  • Embodiment 1 in the final state (Production 1)
  • the strips of alloy variant 1 were annealed after the first cold rolling at 680 ° C for 3 hours. Subsequently, the cold rolling of the strips was carried out with a cold forming ⁇ of about 60%. To the After completion of the production, the belts were thermally relaxed at various temperatures between 280 and 400 ° C with a duration of 2 and 4 hours. The characteristic values of the resulting material states are listed in Tab.
  • Table 7 Structural characteristics and mechanical characteristics of the strips of the embodiment 1 in the final state (production 2)
  • the temperature of the annealing was reduced to 450 ° C. after the first cold forming. After the three-hour annealing at this temperature, the cold rolling of the strips with the cold forming ⁇ of about 30%. The final two-hour
  • the second part of the 7,04 mm cold-rolled strips, designated 2-B, was made by means of a cyclic annealing and annealing process
  • the structure is already after the first cold rolling in a uniform form with a particle size of 20 to 25 ⁇ before.
  • the toughness properties can be further improved by means of an annealing treatment in the temperature range of 200 to 650 ° C.
  • an annealing treatment in the temperature range of 200 to 650 ° C.
  • Figure 5 the structure of the embodiment 2 after a three-hour annealing at 500 ° C is shown.
  • the ⁇ -phase (dark colored) is distributed extremely uniformly in the structure of the material. Further reduction of the ⁇ -phase fraction is achieved by annealing at 600 ° C / 3h ( Figure 6).
  • the hard particles are more completely contained in the ⁇ -phase regions with respect to the casting state. This underlines the function of the hard particles as crystallization / precipitation nuclei also in the thermomechanical
  • Table 10 Grain size and hardness of the cold-rolled and subsequently annealed strips 2-A (according to manufacturing step 4 in Tab. 9) from the exemplary embodiment 2
  • Embodiment 3 of the invention With each cycle consisting of a cold rolling step and an annealing treatment, the structure of Embodiment 3 of the invention is progressively stretched in a line.
  • the brittle character of the alloy increases.
  • Table 11 Grain size and hardness of the finished strips 2-B (acc
  • the alloy according to the invention has a Sn content of 4 to 23% Sn over the entire range
  • Hard particles encased in tin and / or the Sn-rich ⁇ phase are copper mixed crystal consisting of low-tin a-phase

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
  • Polishing Bodies And Polishing Tools (AREA)
  • Contacts (AREA)

Abstract

Die Erfindung betrifft eine hochfeste zinnhaltige Kupferlegierung im Gusszustand 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. Des Weiteren betrifft die Erfindung eine Gussvariante und eine weiterverarbeitete Variante der zinnhaltigen Kupferlegierung, ein Herstellungsverfahren sowie die Verwendung der Legierung.

Description

Beschreibung
Zinnhaltige Kupferlegierung, Verfahren zu deren Herstellung sowie deren
Verwendung
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. ln 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-Phosphoroder 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 Si- basierten 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 1 1 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: a) 1 bis zu 98 Volumen-% Sn-reiche δ-Phase,
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,
c) Rest Kupfer-Mischkristall, bestehend aus zinnarmer a-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 δ-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 Anlagerüngsverbindungen 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 δ-Phase in Inselform und/oder in Netzform ist das Gefüge frei von Sn-reichen Seigerungen. Unter derartigen Sn- reichen Seigerungen werden Ansammlungen der δ-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 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 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,
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,
c) Rest Kupfer-Mischkristall, bestehend aus zinnarmer a-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 ermöglicht wird;
- 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 7,0 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 S1B3, 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 AI-B-Phasen können zumeist in den Modifikationen AIB2 und/oder AIB12 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 Rpo,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 RPo,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 AI-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 % 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.-%):
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 Ö-Phase gleichmäßig in Inselform mit bis zu 40 Vol.-% angeordnet. Dabei 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 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 pm einzustellen. Die Begünstigung der Rekristallisationsmechanismen durch die Hartpartikel erlaubt eine Absenkung der Rekristallisationstemperatur, so dass ein Gefüge mit einer Korngröße bis zu 10 pm 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 pm 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 % 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.-%):
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 δ-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 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 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 % 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.-%): 13,0 bis 17,0 % 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.-%):
13,0 bis 17,0 % 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.
Die δ-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 μηη einzustellen. Die Begünstigung der Rekristallisationsmechanismen durch die Hartpartikel erlaubt eine Absenkung der Rekristallisationstemperatur, so dass ein Gefüge mit einer Korngröße bis zu 25 pm 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 pm 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 % 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.-%):
17,0 bis 23,0 % 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.-%):
17,0 bis 23,0 % 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.
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.
5
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 Fel o 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 zur Erhöhung der Festigkeit, der Härte, der Warmfestigkeit, der
Spannungsrelaxationsbeständigkeit, der elektrischen Leitfähigkeit sowie der Verbesserung des Widerstandes gegen eine abrasive und adhäsive
15 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.
20
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
25 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
30 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 δ-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 warm umgeformten 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 a-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 a- 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 Spannungsrelaxations- beständigkeit, 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 δ-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.
Chemischen Zusammensetzung des Ausführungsbeispiels 1 (in Gew.-
Figure imgf000041_0001
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 ln 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.-%), AI (0,54 Gew.-%), Bor (0,24 Gew.-%) sowie einen Rest Kupfer.
Tabelle 3: Chemischen Zusammensetzung des Ausführungsbeispiels 2 (in Gew.-
%)
Figure imgf000042_0001
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 Ö-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
Figure imgf000043_0001
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 warm umgeformten Zustandes oder des geglühten Gusszustandes oder des geglühten warmumgeformten Zustandes umfasst die Durchführung von zumindest einer Kaltumformung. Mit diesem Verfahrensschritt werden
insbesondere die Werkstoff kennwerte 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 Entspannungs- Glühung Glühung
glühung 680°C/3 h 450°C/3 h bei 280°C/2 h
6 Kaltwalzen (ε* 60 %): Kaltwalzen (ε« 30 %):
- von 0,93 an 0,37 mm von 0,93 an 0,65 mm 7 Entspannungsglühung Entspannungsglühung
- 280-400°C/2-4 h 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 warm umgeformte 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)
Figure imgf000046_0001
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)
Figure imgf000047_0001
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 δ-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)
Figure imgf000048_0001
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 %)
Figure imgf000050_0001
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 μιη 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 δ-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/ WärmeKorngröße Härte Zustand behandlung [Mm] HB 2,5/62,5
2-A kaltgewalzt 20-25 220
(warmgewalzt + kaltgewalzt 500°C/3h+Luft 15-20 211 von 7,26 an 7,04 mm) 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 a-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. 1 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./ EntspannungsKornHV1
Zust. glühtemperatur größe
[°C] [μιη]
200°C/2h < 2 294
2-B 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
Sn-reiche δ-Phase
Hartpartikel, die von Zinn und/oder der Sn-reichen δ-Phase ummantelt sind Kupfer-Mischkristall, bestehend aus zinnarmer a-Phase

Claims

Patentansprüche
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 % 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.
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 % 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:
a) 1 bis zu 98 Volumen-% Sn-reiche δ-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 a-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 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.
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 % 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 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 a-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 ermöglicht wird;
- 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.
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.
PCT/EP2017/000189 2016-03-03 2017-02-10 Zinnhaltige kupferlegierung, verfahren zu deren herstellung sowie deren verwendung WO2017148568A1 (de)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018544499A JP6679742B2 (ja) 2016-03-03 2017-02-10 スズ含有銅合金、その製造方法、ならびにその使用法
KR1020187024136A KR20180121889A (ko) 2016-03-03 2017-02-10 주석 함유 동합금, 이를 제조하기 위한 방법 및 이의 용도
US16/079,705 US20190062876A1 (en) 2016-03-03 2017-02-10 Copper alloy containing tin, method for producing same, and use of same
MX2018010583A MX2018010583A (es) 2016-03-03 2017-02-10 Aleacion de cobre que contiene estaño, metodo para su preparacion y su uso.
EP17706407.8A EP3423604B1 (de) 2016-03-03 2017-02-10 Zinnhaltige kupferlegierung, verfahren zu deren herstellung sowie deren verwendung
CN201780014996.3A CN108699631B (zh) 2016-03-03 2017-02-10 含锡铜合金，其制造方法及其用途

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102016002604.9A DE102016002604A1 (de) 2016-03-03 2016-03-03 Zinnhaltige Kupferlegierung, Verfahren zu deren Herstellung sowie deren Verwendung
DE102016002604.9 2016-03-03

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2017148568A1 true WO2017148568A1 (de) 2017-09-08

Family

ID=58098584

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/EP2017/000189 WO2017148568A1 (de) 2016-03-03 2017-02-10 Zinnhaltige kupferlegierung, verfahren zu deren herstellung sowie deren verwendung

Country Status (8)

Country Link
US (1) US20190062876A1 (de)
EP (1) EP3423604B1 (de)
JP (1) JP6679742B2 (de)
KR (1) KR20180121889A (de)
CN (1) CN108699631B (de)
DE (1) DE102016002604A1 (de)
MX (1) MX2018010583A (de)
WO (1) WO2017148568A1 (de)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3491958B1 (de) * 2016-07-26 2021-02-17 YKK Corporation Kupferlegierungsbefestigungselement und reissverschluss
CN111687407B (zh) * 2020-07-28 2022-07-26 鞍山大族激光技术有限公司 一种磷铜工件激光熔覆用铜粉及熔覆方法
DE102020004652B3 (de) * 2020-07-31 2021-12-16 Wieland-Werke Aktiengesellschaft Verfahren zur Herstellung eines Gleitelements
CN114262853A (zh) * 2021-11-23 2022-04-01 太仓市林源电线电缆有限公司 一种电工铜线的多重冷却低应力退火工艺

Citations (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE581507C (de) 1928-03-10 1933-07-28 Bruno Sachs Verfahren zum Warmpressbarmachen von Kupfer und Zinn enthaltenden Legierungen
US2128955A (en) 1937-11-26 1938-09-06 American Brass Co Hot workable phosphor bronze
DE704398C (de) 1935-04-06 1941-03-29 Caro Werk Ges M B H Verfahren zur Herstellung von Formstuecken aus Bronze (Kupfer-Zinn-Legierungen)
US3392017A (en) 1965-04-15 1968-07-09 Eutectic Welding Alloys Welding consumable products
DE2536166A1 (de) 1975-08-13 1977-03-03 Olin Corp Kupferlegierung
DE2440010B2 (de) 1973-08-27 1977-07-07 PPG Industries, Inc, Pittsburgh, Pa. (V.St.A.) Gusslegierung
DE3627282A1 (de) 1986-08-12 1988-02-18 Sueddeutsche Kalkstickstoff Legierung zur kornfeinung von kupferwerkstoffen
DE3932536C1 (en) 1989-09-29 1990-08-09 W.C. Heraeus Gmbh, 6450 Hanau, De Wear resistant contact material - in which is applied to support comprising copper alloy and non-noble metal contg. silver, palladium or palladium-silver alloy
DE4126079C2 (de) 1991-08-07 1995-10-12 Wieland Werke Ag Bandgießverfahren für ausscheidungsbildende und/oder spannungsempfindliche und/oder seigerungsanfällige Kupferlegierungen
KR20020008710A (ko) * 2000-07-25 2002-01-31 황해웅 고강도 선재 및 판재용구리(Ｃｕ)-니켈(Ｎｉ)-주석(Ｓｎ)-알루미늄(Ａｌ),실리콘(Ｓｉ), 스트론튬(Ｓｒ), 티타늄(Ｔｉ), 보론(Ｂ)합금 및 그 제조방법
DE19756815C2 (de) 1997-12-19 2003-01-09 Wieland Werke Ag Kupfer-Knetlegierung, Verfahren zur Herstellung eines Halbzeuges daraus und deren Verwendung
DE102007010266B3 (de) 2007-03-02 2008-07-31 Tyco Electronics Amp Gmbh Zugentlastung
DE10208635B4 (de) 2002-02-28 2010-09-16 Infineon Technologies Ag Diffusionslotstelle, Verbund aus zwei über eine Diffusionslotstelle verbundenen Teilen und Verfahren zur Herstellung der Diffusionslotstelle
US20120321909A1 (en) * 2011-06-14 2012-12-20 Mtu Friedrichshafen Gmbh Multilayered bearing shell

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AT165091B (de) * 1946-02-08
JPS6345342A (ja) * 1986-08-13 1988-02-26 Furukawa Electric Co Ltd:The 高力伝導性銅合金
US6346215B1 (en) * 1997-12-19 2002-02-12 Wieland-Werke Ag Copper-tin alloys and uses thereof
CN101124345B (zh) * 2005-03-02 2011-02-09 古河电气工业株式会社 铜合金及其制造方法
JP4068626B2 (ja) * 2005-03-31 2008-03-26 日鉱金属株式会社 電子材料用Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ−Ｃｏ−Ｃｒ系銅合金及びその製造方法
WO2009047919A1 (ja) * 2007-10-10 2009-04-16 Toto Ltd. 鋳造性に優れた無鉛快削性黄銅
US7928541B2 (en) * 2008-03-07 2011-04-19 Kobe Steel, Ltd. Copper alloy sheet and QFN package

Patent Citations (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE581507C (de) 1928-03-10 1933-07-28 Bruno Sachs Verfahren zum Warmpressbarmachen von Kupfer und Zinn enthaltenden Legierungen
DE704398C (de) 1935-04-06 1941-03-29 Caro Werk Ges M B H Verfahren zur Herstellung von Formstuecken aus Bronze (Kupfer-Zinn-Legierungen)
US2128955A (en) 1937-11-26 1938-09-06 American Brass Co Hot workable phosphor bronze
US3392017A (en) 1965-04-15 1968-07-09 Eutectic Welding Alloys Welding consumable products
DE2440010B2 (de) 1973-08-27 1977-07-07 PPG Industries, Inc, Pittsburgh, Pa. (V.St.A.) Gusslegierung
DE2536166A1 (de) 1975-08-13 1977-03-03 Olin Corp Kupferlegierung
DE3627282A1 (de) 1986-08-12 1988-02-18 Sueddeutsche Kalkstickstoff Legierung zur kornfeinung von kupferwerkstoffen
DE3932536C1 (en) 1989-09-29 1990-08-09 W.C. Heraeus Gmbh, 6450 Hanau, De Wear resistant contact material - in which is applied to support comprising copper alloy and non-noble metal contg. silver, palladium or palladium-silver alloy
DE4126079C2 (de) 1991-08-07 1995-10-12 Wieland Werke Ag Bandgießverfahren für ausscheidungsbildende und/oder spannungsempfindliche und/oder seigerungsanfällige Kupferlegierungen
DE19756815C2 (de) 1997-12-19 2003-01-09 Wieland Werke Ag Kupfer-Knetlegierung, Verfahren zur Herstellung eines Halbzeuges daraus und deren Verwendung
KR20020008710A (ko) * 2000-07-25 2002-01-31 황해웅 고강도 선재 및 판재용구리(Ｃｕ)-니켈(Ｎｉ)-주석(Ｓｎ)-알루미늄(Ａｌ),실리콘(Ｓｉ), 스트론튬(Ｓｒ), 티타늄(Ｔｉ), 보론(Ｂ)합금 및 그 제조방법
DE10208635B4 (de) 2002-02-28 2010-09-16 Infineon Technologies Ag Diffusionslotstelle, Verbund aus zwei über eine Diffusionslotstelle verbundenen Teilen und Verfahren zur Herstellung der Diffusionslotstelle
DE102007010266B3 (de) 2007-03-02 2008-07-31 Tyco Electronics Amp Gmbh Zugentlastung
US20120321909A1 (en) * 2011-06-14 2012-12-20 Mtu Friedrichshafen Gmbh Multilayered bearing shell
DE102012105089A1 (de) 2011-06-14 2012-12-27 Miba Gleitlager Gmbh Mehrschichtlagerschale

Also Published As

Publication number Publication date
EP3423604A1 (de) 2019-01-09
JP2019511632A (ja) 2019-04-25
CN108699631A (zh) 2018-10-23
KR20180121889A (ko) 2018-11-09
JP6679742B2 (ja) 2020-04-15
US20190062876A1 (en) 2019-02-28
MX2018010583A (es) 2018-11-09
DE102016002604A1 (de) 2017-09-07
EP3423604B1 (de) 2021-04-07
CN108699631B (zh) 2020-08-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3485049B1 (de) Kupfer-nickel-zinn-legierung, verfahren zu deren herstellung sowie deren verwendung
DE102007063643B4 (de) Kupfer-Zink-Legierung, Verfahren zur Herstellung und Verwendung
EP3485050B1 (de) Kupfer-nickel-zinn-legierung, verfahren zu deren herstellung sowie deren verwendung
EP3485047B1 (de) Kupfer-nickel-zinn-legierung, verfahren zu deren herstellung sowie deren verwendung
EP3485051B1 (de) Kupfer-nickel-zinn-legierung, verfahren zu deren herstellung sowie deren verwendung
EP2806044A2 (de) Kupfer-Zink-Legierung, Verfahren zur Herstellung und Verwendung
EP3423604B1 (de) Zinnhaltige kupferlegierung, verfahren zu deren herstellung sowie deren verwendung
EP3485048B1 (de) Kupfer-nickel-zinn-legierung, verfahren zu deren herstellung sowie deren verwendung
EP3423605B1 (de) Zinnhaltige kupferlegierung, verfahren zu deren herstellung sowie deren verwendung
EP2465956B1 (de) Hartphasenhaltige Kupfer-Zinn-Mehrstoffbronze, Herstellungsverfahren und Verwendung
EP2508630B1 (de) Hartphasenhaltige Kupfer-Zinn-Mehrstoffbronze, Herstellungsverfahren und Verwendung
DE4121994A1 (de) Kupfer-nickel-zinn-legierung, verfahren zu ihrer behandlung sowie ihre verwendung
EP3581667A2 (de) Formteile aus einer korrosionsbeständigen und zerspanbaren kupferlegierung

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20187024136

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018544499

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2018/010583

Country of ref document: MX

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2017706407

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017706407

Country of ref document: EP

Effective date: 20181004

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 17706407

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1