Beschreibung
Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung, Verfahren zu deren Herstellung sowie deren
Verwendung
Die Erfindung betrifft eine Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung mit ausgezeichneter Gießbarkeit, 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 9 bis 10 sowie deren Verwendung gemäß dem Oberbegriff der Ansprüche 16 bis 18.
Aufgrund ihrer guten Festigkeitseigenschaften, ihrer guten
Korrosionsbeständigkeit und Leitfähigkeit für die Wärme und den elektrischen Strom besitzen die binären Kupfer-Zinn-Legierungen eine große Bedeutung im Maschinenbau und Fahrzeugbau sowie in weiten Bereichen der Elektronik und Elektrotechnik.
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 im Motorenbau und Fahrzeugbau sowie im allgemeinen Maschinenbau ergibt.
Die Kupfer-Nickel-Zinn-Legierungen besitzen im Vergleich zu den binären Kupfer-
Zinn-Werkstoffen verbesserte mechanische Eigenschaften wie Härte, Zugfestigkeit und Streckgrenze. Die Steigerung der mechanischen Kennwerte wird dabei durch die Aushärtbarkeit der Cu-Ni-Sn-Legierungen erreicht. Neben der Bedeutung des Verhältnisses der Elemente Nickel und Zinn für die Temperatur, bei der es zu einer spontanen spinodalen Entmischung in den Cu-Ni- Sn-Legierungen kommt, sind die Ausscheidungsvorgänge wesentlich für die Einstellung der Eigenschaften dieser Werkstoffgruppe. Das Vorhandensein von diskontinuierlichen Ausscheidungen besonders an den Korngrenzen des Gefüges der Cu-Ni-Sn-Legierungen wird im Schrifttum mit einer Verschlechterung der Zähigkeitseigenschaften bei dynamischer Beanspruchung in Verbindung gebracht. So wird in der Druckschrift DE 0 833 954 T1 vorgeschlagen, eine spinodale Cu- Ni-Sn-Stranggusslegierung mit 8 bis 16 Gew.-% Ni, 5 bis 8 Gew.-% Sn und optional mit bis zu 0,3 Gew.-% Mn, bis zu 0,3 Gew.-% B, bis zu 0,3 Gew.-% Zr, bis zu 0,3 Gew.-% Fe, bis zu 0,3 Gew.-% Nb und bis zu 0,3 Gew.-% Mg ohne eine Knetverarbeitung herzustellen. Nach der Durchführung einer
Lösungsglühbehandlung des Gusszustandes und nach der spinodalen
Auslagerung muss die Legierung jeweils mittels Wasserabschreckung schnell abgekühlt werden, um ein spinodal entmischtes Gefüge ohne diskontinuierliche Ausscheidungen zu erhalten. In der Druckschrift DE 23 50 389 C wird mit Bezug auf eine Cu-Ni-Sn-Legierung mit 2 bis 98 Gew.-% Ni und 2 bis 20 Gew.-% Sn dagegen ausgeführt, dass eine Kaltumformung mit zumindest einem Umformgrad von ε= 75 % durchgeführt werden muss, um das Entstehen von versprödenden diskontinuierlichen
Ausscheidungen während einer Auslagerung verhindern zu können.
ln der Druckschrift DE 691 05 805 T2 sind die Schwierigkeiten benannt, die bei der industriellen Großproduktion von Halbzeugen und Bauteilen aus den Kupfer- Nickel-Zinn-Legierungen auftreten. So schränkt das Auftreten von Sn-reichen Seigerungen besonders an den Korngrenzen des Gussgefüges die Möglichkeit einer wirtschaftlichen Weiterverarbeitung stark ein. Die Sn-reichen Seigerungen, die auch mittels einer thermomechanischen Bearbeitung des Gusszustandes der Cu-Ni-Sn-Legierungen nicht so einfach beseitigt werden können, verhindern eine homogene Verteilung der Legierungselemente in der Matrix. Dies ist aber eine zwingende Voraussetzung für die Aushärtbarkeit dieser Werkstoffgruppe. Es wird daher vorgeschlagen, die Schmelze einer Kupferlegierung mit 4 bis 18 Gew.-% Ni und 3 bis 13 Gew.-% Sn fein zu zerstäuben und die Sprühpartikel auf einer Sammelfläche zu sammeln. Eine nachfolgende rasche Abkühlung soll der Bildung der Sn-reichen Komgrenzenseigerungen entgegenwirken. Aus der Druckschrift DE 41 26 079 C2 ist bekannt, dass eine Reihe von
Kupferlegierungen mit der herkömmlichen Methode des Blockgießens mit anschließender Warmumformung und Kaltumformung mit Zwischenglühungen nicht oder nur unter schlechter Wirtschaftlichkeit herzustellen sind, weil die
Warmumformung aufgrund von Korngrenzenausscheidungen, Seigerungen oder anderen Inhomogenitäten schwierig ist.
Zu diesen Kupferlegierungen zählen auch die Kupfer-Nickel-Zinn-Werkstoffe. Zur Gewährleistung einer Kaltumformung des Gusszustandes derartiger Legierungen wird daher ein Dünnbandgießverfahren mit genauer Steuerung der
Erstarrungsgeschwindigkeit der Schmelze empfohlen.
Infolge steigender Betriebstemperaturen und Betriebsdrücke 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 Geometrieverschleiß 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. Zur Gewährleistung einer stabilen Lage der Gleitlager werden diese in die
Lageraufnahme eingepresst. Durch den Einpressvorgang wird an dem Gleitlager eine hohe Spannung aufgebaut, die durch die höher werdenden Belastungen, durch die thermischen Dehnungen und durch die dynamischen
Wellenbelastungen in modernen Motoren noch weiter erhöht wird. Infolge der Spannungsüberhöhung können Geometrieveränderungen des Gleitlagers auftreten, durch die sich der ursprüngliche Lagerüberstand verringert. Dadurch werden Mikrobeweg ungen des Gleitlagers relativ zur Lageraufnahme möglich. Durch diese zyklischen Relativbewegungen mit geringer Schwingungsbreite an den Kontaktflächen zwischen Lager und Lageraufnahme kommt es zum
Schwingreibverschleiß/Reibkorrosion/Fretting des Gleitlagerrückens. Die Folge ist die Initiierung von Rissen und letztlich der Reibdauerbruch des Gleitlagers.
Die Resultate von Fretting-Versuchen mit verschiedenen Gleitlagerwerkstoffen verweisen darauf, dass besonders Cu-Ni-Sn-Legierungen mit einem Ni-Gehalt über 2 Gew.-%, wie er bei den spinodal aushärtenden Kupfer-Nickel-Zinn- Legierungen vorkommt, eine unzureichende Beständigkeit gegen den Fretting- Verschleiß besitzen.
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.
Entscheidend für eine hinreichende Beständigkeit gegen
Schwingreibverschleiß/Reibkorrosion/Fretting ist demnach eine Kombination der Werkstoffeigenschaften Verschleißbeständigkeit, Duktilität und
Korrosionsbeständigkeit.
Um die Verschleißbeständigkeit der Kupfer-Nickel-Zinn-Legierungen zu erhöhen, ist es notwendig, diesen Werkstoffen geeignete Verschleißträger hinzuzufügen. Diese Verschleißträger in Form von Hartpartikeln sollen den Schutz vor den Folgen eines abrasiven und adhäsiven Verschleißes übernehmen. Als Hartpartikel
kommen in den Cu-Ni-Sn-Legierungen verschiedene Ausscheidungsformen in Betracht.
In der Druckschrift US 6 379 478 B1 wird die Lehre einer Kupferlegierung für Steckverbinder mit 0,4 bis 3,0 Gew.-% Ni, 1 bis 1 1 Gew.-% Sn, 0, 1 bis 1 Gew.-% Si und 0,01 bis 0,06 Gew.-% P offenbart. Die feinen Ausscheidungen der
Nickelsilizide und Nickelphosphide sollen eine hohe Festigkeit und eine gute Spannungsrelaxationsbeständigkeit der Legierung gewährleisten. Zur Herstellung einer Gleitschicht auf einem Grundkörper aus Stahl wird in der Druckschrift US 2 129 197 A eine Kupferlegierung benannt, die durch
Auftragsschweißen auf den Grundkörper aufgebracht wird und 77 bis 92 Gew.-% Cu, 8 bis 18 Gew.-% Sn, 1 bis 5 Gew.-% Ni, 0,5 bis 3 Gew.-% Si und 0,25 bis 1 Gew.-% Fe enthält. Als Verschleißträger sollen hier die Silizide und Phosphide der Legierungselemente Nickel und Eisen dienen.
Aus der Druckschrift US 3 392 017 A ist eine niedrig schmelzende
Kupferlegierung mit bis zu 0,4 Gew.-% Si, 1 bis 10 Gew.-% Ni, 0,02 bis 0,5 Gew.- % B, 0, 1 bis 1 Gew.-% P und 4 bis 25 Gew.-% Sn bekannt. Diese Legierung kann in Form von Gussstangen als Schweißzusatz auf geeignete metallische
Substratoberflächen aufgebracht werden. Die Legierung weist gegenüber dem Stand der Technik eine verbesserte Duktilität auf und ist maschinell bearbeitbar. Außer für Auftragsschweißen ist diese Cu-Sn-Ni-Si-P-B-Legierung für eine
Abscheidung mittels Sprühverfahren einsetzbar. Der Zusatz von Phosphor, Silicium und Bor soll hierbei die selbstfließenden Eigenschaften der
aufgeschmolzenen Legierung sowie die Benetzung der Substratoberfläche verbessern und einen Einsatz eines zusätzlichen Flussmittels überflüssig machen.
Die in dieser Druckschrift offenbarte Lehre schreibt einen besonders hohen P- Gehalt von 0,2 bis 0,6 Gew.-% bei zwingendem Si-Gehalt der Legierung von 0,05
bis 0,15 Gew.-% vor. Dies unterstreicht die vordergründige Forderung nach den selbstfließenden Eigenschaften des Werkstoffes. Mit diesem hohen P-Gehalt wird die Warmumformbarkeit der Legierung schlecht ausfallen und die spinodale Entmischbarkeit des Gefüges ungenügend sein.
Laut der Druckschrift US 4 818 307 A besitzt die Größe der in einer
kupferbasierten Legierung ausgeschiedenen Hartpartikel einen großen Einfluss auf deren Verschleißbeständigkeit. So steigern komplexe Silizid- Formationen/Borid-Formationen der Elemente Nickel und Eisen, die eine Größe von 5 bis 100 pm erreichen, die Verschleißbeständigkeit einer Kupferlegierung mit 5 bis 30 Gew.-% Ni, 1 bis 5 Gew.-% Si, 0,5 bis 3 Gew.-% B und 4 bis 30 Gew.-% Fe erheblich. Das Element Zinn ist in diesem Werkstoff nicht enthalten. Dieses Material wird mittels Auftragsschweißen auf ein geeignetes Substrat als
Verschleißschutzschicht aufgebracht.
Die Druckschrift US 5 004 581 A beschreibt die gleiche Kupferlegierung wie die vorgenannte US 4 818 307 A mit einem zusätzlichen Gehalt von Zinn im
Gehaltsbereich von 5 bis 15 Gew.-% und/oder von Zink im Gehaltsbereich von 3 bis 30 Gew.-%. Durch den Zusatz von Sn und/oder Zink wird insbesondere die Beständigkeit des Werkstoffes gegenüber dem adhäsiven Verschleiß erhöht. Dieses Material wird ebenfalls mittels Auftragsschweißen auf ein geeignetes Substrat als Verschleißschutzschicht aufgebracht.
Allerdings wird die Kupferlegierung nach den Druckschriften US 4 818 307 A und US 5 004 581 A aufgrund der geforderten Größe der Silizid-Formationen/Borid- Formationen der Elemente Nickel und Eisen von 5 bis 100 pm nur eine sehr begrenzte Kaltumformbarkeit aufweisen.
Die Offenbarung einer ausscheidungshärtbaren Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung geht aus der Druckschrift US 5 041 176 A hervor. Diese Kupfer-Basislegierung
enthält 0,1 bis 10 Gew.-% Ni, 0,1 bis 10 Gew.-% Sn, 0,05 bis 5 Gew.-% Si, 0,01 bis 5 Gew.-% Fe und 0,0001 bis 1 Gew.-% Bor. Dieser Werkstoff weist einen Gehalt von dispers verteilten intermetallischen Phasen des Systems Ni-Si auf. Die Eigenschaften der Legierung werden auch an Ausführungsbeispielen erläutert, die über keinen Fe-Gehalt verfügen.
In der Druckschrift KR 0 2002 0 008 710 A (Abstract) wird ausgeführt, dass spinodale Cu-Ni-Sn-Legierungen mit einem Sn-Gehalt größer als 6 Gew.-% nicht warmumformbar sind. Als Grund werden Sn-reiche Seigerungen an den
Korngrenzen des Gussgefüges der Cu-Ni-Sn-Legierungen angegeben. Deshalb wird für die offenbarte Cu-Ni-Sn-Mehrstofflegierung für hochfeste Drähte und Bleche die Zusammensetzung 1 bis 8 Gew.-% Ni, 2 bis 6 Gew.-% Sn und 0,1 bis 5 Gew.-% von zwei oder mehreren Elementen der Gruppe AI, Si, Sr, Ti und B angegeben.
Aus der Patentschrift US 5 028 282 A geht die Offenbarung einer Kupferlegierung mit 6 bis 25 Gew.-% Ni, 4 bis 9 Gew.-% Sn und weiteren Zusätzen mit einem
Gehalt von 0,04 bis 5 Gew.-% (einzeln oder zusammen) hervor. Diese weiteren
Zusätze sind (in Gew.-%):
0,03 bis 4 % Zn, 0,01 bis 0,2 % Zr,
0,03 bis 1 ,5 % Mn, 0,03 bis 0,7 % Fe,
0,03 bis 0,5 % Mg, 0,01 bis 0,5 % P,
0,03 bis 0,7 % Ti, 0,001 bis 0,1 % B,
0,03 bis 0,7 % Cr, 0,01 bis 0,5 % Co.
Es wird ausgeführt, dass die Legierungselemente Zn, Mn, Mg, P und B zur
Desoxidation der Schmelze der Legierung zugesetzt werden. Die Elemente Ti, Cr,
Zr, Fe und Co besitzen eine kornfeinende und festigkeitssteigernde Funktion.
Durch das Legieren mit Metalloiden wie beispielsweise Bor, Silicium und
Phosphor gelingt die verarbeitungstechnisch wichtige Erniedrigung der relativ
hohen Basisschmelztemperatur. Deshalb erfolgt der Einsatz dieser Legierungszusätze insbesondere auf dem Gebiet der verschleißfesten
Beschichtungswerkstoffe und Hochtemperaturwerkstoffe, zu denen zum Beispiel die Legierungen der Systeme Ni-Si-B und Ni-Cr-Si-B zählen. In diesen
Werkstoffen 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. In der Auslegeschrift DE 20 33 744 B sind wichtige Ausführungen zu einer weiteren Funktion des Legierungselementes Bor in Si-haltigen metallischen Schmelzen enthalten. Demnach bewirkt ein Zusatz von Bor einen Aufschluss der sich in der Schmelze bildenden Oxide und die Bildung von Borsilikaten, welche an die Oberfläche der Überzugsschichten aufsteigen und somit den weiteren Zutritt von Sauerstoff verhindern. Auf diese Weise kann eine glatte Oberfläche der Überzugsschicht realisiert werden.
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.
ln der Auslegeschrift DE 24 40 010 B 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 Siliziumborid bezeichnet wird.
Die zumeist in den vom Bor-Gehalt bestimmt Modifikationen SiB3, SiB4, SiB6 und/oder SiBn vorliegenden Siliziumboride unterscheiden sich in ihren
Eigenschaften wesentlich vom Silicium. Diese Siliziumboride besitzen einen metallischen Charakter, weshalb sie elektrisch leitend sind. Sie besitzen eine außerordentlich hohe Temperaturbeständigkeit 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.
Die gebräuchlichen verschleißfesten Hartlegierungen zur
Oberflächenbeschichtung bestehen aus einer verhältnismäßig duktilen Matrix der Metalle Eisen, Kobalt und Nickel mit eingelagerten Siliziden und Bonden als Hartpartikel (Knotek, O.; Lugscheider, E.; Reimann, H.: Ein Beitrag zur
Beurteilung verschleißfester Nickel-Bor-Silicium-Hartlegierungen. Zeitschrift für Werkstofftechnik 8 (1977) 10, S. 331 -335). Auf der Erhöhung des
Verschleißwiderstandes durch diese Hartpartikel beruht die breite Anwendung der Hartlegierungen der Systeme Ni-Cr-Si, Ni-Cr-B, Ni-B-Si und Ni-Cr-B-Si. Die Ni-B- Si-Legierungen enthalten neben den Siliziden NißSi und Ni5Si2 auch die Boride Ni3B und die Ni-Si-Boride/Ni-Silicoboride Ni6Si2B. Berichtet wird auch über eine gewisse Trägheit der Silizidbildung bei Anwesenheit des Elementes Bor. Weitere Untersuchungen des Legierungssystems Ni-B-Si führten zum Nachweis der hochschmelzenden Ni-Si-Boride Ni6Si2B und Ni4,29Si2Bi,43 (Lugscheider, E. ;
Reimann, H. ; Knotek, O. : Das Dreistoffsystem Nickel-Bor-Silicium. Monatshefte für Chemie 106 (1975) 5, S. 1 155-1 165). Diese hochschmelzenden Ni-Si-Boride
existieren in einem relativ großen Homogenitätsbereich in Richtung Bor und Silicium.
In häufigen Anwendungen wird das Element Zink den Kupfer-Nickel-Zinn- Legierungen zugegeben, um den Metallpreis abzusenken. Funktionell bewirkt das Legierungselement Zink die stärkere Bildung von Sn-reichen oder Ni-Sn-reichen Phasen aus der Schmelze. Außerdem verstärkt Zink die Bildung der
Ausscheidungen in den spinodalen Cu-Ni-Sn-Legierungen. Des Weiteren wird in zahlreichen Anwendungen auch ein gewisser Pb-Gehalt den Kupfer-Nickel-Zinn-Legierungen zur Verbesserung der Notlaufeigenschaften sowie zur besseren spanenden Bearbeitbarkeit zugesetzt.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine hochfeste Kupfer-Nickel-Zinn- Legierung bereitzustellen, die über den gesamten Bereich des Nickel-Gehaltes und Zinn-Gehaltes von jeweils 2 bis 10 Gew.-% eine ausgezeichnete
Warmumformbarkeit aufweist. Für die Warmumformung sollte ein Vormaterial einsetzbar sein, das ohne die zwingende Notwendigkeit der Durchführung des Sprühkompaktierens oder des Dünnbandgießens mittels konventioneller
Gießverfahren hergestellt wurde.
Die Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung sollte nach dem Gießen frei von Gasporen und Schwindungsporen sowie Spannungsrissen und durch ein Gefüge mit
gleichmäßiger Verteilung der mit Zinn angereicherten Phasenbestandteile gekennzeichnet sein. Außerdem sollten im Gefüge der Kupfer-Nickel-Zinn- Legierung bereits nach dem Gießen intermetallische Phasen enthalten sein. Dies ist bedeutsam, damit die Legierung bereits im Gusszustand eine hohe Festigkeit, eine hohe Härte sowie eine ausreichende Verschleißbeständigkeit aufweist.
Weiterhin sollte sich bereits der Gusszustand durch eine hohe
Korrosionsbeständigkeit auszeichnen.
Der Gusszustand der Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung sollte nicht erst mittels einer geeigneten Glühbehandlung homogenisiert werden müssen, um eine
hinreichende Warmumformbarkeit herstellen zu können. Hinsichtlich der Verarbeitungseigenschaften der Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung besteht einerseits das Ziel, dass sich deren Kaltumformbarkeit trotz des Gehaltes an intermetallischen Phasen bezüglich der konventionellen Cu-Ni-Sn-Legierungen nicht wesentlich verschlechtert. Andererseits sollte für die Legierung die
Forderung nach einem Mindest-Umformgrad der durchgeführten Kaltumformung wegfallen. Dies wird nach dem Stand der Technik als Voraussetzung angesehen, um eine spinodale Entmischung des Gefüges der Cu-Ni-Sn-Werkstoffe ohne die Bildung diskontinuierlicher Ausscheidungen gewährleisten zu können.
Eine weitere Forderung bezüglich der Weiterverarbeitung von Cu-Ni-Sn- Werkstoffen, die dem Stand der Technik entsprechen, bezieht sich auf die
Abkühlgeschwindigkeit nach der Auslagerung der Werkstoffe. So wird es als notwendig angesehen, nach der spinodalen Auslagerung die Werkstoffe mittels Wasserabschreckung schnell abzukühlen, um ein spinodal entmischtes Gefüge ohne diskontinuierliche Ausscheidungen zu erhalten. Da sich aber infolge dieser Abkühlmethode nach dem Auslagern gefährliche Eigenspannungen ausbilden können, liegt der Erfindung die weitere Aufgabe zugrunde, bereits legierungsseitig die Bildung von diskontinuierlichen Ausscheidungen während des gesamten Fertigungsprozesses inklusive des Auslagerns zu verhindern. Mittels einer Weiterverarbeitung, die zumindest eine Glühung oder zumindest eine Warmumformung und/oder Kaltumformung nebst zumindest einer Glühung umfasst, ist ein feinkörniges, hartpartikelhaltiges Gefüge mit hoher Festigkeit, hoher Warmfestigkeit, hoher Härte, hoher Spannungsrelaxationsbeständigkeit und Korrosionsbeständigkeit, ausreichender elektrischer Leitfähigkeit sowie mit einem hohen Maß an Beständigkeit gegenüber den Mechanismen des
Gleitverschleißes und des Schwingreibverschleißes einzustellen.
Die Erfindung wird bezüglich einer Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung durch die
Merkmale nach einem der Ansprüche 1 bis 3, bezüglich eines
Herstellungsverfahrens durch die Merkmale der Ansprüche 9 bis 10 und bezüglich einer Verwendung durch die Merkmale der Ansprüche 16 bis 18 wiedergegeben. Die weiteren rückbezogenen Ansprüche betreffen vorteilhafte Ausbildungen und Weiterbildungen der Erfindung. Die Erfindung schließt eine hochfeste Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung ein, mit ausgezeichneter Gießbarkeit, Warmumformbarkeit und Kaltumformbarkeit, hoher
Beständigkeit gegen den abrasiven Verschleiß, adhäsiven Verschleiß und
Fretting-Verschleiß sowie verbesserter Korrosionsbeständigkeit und
Spannungsrelaxationsbeständigkeit, bestehend aus (in Gew.-%):
2,0 bis 10,0 % Ni,
2,0 bis 10,0 % Sn,
0,01 bis 1 ,5 % Si,
0,002 bis 0,45 % B,
0,001 bis 0,09 % P,
wahlweise noch bis maximal 2,0 % Co,
wahlweise noch bis maximal 2,0 % Zn,
wahlweise noch bis maximal 0,25 % Pb,
Rest Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen,
dadurch gekennzeichnet,
- dass das Verhältnis Si/B der Elementgehalte in Gew.-% der Elemente Silicium und Bor minimal 0,4 und maximal 8 beträgt;
- dass die Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung Si-haltige und B-haltige Phasen sowie Phasen der Systeme Ni-Si-B, Ni-B, Ni-P und Ni-Si aufweist, welche die
Verarbeitungseigenschaften und Gebrauchseigenschaften der Legierung signifikant verbessern.
Außerdem schließt die Erfindung eine hochfeste Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung ein, mit ausgezeichneter Gießbarkeit, Warmumformbarkeit und
Kaltumformbarkeit, hoher Beständigkeit gegen den abrasiven Verschleiß, adhäsiven Verschleiß und Fretting-Verschleiß sowie verbesserter
Korrosionsbeständigkeit und Spannungsrelaxationsbeständigkeit, bestehend aus (in Gew.-%):
2,0 bis 10,0 % Ni,
2,0 bis 10,0 % Sn,
0,01 bis 1 ,5 % Si,
0,002 bis 0,45 % B,
0,001 bis 0,09 % P,
wahlweise noch bis maximal 2,0 % Co,
wahlweise noch bis maximal 2,0 % Zn,
wahlweise noch bis maximal 0,25 % Pb,
Rest Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen,
dadurch gekennzeichnet,
- dass das Verhältnis Si/B der Elementgehalte in Gew.-% der Elemente Silicium und Bor minimal 0,4 und maximal 8 beträgt;
- dass nach dem Gießen in der Legierung folgende Gefügebestandteile vorliegen: a) Eine Si-haltige und P-haltige metallische Grundmasse mit, bezogen auf das
Gesamtgefüge,
a1) bis zu 35 Volumen-% ersten Phasenbestandteilen, die mit der Summenformel
CUhNikSnm angegeben werden können und ein Verhältnis (h+k)/m der
Elementgehalte in Atom-% von 2 bis 6 aufweisen,
a2) bis zu 15 Volumen-% zweiten Phasenbestandteilen, die mit der
Summenformel CupNirSns angegeben werden können und ein Verhältnis (p+r)/s der Elementgehalte in Atom-% von 10 bis 15 aufweisen und
a3) einem Rest an Kupfer-Mischkristall;
b) Phasen, die, bezogen auf das Gesamtgefüge,
b1) mit 0,01 bis 10 Volumen-% als Si-haltige und B-haltige Phasen,
b2) mit 1 bis 15 Volumen-% als Ni-Si-Boride mit der Summenformel NixSi2B mit x = 4 bis 6,
b3) mit 1 bis 15 Volumen-% als Ni-Boride,
b4) mit 1 bis 5 Volumen-% als Ni-Phosphide,
b5) mit 1 bis 5 Volumen-% als Ni-Silizide im Gefüge enthalten sind,
die einzeln und/oder als Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen vorliegen und von Zinn und/oder den ersten Phasenbestandteilen und/oder den zweiten Phasenbestandteilen ummantelt sind;
- dass beim Gießen die Si-haltigen und B-haltigen Phasen, welche als
Siliziumboride ausgebildet sind, die Ni-Si-Boride sowie die Ni-Boride, Ni- Phosphide und Ni-Silizide, die einzeln und/oder als Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen vorliegen, Keime für eine gleichmäßige
Kristallisation während der Erstarrung/Abkühlung der Schmelze darstellen, so dass die ersten Phasenbestandteile und/oder die zweiten Phasenbestandteile inselartig und/oder netzartig gleichmäßig im Gefüge verteilt sind;
- dass die Si-haltigen und B-haltigen Phasen, welche als Borsilikate und/oder Borphosphorsilikate ausgebildet sind, zusammen mit den Phosphorsilikaten die Rolle eines verschleißschützenden und korrosionsschützenden Überzuges auf den Halbzeugen und Bauteilen der Legierung übernehmen.
Vorteilhafterweise sind die ersten Phasenbestandteile und/oder die zweiten Phasenbestandteile mit zumindest 1 Volumen-% im Gussgefüge der Legierung enthalten. Durch die gleichmäßige Verteilung der ersten Phasenbestandteile und/oder der zweiten Phasenbestandteile in Inselform und/oder in Netzform ist das Gefüge frei von Seigerungen. Unter derartigen Seigerungen werden Ansammlungen der ersten Phasenbestandteile und/oder der zweiten Phasenbestandteile im
Gussgefüge verstanden, die als 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, Schwindungsporen, Spannungsrissen und diskontinuierlichen
Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn.
Bei dieser Variante liegt die Legierung im Gusszustand vor.
Des Weiteren schließt die Erfindung eine hochfeste Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung ein, mit ausgezeichneter Gießbarkeit, Warmumformbarkeit und
Kaltumformbarkeit, hoher Beständigkeit gegen den abrasiven Verschleiß, adhäsiven Verschleiß und Fretting-Verschleiß sowie verbesserter
Korrosionsbeständigkeit und Spannungsrelaxationsbeständigkeit, bestehend aus
(in Gew.-%):
2,0 bis 10,0 % Ni,
2,0 bis 10,0 % Sn,
0,01 bis 1 ,5 % Si,
0,002 bis 0,45 % B,
0,001 bis 0,09 % P,
wahlweise noch bis maximal 2,0 % Co,
wahlweise noch bis maximal 2,0 % Zn,
wahlweise noch bis maximal 0,25 % Pb,
Rest Kupfer und unvermeidbare Verunreinigungen,
dadurch gekennzeichnet,
- dass das Verhältnis Si/B der Elementgehalte in Gew.-% der Elemente Silicium und Bor minimal 0,4 und maximal 8 beträgt;
- dass nach der Weiterverarbeitung der Legierung durch zumindest eine Glühung oder durch zumindest eine Warmumformung und/oder Kaltumformung nebst zumindest einer Glühung folgende Gefügebestandteile vorliegen:
A) Eine metallische Grundmasse mit, bezogen auf das Gesamtgefüge,
A1) bis zu 15 Volumen-% ersten Phasenbestandteilen, die mit der Summenformel CUhNikSnm angegeben werden können und ein Verhältnis (h+k)/m der
Elementgehalte in Atom-% von 2 bis 6 aufweisen,
A2) bis zu 5 Volumen-% zweiten Phasenbestandteilen, die mit der Summenformel CupNirSns angegeben werden können und ein Verhältnis (p+r)/s der
Elementgehalte in Atom-% von 10 bis 15 aufweisen und
A3) einem Rest an Kupfer-Mischkristall;
B) Phasen, die, bezogen auf das Gesamtgefüge,
B1 ) mit 2 bis 30 Volumen-% als Si-haltige und B-haltige Phasen, Ni-Si-Boride mit der Summenformel NixSi2B mit x = 4 bis 6, als Ni-Boride, Ni-Phosphide sowie als Ni-Silizide im Gefüge enthalten sind, die einzeln und/oder als
Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen vorliegen und von
Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn ummantelt sind,
B2) mit bis zu 80 Volumen-% als kontinuierliche Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn im Gefüge enthalten sind,
B3) mit 2 bis 30 Volumen-% als Ni-Phosphide und Ni-Silizide im Gefüge enthalten sind, die einzeln und/oder als Anlagerungsverbindungen und/oder
Mischverbindungen vorliegen, von Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn ummantelt sind und eine Größe von kleiner 3 pm aufweisen;
- dass die Si-haltigen und B-haltigen Phasen, welche als Siliziumboride
ausgebildet sind, die Ni-Si-Boride sowie die Ni-Boride, Ni-Phosphide und Ni- Silizide, die einzeln und/oder als Anlagerungsverbindungen und/oder
Mischverbindungen vorliegen, 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 Si-haltigen und B-haltigen Phasen, welche als Borsilikate und/oder Borphosphorsilikate ausgebildet sind, zusammen mit den Phosphorsilikaten die Rolle eines verschleißschützenden und korrosionsschützenden Überzuges auf den Halbzeugen und Bauteilen der Legierung übernehmen. Vorteilhafterweise sind die kontinuierlichen Ausscheidungen des Systems (Cu,
Ni)-Sn mit zumindest 0,1 Volumen-% im Gefüge des weiterverarbeiteten
Zustandes der Legierung enthalten.
Auch nach der Weiterverarbeitung der Legierung ist das Gefüge frei von
Seigerungen./ Unter derartigen Seigerungen werden Ansammlungen der ersten Phasenbestandteile und/oder der zweiten Phasenbestandteile im Gefüge verstanden, die als Korngrenzenseigerungen ausgebildet sind, welche besonders bei dynamischer Beanspruchung der Bauteile eine Schädigung des Gefüges in Form von Rissen verursachen, die zum Bruch führen können.
Das Gefüge der Legierung ist nach der Weiterverarbeitung frei von Gasporen, Schwindungsporen und Spannungsrissen. Hervorzuheben ist als wesentliches Merkmal der Erfindung, dass das Gefüge des weiterverarbeiteten Zustandes frei von diskontinuierlichen Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn ist.
Bei dieser zweiten Variante liegt die Legierung im weiterverarbeiteten Zustand vor.
Die Erfindung geht dabei von der Überlegung aus, dass eine Kupfer-Nickel-Zinn- Legierung mit Si-haltigen und B-haltigen Phasen sowie mit Phasen der Systeme Ni-Si-B, Ni-B, Ni-P und Ni-Si bereitgestellt wird. Diese Phasen verbessern signifikant die Verarbeitungseigenschaften Gießbarkeit, Warmumformbarkeit und Kaltumformbarkeit. Weiterhin verbessern diese Phasen die
Gebrauchseigenschaften der Legierung durch eine Erhöhung der Festigkeit und der Beständigkeit gegen den abrasiven Verschleiß, adhäsiven Verschleiß und Fretting-Verschleiß. Diese Phasen verbessern zusätzlich die
Korrosionsbeständigkeit und die Spannungsrelaxationsbeständigkeit als weitere Gebrauchseigenschaften der Erfindung.
Die erfindungsgemäße Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung kann mittels des Sandguss- Verfahrens, Maskenformguss-Verfahrens, Feinguss-Verfahrens, Vollformguss-
Verfahrens, Druckguss-Verfahrens, Lost-Foam-Verfahrens und Kokillenguss- Verfahrens oder mit Hilfe des kontinuierlichen oder halbkontinuierlichen
Strangguss-Verfahrens hergestellt werden. Der Einsatz von prozesstechnisch aufwendigen und kostenintensiven
Urformtechniken ist zwar möglich, stellt aber für die Herstellung der
erfindungsgemäßen Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung keine zwingende
Notwendigkeit dar. So kann beispielsweise auf die Verwendung des
Sprühkompaktierens oder des Dünnbandgießens verzichtet werden. Die
Gussformate der erfindungsgemäßen Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung können insbesondere über den gesamten Bereich des Sn-Gehaltes und Ni-Gehaltes direkt ohne die zwingend notwendige Durchführung einer
Homogenisierungsglühung beispielsweise durch Warmwalzen, Strangpressen oder Schmieden warmumgeformt werden. Weiterhin 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. Somit werden die verarbeitungstechnischen Einschränkungen weitgehend aufgehoben, die bislang bei der Herstellung von Halbzeugen und Bauteilen aus Kupfer-Nickel-Zinn- Legierungen bestanden haben.
Die metallische Grundmasse des Gefüges der erfindungsgemäßen Kupfer-Nickel- Zinn-Legierung besteht im Gusszustand mit steigendem Sn-Gehalt der Legierung, abhängig vom Gießprozess, aus zunehmenden Anteilen an mit Zinn
angereicherten Phasen, die gleichmäßig im Kupfer-Mischkristall (α-Phase) verteilt sind.
Diese mit Zinn angereicherten Phasen der metallischen Grundmasse können in erste Phasenbestandteile und zweite Phasenbestandteile unterteilt werden. Die
ersten Phasenbestandteile können mit der Summenformel CuhNikSnm angegeben werden und weisen ein Verhältnis (h+k)/m der Elementgehalte in Atom-% von 2 bis 6 auf. Die zweiten Phasenbestandteile können mit der Summenformel
CupNirSns angegeben werden und weisen ein Verhältnis (p+r)/s der
Elementgehalte in Atom-% von 10 bis 15 auf.
Die erfindungsgemäße Legierung ist gekennzeichnet von Si-haltigen und B- haltigen Phasen, die in zwei Gruppen unterteilt werden können. Die erste Gruppe betrifft die Si-haltigen und B-haltigen Phasen, welche als
Siliziumboride ausgebildet sind und in den Modifikationen SiB3, SiB4, SiB6 und SiBn vorliegen können. Das„n" in der Verbindung SiBn kennzeichnet die große Löslichkeit des Elementes Bor im Siliciumgitter. Die zweite Gruppe der Si-haltigen und B-haltigen Phasen betrifft die silikatischen Verbindungen der Borsilikate und/oder Borphosphorsilikate.
In der erfindungsgemäßen Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung beträgt der Gefügeanteil der Si-haltigen und B-haltigen Phasen, welche als Siliziumboride sowie als
Borsilikate und/oder Borphosphorsilikate ausgebildet sind, minimal 0,01 und maximal 10 Volumen-%.
Die gleichmäßig verteilte Anordnung der ersten Phasenbestandteile und/oder zweiten Phasenbestandteile im Gefüge der erfindungsgemäßen Legierung resultiert besonders aus der Wirkung der Si-haltigen und B-haltigen Phasen, welche als Siliziumboride ausgebildet sind, und der Ni-Si-Boride mit der
Summenformel NixSi2B mit x = 4 bis 6, die sich zum großen Teil schon in der Schmelze ausscheiden. Nachfolgend kommt es während der
Erstarrung/Abkühlung der Schmelze zur Ausscheidung der Ni-Boride bevorzugt an den bereits vorhandenen Siliziumboriden und Ni-Si-Boriden. Die Gesamtheit
der boridischen Verbindungen, die einzeln und/oder als Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen vorliegen, dient während der weiteren
Erstarrung/Abkühlung der Schmelze als primäre Keime. Im weiteren Verlauf der Erstarrung/Abkühlung der Schmelze scheiden sich die Ni- Phosphide und Ni-Silizide bevorzugt an den bereits vorhandenen primären
Keimen der Siliziumboride, Ni-Si-Boride sowie der Ni-Boride, die einzeln und/oder als Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen vorliegen, als sekundäre Keime aus.
Die Ni-Si-Boride und die Ni-Boride sind mit jeweils 1 bis 15 Volumen-% und die Ni-Phosphide und Ni-Silizide mit jeweils 1 bis 5 Volumen-% im Gefüge enthalten.
Somit liegen im Gefüge die Si-haltigen und B-haltigen Phasen, welche als
Siliziumboride ausgebildet sind, die Ni-Si-Boride mit der Summenformel NixSi2B mit x = 4 bis 6 sowie die Ni-Boride, Ni-Phosphide und Ni-Silizide einzeln und/oder als Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen vor.
Diese Phasen werden nachfolgend als Kristallisationskeime bezeichnet. Schließlich kristallisieren das Element Zinn und/oder die ersten
Phasenbestandteile und/oder die zweiten Phasenbestandteile der metallischen Grundmasse vorzugsweise in den Bereichen der Kristallisationskeime, wodurch die Kristallisationskeime von Zinn und/oder den ersten Phasenbestandteilen und/oder den zweiten Phasenbestandteilen ummantelt sind.
Diese von Zinn und/oder den ersten Phasenbestandteilen und/oder den zweiten Phasenbestandteilen ummantelten Kristallisationskeime werden nachfolgend als Hartpartikel erster Klasse bezeichnet.
Die Hartpartikel erster Klasse besitzen im Gusszustand der erfindungsgemäßen Legierung eine Größe von kleiner 80 pm. Vorteilhafterweise beträgt die Größe der
Hartpartikel erster Klasse weniger als 50 pm.
Mit steigendem Sn-Gehalt der Legierung geht die inselförmige Anordnung der ersten Phasenbestandteile und/oder der zweiten Phasenbestandteile in eine netzförmige Anordnung im Gefüge über.
Im Gussgefüge der erfindungsgemäßen Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung können die ersten Phasenbestandteile einen Anteil bis zu 35 Volumen-% annehmen. Die zweiten Phasenbestandteile nehmen einen Gefügeanteil von bis zu 15 Volumen- % an. Vorteilhafterweise sind die ersten Phasenbestandteile und/oder die zweiten Phasenbestandteile mit zumindest 1 Volumen-% im Gefüge des Gusszustandes der Legierung enthalten.
Infolge des Zusatzes des Legierungselementes Bor kommt es während des Gießens der erfindungsgemäßen Legierung zu einer gehemmten und damit nur unvollständigen Bildung der Phosphide und Silizide. Aus diesem Grunde verbleibt ein Gehalt an Phosphor und Silicium gelöst in der metallischen Grundmasse des Gusszustandes. Die konventionellen Kupfer-Nickel-Zinn-Legierungen besitzen ein verhältnismäßig großes Erstarrungsintervall. Dieses große Erstarrungsintervall vergrößert beim Gießen die Gefahr einer Gasaufnahme sowie bedingt eine ungleichmäßige, grobe, meist dendritische Kristallisation der Schmelze. Die Folge sind oftmals Gasporen und grobe Sn-reiche Seigerungen, an deren Phasengrenze häufig Schwindungsporen und Spannungsrisse auftreten. Bei dieser Werkstoffgruppe treten die Sn-reichen Seigerungen zudem bevorzugt an den Korngrenzen auf.
Mittels des kombinierten Gehaltes an Bor, Silicium und Phosphor werden verschiedene Vorgänge in der Schmelze der erfindungsgemäßen Legierung aktiviert, die deren Erstarrungsverhalten im Vergleich zu den konventionellen
Kupfer-Nickel-Zinn-Legierungen maßgeblich verändern.
Die Elemente Bor, Silicium und Phosphor übernehmen in der Schmelze der Erfindung eine desoxidierende Funktion. 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 Kupfer-Nickel- Zinn-Legierung zusätzlich erweitern, wodurch sich eine Erhöhung der
Porenanfälligkeit und Seigerungsanfälligkeit dieses Werkstofftyps ergeben würde. 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 0,09 Gew.-% vermindert.
Die Erniedrigung der Basisschmelztemperatur besonders durch das Element Bor sowie die Kristallisationskeime führen zu einer Verkleinerung des
Erstarrungsintervalls der erfindungsgemäßen Legierung. Dadurch weist der Gusszustand der Erfindung ein sehr gleichmäßiges Gefüge mit einer feinen Verteilung der einzelnen Phasenbestandteile auf. Somit treten in der
erfindungsgemäßen Legierung insbesondere an den Korngrenzen keine mit Zinn angereicherten Seigerungen auf.
In der Schmelze der erfindungsgemäßen Legierung bewirken die Elemente Bor, Silicium und Phosphor eine Reduzierung der Metalloxide. Die Elemente werden dabei selbst oxidiert, steigen zumeist zur Oberfläche der Gussstücke auf und bilden dort als Borsilikate und/oder Borphosphorsilikate sowie als Phosphorsilikate 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.
Im Rahmen der Ausführungen zu den genannten Druckschriften wurden die Vorteile der Einbringung von Borsilikaten und Phosphorsilikaten für die
Vermeidung von Spannungsrissen zwischen Phasen mit unterschiedlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten während des Diffusionslötens benannt.
Ein Grundgedanke der Erfindung besteht in der Übertragung der Wirkung von Borsilikaten, Borphosphorsilikaten und Phosphorsilikaten hinsichtlich des
Angleichs der verschiedenen thermischen Ausdehnungskoeffizienten der
Fügepartner beim Diffusionslöten auf die Vorgänge beim Gießen,
Warmumformen und thermischen Behandeln der Kupfer-Nickel-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 Poren führen können. Weiterhin können diese Schädigungsmerkmale auch bei der Warmumformung und den Hochtemperaturglühungen der Kupfer-Nickel-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 und Phosphor zu der
erfindungsgemäßen Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung bewirkt einerseits während der Erstarrung der Schmelze mittels der Wirkung der Kristallisationskeime ein Gefüge mit einer gleichmäßigen inselförmigen und/oder netzförmigen Verteilung der ersten Phasenbestandteile und/oder der zweiten Phasenbestandteile der metallischen Grundmasse. Zusätzlich zu den Kristallisationskeimen gewährleisten die sich während der Erstarrung der Schmelze bildenden Si-haltigen und B- haltigen Phasen, welche als Borsilikate und/oder Borphosphorsilikate ausgebildet
sind, zusammen mit den Phosphorsilikaten den notwendigen Angleich der thermischen Ausdehnungskoeffizienten der ersten Phasenbestandteile und/oder der zweiten Phasenbestandteile und des Kupfer-Mischkristalls der metallischen Gründmasse. Auf diese Weise wird die Ausbildung von Poren sowie
Spannungsrissen zwischen den Phasen mit unterschiedlichem Sn-Gehalt verhindert.
Der erfindungsgemäße Legierungsgehalt der Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung bewirkt weiterhin eine signifikante Änderung der Kornstruktur im gegossenen Zustand. So konnte festgestellt werden, dass sich im primären Gussgefüge eine Substruktur mit einer Korngröße der Subkörner von weniger als 30 pm ausbildet.
Alternativ kann die erfindungsgemäße Legierung einer Weiterverarbeitung durch Glühen oder durch eine Warmumformung und/oder Kaltumformung nebst zumindest einer Glühung unterzogen werden.
Eine Möglichkeit der Weiterverarbeitung der erfindungsgemäßen Kupfer-Nickel- Zinn-Legierung besteht darin, die Gussstücke mittels zumindest einer
Kaltumformung nebst zumindest einer Glühung in die Endform mit den
anforderungsgerechten Eigenschaften zu überführen.
Bedingt durch das gleichmäßige Gussgefüge und der darin ausgeschiedenen Hartpartikel erster Klasse besitzt die erfindungsgemäße Legierung bereits im Gusszustand eine hohe Festigkeit. Die Gussstücke weisen dadurch eine niedrigere Kaltumformbarkeit auf, die eine wirtschaftliche Weiterverarbeitung erschwert. Aus diesem Grunde hat sich die Durchführung einer
Homogenisierungsglühung der Gussformlinge vor einer Kaltumformung als vorteilhaft erwiesen. Zur Gewährleistung der Auslagerungsfähigkeit der Erfindung hat sich eine
beschleunigte Abkühlung nach den Homogenisierungsglühprozessen als vorteilhaft erwiesen. Dabei hat sich gezeigt, dass aufgrund der Trägheit der Ausscheidungsmechanismen und Entmischungsmechanismen neben einer Wasserabschreckung auch Abkühlmethoden mit einer niedrigeren
Abkühlgeschwindigkeit eingesetzt werden können. So hat sich die Verwendung einer beschleunigten Luftabkühlung als ebenso praktikabel erwiesen, um in einem genügenden Maße die härtesteigernde und festigkeitserhöhende Wirkung der Ausscheidungsprozesse und Entmischungsprozesse im Gefüge während der Homogenisierungsglühung der Erfindung abzusenken.
Die herausragende Wirkung der Kristallisationskeime für die Rekristallisation des Gefüges der Erfindung zeigt sich an dem Gefüge, das nach der Kaltumformung mittels einer Glühung in dem Temperaturbereich von 170 bis 880°C und einer Glühdauer zwischen 10 Minuten und 6 Stunden eingestellt werden kann. Die außerordentlich feine Struktur der rekristallisierten Legierung ermöglicht weitere Kaltumformschritte mit einem Umformgrad ε von zumeist über 70 %. Auf diese Weise können höchstfeste Zustände der Legierung hergestellt werden.
Durch diese möglich gewordenen hohen Kaltumformgrade bei der
Weiterverarbeitung der Erfindung können besonders hohe Werte für die
Zugfestigkeit Rm, die Dehngrenze Rp0,2 sowie die Härte eingestellt werden.
Insbesondere die Höhe des Parameters Rpo,2 ist für die Gleitelemente und
Führungselemente bedeutsam. Des Weiteren stellt ein hoher Wert von Rp0,2 eine Voraussetzung für die notwendigen Federeigenschaften von Steckverbindern in der Elektronik und Elektrotechnik dar.
In den Ausführungen zahlreicher Druckschriften, die den Stand der Technik bezüglich der Verarbeitung und den Eigenschaften der Kupfer-Nickel-Zinn- Werkstoffe beschreiben, wird auf die Notwendigkeit der Einhaltung eines Mindest- Kaltumformgrades von zum Beispiel 75 % verwiesen, um die Ausscheidung von
diskontinuierlichen Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn im Gefüge zu verhindern.
Dagegen bleibt das Gefüge der erfindungsgemäßen Legierung unabhängig von dem Grad der Kaltumformung frei von diskontinuierlichen Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn. So konnte für besonders vorteilhafte Ausführungsformen der Erfindung festgestellt werden, dass sogar bei äußerst kleinen
Kaltumformgraden von unter 20 % das Gefüge der Erfindung frei von
diskontinuierlichen Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn bleibt.
Die konventionellen, spinodal entmischbaren Cu-Ni-Sn-Werkstoffe gelten nach dem Stand der Technik als sehr schwer bis überhaupt nicht warmumformbar.
Die Wirkung der Kristallisationskeime konnte ebenfalls während des Prozesses der Warmumformung der erfindungsgemäßen Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung beobachtet werden. Vornehmlich die Kristallisationskeime sind dafür
verantwortlich zu machen, dass die dynamische Rekristallisation bei der
Warmumformung der erfindungsgemäßen Legierung in dem Temperaturbereich von 600 bis 880°C begünstigt stattfindet. Dadurch erfolgt eine weitere Erhöhung der Gleichmäßigkeit und der Feinkörnigkeit des Gefüges.
Vorteilhafterweise kann die Abkühlung der Halbzeuge und Bauteile nach der Warmumformung an beruhigter oder beschleunigter Luft oder mit Wasser erfolgen.
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 Si-haltigen und B-haltigen Phasen, welche als Borsilikate und/oder Borphosphorsilikate ausgebildet sind, und von Phosphorsilikaten hin, die im Werkstoff während der Warmumformung stattfindet.
Die Silikate bedingen zusammen mit den Kristallisationskeimen auch während der Warmumformung einen Angleich der unterschiedlichen thermischen
Ausdehnungskoeffizienten der Phasen der metallischen Grundmasse der
Erfindung. So waren die Oberfläche der warmumgeformten Teile und das Gefüge, wie nach dem Gießen, auch nach der Warmumformung frei von Rissen und Poren.
Vorteilhafterweise kann zumindest eine Glühbehandlung des Gusszustandes und/oder des warmumgeformten Zustandes der Erfindung in dem
Temperaturbereich von 170 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 170 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.
Vorteilhafterweise kann eine Entspannungsglühung/Auslagerungsglühung in dem Temperaturbereich von 170 bis 550°C mit der Dauer von 0,5 bis 8 Stunden durchgeführt werden.
Nach einer Weiterverarbeitung der Legierung durch zumindest eine Glühung oder durch zumindest eine Warmumformung und/oder Kaltumformung nebst
zumindest einer Glühung bilden sich Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn
vorzugsweise in den Bereichen der Kristallisationskeime, wodurch die Kristallisationskeime von diesen Ausscheidungen ummantelt sind.
Diese von Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn ummantelten
Kristallisationskeime werden nachfolgend als Hartpartikel zweiter Klasse bezeichnet.
Infolge der Weiterverarbeitung der erfindungsgemäßen Legierung nimmt die Größe der Hartpartikel zweiter Klasse im Vergleich zur Größe der Hartpartikel erster Klasse ab. Insbesondere mit zunehmendem Grad der Kaltumformung kommt es zur fortschreitenden Zerkleinerung der Hartpartikel zweiter Klasse, da diese als härteste Bestandteile der Legierung die Formänderung der sie umgebenden metallischen Grundmasse nicht mittragen können. Die
resultierenden Hartpartikel zweiter Klasse und/oder die resultierenden Segmente der Hartpartikel zweiter Klasse weisen in Abhängigkeit vom Kaltumformgrad eine Größe von kleiner 40 pm bis sogar von kleiner 5 pm auf.
Der Ni-Gehalt und der Sn-Gehalt der Erfindung bewegt sich jeweils in den Grenzen zwischen 2,0 und 10,0 Gew.-%. Ein Ni-Gehalt und/oder ein Sn-Gehalt von unter 2,0 Gew.-% hätten zu geringe Festigkeitswerte und Härtewerte zur Folge. Außerdem wären die Laufeigenschaften der Legierung bei einer
Gleitbeanspruchung unzureichend. Der Widerstand der Legierung gegen den abrasiven und adhäsiven Verschleiß würde nicht den Anforderungen genügen. Bei einem Ni-Gehalt und/oder einem Sn-Gehalt von über 10,0 Gew.-% würden sich die Zähigkeitseigenschaften der erfindungsgemäßen Legierung rapide verschlechtern, wodurch die dynamische Belastbarkeit der Bauteile aus dem Werkstoff herabgesetzt wird.
Hinsichtlich der Gewährleistung einer optimalen dynamischen Belastbarkeit der Bauteile aus der erfindungsgemäßen Legierung erweist sich der Gehalt von Nickel und Zinn in dem Bereich von jeweils 3,0 bis 9,0 Gew.-% als vorteilhaft.
Diesbezüglich wird für die Erfindung jeweils der Bereich von 4,0 bis 8,0 Gew.-% für den Gehalt der Elemente Nickel und Zinn besonders bevorzugt.
Aus dem Stand der Technik ist zu den Ni-haltigen und Sn-haltigen
Kupferwerkstoffen bekannt, dass der Grad der spinodalen Entmischung des Gefüges mit steigendem Verhältnis Ni/Sn der Elementgehalte in Gew.-% der Elemente Nickel und Zinn zunimmt. Dies ist für einen Ni-Gehalt und einen Sn- Gehalt ab ca. 2 Gew.-% gültig. Mit kleiner werdendem Ni/Sn-Verhältnis bekommt der Mechanismus der Ausscheidungsbildung des Systems (Cu, Ni)-Sn ein höheres Gewicht, was zu einer Verringerung des spinodal entmischten
Gefügeanteils führt. Eine Folge ist insbesondere eine mit abnehmendem Ni/Sn- Verhältnis stärker ausgeprägte Bildung von diskontinuierlichen Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn. Zu den wesentlichen Merkmalen der erfindungsgemäßen Kupfer-Nickel-Zinn- Legierung zählt die entscheidende Zurückdrängung des Einflusses des Ni/Sn- Verhältnisses auf die Bildung der diskontinuierlichen Ausscheidungen im Gefüge. So ist festgestellt worden, dass es im Gefüge der Erfindung weitgehend
unabhängig vom Ni/Sn-Verhältnis sowie unabhängig von den
Auslagerungsbedingungen nicht zur Ausscheidung von diskontinuierlichen
Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn kommt.
Während einer Weiterverarbeitung der erfindungsgemäßen Legierung bilden sich dagegen mit bis zu 80 Volumen-% kontinuierliche Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn. Vorteilhafterweise sind die kontinuierlichen Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn mit zumindest 0,1 Volumen-% im Gefüge des
weiterverarbeiteten Zustandes der Legierung enthalten.
Die Wirkung der Kristallisationskeime während der Erstarrung/Abkühlung der Schmelze, die Wirkung der Kristallisationskeime als Rekristallisationskeime sowie
die Wirkung der silikatisch basierten Phasen zum Zwecke des Verschleißschutzes und Korrosionsschutzes kann in der erfindungsgemäßen Legierung erst ein technisch bedeutsames Maß erreichen, wenn der Silicium-Gehalt mindestens 0,01 Gew.-% und der Bor-Gehalt mindestens 0,002 Gew.-% beträgt. Übersteigt dagegen der Si-Gehalt die 1 ,5 Gew.-% und/oder der B-Gehalt die 0,45 Gew.-%, so führt dies zu einer Verschlechterung des Gießverhaltens. Der zu hohe Gehalt an Kristallisationskeimen 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 0,9 Gew.-% bewertet. Als besonders vorteilhaft hat sich der Gehalt für Silicium von 0,1 bis 0,6 Gew.-% gezeigt. Für das Element Bor wird der Gehalt von 0,01 bis 0,4 Gew.-% als vorteilhaft angesehen. Als besonders vorteilhaft hat sich der Gehalt für Bor von 0,02 bis 0,3 Gew.-% erwiesen.
Für die Sicherstellung eines genügenden Gehaltes an Ni-Si-Boriden sowie an Si- haltigen und B-haltigen Phasen, welche als Borsilikate und/oder
Borphosphorsilikate ausgebildet sind, hat sich eine Untergrenze des
Elementverhältnisses der Elemente Silicium und Bor als wichtig erwiesen. Aus diesem Grunde liegt das minimale Verhältnis Si/B der Elementgehalte der
Elemente Silicium und Bor in Gew.-% der erfindungsgemäßen Legierung bei 0,4. Vorteilhaft ist für die erfindungsgemäße Legierung das minimale Verhältnis Si/B der Elementgehalte der Elemente Silicium und Bor in Gew.-% von 0,8. Bevorzugt wird das minimale Verhältnis Si/B der Elementgehalte der Elemente Silicium und Bor in Gew.-% von 1. Für ein weiteres bedeutsames Merkmal der Erfindung ist die Festlegung einer
Obergrenze für das Verhältnis Si/B der Elementgehalte der Elemente Silicium und Bor in Gew.-% von 8 wichtig. Anteile des Siliciums befinden sich nach dem
Gießen gelöst in der metallischen Grundmasse sowie gebunden in den
Hartpartikeln erster Klasse.
Während einer thermischen oder thermomechanischen Weiterverarbeitung des Gusszustandes kommt es zumindest zu einer teilweisen Auflösung der
silizidischen Komponente der Hartpartikel erster Klasse. Dadurch erhöht sich der Si-Gehalt der metallischen Grundmasse. Übersteigt dieser einen oberen
Grenzwert, so kommt es zur Ausscheidung eines überhöhten Anteils von Ni- Siliziden mit zunehmender Größe. Diese würden maßgeblich die
Kaltumformbarkeit der Erfindung herabsetzen.
Aus diesem Grunde liegt das maximale Verhältnis Si/B der Elementgehalte der Elemente Silicium und Bor in Gew.-% der erfindungsgemäßen Legierung bei 8. Durch diese Maßnahme gelingt es, die Größe der sich während einer thermischen oder thermomechanischen Weiterverarbeitung des Gusszustandes der Legierung bildenden Ni-Silizide auf unter 3 pm abzusenken. Weiterhin wird hierdurch der Gehalt an Ni-Siliziden begrenzt. Als besonders vorteilhaft hat sich diesbezüglich die Begrenzung des Verhältnisses Si/B der Elementgehalte der Elemente Silicium und Bor in Gew.-% auf den Maximalwert von 6 erwiesen.
Die Ausscheidung der Kristallisationskeime beeinflusst die Viskosität der
Schmelze der erfindungsgemäßen Legierung. Dieser Umstand unterstreicht, warum auf einen Zusatz von Phosphor nicht verzichtet werden darf. Phosphor bewirkt, dass die Schmelze trotz der Kristallisationskeime ausreichend
dünnflüssig ist, was für die Gießbarkeit der Erfindung von großer Bedeutung ist. Der Gehalt an Phosphor der erfindungsgemäßen Legierung beträgt 0,001 bis 0,09 Gew.-%.
Unterhalb von 0,001 Gew.-% trägt der P-Gehalt nicht mehr zur Gewährleistung einer ausreichenden Gießbarkeit der Erfindung bei. Nimmt der Phosphor-Gehalt der Legierung Werte oberhalb von 0,09 Gew.-% an, so wird einerseits ein zu großer Ni-Anteil in Form von Phosphiden gebunden, wodurch die spinodale Entmischbarkeit des Gefüges herabgesetzt wird. Andererseits würde sich bei einem P-Gehalt oberhalb von 0,09 Gew.-% die Warmumformbarkeit der Erfindung maßgeblich verschlechtern. Aus diesem Grunde hat sich ein P-Gehalt von 0,01 bis 0,09 Gew.-% als besonders vorteilhaft erwiesen. Bevorzugt wird ein P-Gehalt in dem Bereich von 0,02 bis 0,08 Gew.-%.
Dem Legierungselement Phosphor kommt noch aus einem anderen Grunde eine sehr wichtige Bedeutung zu. Zusammen mit dem geforderten maximalen
Verhältnis Si/B der Elementgehalte der Elemente Silicium und Bor in Gew.-% von 8 ist es dem Phosphor-Gehalt der Legierung zuzuschreiben, dass sich nach einer Weiterverarbeitung der Erfindung Ni-Phosphide und Ni-Silizide, die einzeln und/oder als Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen vorliegen und von Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn ummantelt sind, mit einer Größe von maximal 3 pm sowie mit einem Gehalt von 2 bis zu 30 Volumen-% im Gefüge bilden können.
Diese Ni-Phosphide und Ni-Silizide, die einzeln und/oder als
Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen vorliegen, von
Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn ummantelt sind und eine Größe von maximal 3 pm aufweisen, werden nachfolgend als Hartpartikel dritter Klasse bezeichnet.
Die Hartpartikel dritter Klasse besitzen im Gefüge des weiterverarbeiteten
Zustandes der besonders bevorzugten Ausgestaltung der Erfindung sogar eine Größe von weniger als 1 pm.
Diese Hartpartikel dritter Klasse ergänzen einerseits die Hartpartikel zweiter Klasse in ihrer Funktion als Verschleißträger. So erhöhen sie die Festigkeit und Härte der metallischen Grundmasse und verbessern somit die Beständigkeit der Legierung gegen eine abrasive Verschleißbeanspruchung. Andererseits erhöhen die Hartpartikel dritter Klasse die Beständigkeit der Legierung gegenüber dem adhäsiven Verschleiß. Schließlich bewirken diese Hartpartikel dritter Klasse eine maßgebliche Erhöhung der Warmfestigkeit sowie der
Spannungsrelaxationsbeständigkeit der erfindungsgemäßen Legierung. Dies stellt eine wichtige Voraussetzung für die Verwendung der erfindungsgemäßen
Legierung insbesondere für Gleitelemente sowie Bauelemente und
Verbindungselemente in der Elektronik/Elektrotechnik dar.
Aufgrund des Gehaltes an Hartpartikeln erster Klasse im Gefüge des
Gusszustandes und an Hartpartikeln zweiter und dritter Klasse im Gefüge des weiterverarbeiteten Zustandes besitzt die erfindungsgemäße Legierung den Charakter eines ausscheidungshärtbaren Werkstoffes. Vorteilhafterweise entspricht die Erfindung einer ausscheidungshärtbaren und spinodal
entmischbaren Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung. Die Summe der Elementgehalte der Elemente Silicium, Bor und Phosphor beträgt vorteilhaft zumindest 0,2 Gew.-%.
In der Gussvariante und in der weiterverarbeiteten Variante der
erfindungsgemäßen Legierung können folgende Wahlelemente enthalten sein:
Das Element Cobalt kann der erfindungsgemäßen Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung mit einem Gehalt von bis zu 2,0 Gew.-% zugegeben werden. Infolge der
Ähnlichkeitsbeziehung zwischen den Elementen Nickel und Cobalt und aufgrund der bezüglich des Nickels ebenso Si-boridbildenden, boridbildenden,
silizidbildenden und phosphidbildenden Eigenschaften von Cobalt, kann das
Legierungselement Cobalt zugesetzt werden, um an der Bildung der Kristallisationskeime sowie der Hartpartikel erster, zweiter und dritter Klasse der Legierung teilzunehmen. Dadurch kann der Ni-Gehalt, der in den Hartpartikeln gebunden ist, verringert werden. Auf diese Weise kann erreicht werden, dass der Ni-Anteil, der effektiv in der metallischen Grundmasse für die spinodale
Entmischung des Gefüges zur Verfügung steht, ansteigt. Mit dem Zusatz von vorteilhafterweise 0,1 bis 2,0 Gew.-% Co ist es somit möglich, die Festigkeit und die Härte der Erfindung erheblich zu steigern. Das Element Zink kann der erfindungsgemäßen Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung mit einem Gehalt von 0,1 bis 2,0 Gew.-% zugesetzt werden. Es stellte sich heraus, dass das Legierungselement Zink in Abhängigkeit vom Ni-Gehalt und Sn-Gehalt der Legierung den Anteil an den ersten Phasenbestandteilen und/oder zweiten Phasenbestandteilen in der metallischen Grundmasse der Erfindung erhöht, wodurch Festigkeit und Härte zunehmen. Verantwortlich dafür zu machen sind die Wechselwirkungen zwischen dem Ni-Anteil und dem Zn-Anteil. Infolge dieser Wechselwirkungen zwischen dem Ni-Anteil und dem Zn-Anteil wurde ebenfalls eine Abnahme der Größe der Hartpartikel erster und zweiter Klasse festgestellt, die sich somit feiner verteilt im Gefüge bildeten. Unter 0,1 Gew.-% Zn konnten diese Auswirkungen auf das Gefüge und die mechanischen Eigenschaften der Erfindung 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 Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung. Vorteilhafterweise kann der Erfindung ein Zink-Gehalt im Bereich von 0,1 bis 1 ,5 Gew.-% zugesetzt werden.
Wahlweise kann die erfindungsgemäße Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung geringe, über der Verunreinigungsgrenze liegende Bleianteile bis maximal 0,25 Gew.-% aufweisen. Bei einer besonders bevorzugten vorteilhaften Ausführungsform der Erfindung ist die Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung bis auf etwaige unvermeidbare
Verunreinigungen frei von Blei, womit den aktuellen Umweltstandards entsprochen wird. In diesem Zusammenhang sind Bleigehalte bis maximal 0,1 Gew.-% an Pb angedacht. Die Bildung von Si-haltigen und B-haltigen Phasen, welche als Borsilikate und/oder Borphosphorsilikate ausgebildet sind, sowie von Phosphorsilikaten führt nicht nur zu einer signifikanten Reduzierung des Gehaltes an Poren und Rissen im Gefüge der erfindungsgemäßen Legierung. Diese silikatisch basierten Phasen übernehmen auch die Rolle eines verschleißschützenden und
korrosionsschützenden Überzuges auf den Bauteilen.
Während der adhäsiven Verschleißbeanspruchung eines Bauteils aus der erfindungsgemäßen Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung 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 Si- haltigen und B-haltigen Phasen, welche als Borsilikate und/oder
Borphosphorsilikate ausgebildet sind, sowie von Phosphorsilikaten. Diese
Verbindungen verstärken noch die Triboschicht, die sich vornehmlich aufgrund des Legierungselementes Zinn ausbildet, woraus eine gesteigerte adhäsive Verschleißbeständigkeit der Gleitelemente aus der erfindungsgemäßen Legierung resultiert.
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, dem sogenannten Fretting, aufweist.
Neben dem wichtigen Beitrag der Hartpartikel dritter Klasse zur Erhöhung der Beständigkeit der Erfindung gegenüber dem abrasiven und adhäsiven
Mechanismus des Gleitverschleißes, tragen die Hartpartikel dritter Klasse maßgeblich zur Erhöhung der Schwingfestigkeit bei. Die Hartpartikel dritter Klasse stellen zusammen mit den Hartpartikeln zweiter Klasse Hindernisse für die
Ausbreitung von Ermüdungsrissen dar, die besonders beim
Schwingreibverschleiß, dem sogenannten Fretting, in das beanspruchte Bauteil eingebracht werden können. Damit ergänzen die Hartpartikel zweiter und dritter Klasse insbesondere die verschleißschützende und korrosionsschützende
Wirkung der Si-haltigen und B-haltigen Phasen, welche als Borsilikate und/oder Borphosphorsilikate ausgebildet sind, sowie der Phosphorsilikate hinsichtlich der Erhöhung der Beständigkeit der erfindungsgemäßen Legierung gegenüber dem Schwingreibverschleiß, dem sogenannten Fretting. Die Warmfestigkeit und Spannungsrelaxationsbeständigkeit gehören zu den
weiteren wesentlichen Eigenschaften einer Legierung, die für
Verwendungszwecke eingesetzt wird, bei denen höhere Temperaturen auftreten. Zur Gewährleistung einer ausreichend hohen Warmfestigkeit und
Spannungsrelaxationsbeständigkeit wird eine hohe Dichte an feinen
Ausscheidungen als vorteilhaft angesehen. Derartige Ausscheidungen sind in der erfindungsgemäßen Legierung die Hartpartikel dritter Klasse sowie die
kontinuierlichen Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn.
Aufgrund des gleichmäßigen und feinkörnigen Gefüges mit einer weitgehenden Porenfreiheit, Rissfreiheit und Seigerungsfreiheit und dem Gehalt an Hartpartikeln erster Klasse besitzt die erfindungsgemäße Legierung schon im Gusszustand ein hohes Maß an Festigkeit, Härte, Duktilität, komplexer Verschleißbeständigkeit und Korrosionsbeständigkeit. Durch diese Eigenschaftskombination können bereits aus den Gussformaten Gleitelemente und Führungselemente hergestellt werden. Der Gusszustand der Erfindung kann des Weiteren auch für die Herstellung von Armaturengehäusen sowie von Gehäusen von Wasserpumpen, ölpumpen und Kraftstoffpumpen eingesetzt werden. Außerdem ist die erfindungsgemäße
Legierung für Propeller, Flügel, Schiffsschrauben und Naben für den Schiffbau verwendbar.
Für die Einsatzgebiete mit einer besonders starken komplexen und/oder dynamischen Bauteilbeanspruchung kann die weiterverarbeitete Variante der Erfindung Verwendung finden. Durch die herausragenden Festigkeitseigenschaften und die
Verschleißbeständigkeit sowie Korrosionsbeständigkeit der erfindungsgemäßen Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung 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. Weiterhin können aus der Erfindung Rohre, Dichtungen und
Verbindungsbolzen hergestellt werden, die in der maritimen und chemischen Industrie benötigt werden.
Für die Verwendung der erfindungsgemäßen Legierung zur Herstellung von Schlaginstrumenten ist der Werkstoff von großer Bedeutung. Insbesondere
Becken (engl. Cymbals) hochwertiger Qualität werden bislang aus zumeist 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 (z.B. 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 der Phasen der metallischen Grundmasse und der unterschiedlichen Hartpartikel in einer sehr weiten Spanne eingestellt werden. Auf diese Weise ist es schon legierungsseitig möglich, auf das Klangbild der Becken einzuwirken. Insbesondere für die Herstellung von Verbundgleitlagern kann die Erfindung verwendet werden, um mittels eines Fügeverfahrens auf einen Verbundpartner aufgebracht zu werden. So ist eine Verbundherstellung zwischen Scheiben, Platten oder Bändern der Erfindung und Stahlzylindern oder Stahlbändern, vorzugsweise aus einem Vergütungsstahl, mittels Schmieden, Löten oder
Schweißen mit der wahlweisen Durchführung von Zumindestens einer Glühung im Temperaturbereich von 170 bis 880°C möglich. Ebenso können beispielsweise Lager-Verbundschalen oder Lager-Verbundbuchsen durch Walzplattieren, induktives oder konduktives Walzplattieren oder durch Laser- Walzplattieren, ebenfalls mit der wahlweisen Durchführung von zumindestens einer Glühung im Temperaturbereich von 170 bis 880°C, hergestellt werden.
Infolge der Gefügeausbildung in der erfindungsgemäßen Legierung ergeben sich weitere Möglichkeiten der Herstellung von Verbund-Gleitelementen wie Lager- Verbundschalen oder Lager-Verbundbuchsen. So ist es möglich, auf einen Grundkörper aus der Erfindung mittels Feuerverzinnung oder galvanischer Verzinnung, Sputtern oder mit dem PVD-Verfahren oder CVD-Verfahren eine Beschichtung aus Zinn oder aus einem Sn-reichen Werkstoff aufzubringen, der beim Lagerbetrieb als Laufschicht dient.
Auf diese Weise können hochleistungsfähige Verbund-Gleitelemente wie Lager- Verbundschalen oder Lager- Verbundbuchsen auch als Dreischichtsystem, mit einem Lagerrücken aus Stahl, dem eigentlichen Lager aus der
erfindungsgemäßen Legierung und der Laufschicht aus Zinn oder aus der Sn- reichen Beschichtung hergestellt werden. Dieses Mehrschichtsystem wirkt sich besonders vorteilhaft auf die Anpassungsfähigkeit und Einlauffähigkeit des Gleitlagers aus und verbessert die Einbettfähigkeit von Fremdpartikeln und Abrasivpartikeln, wobei es auch bei thermischer oder thermomechanischer Beanspruchung des Gleitlagers nicht zu einer Schädigung durch eine Aufhebung des Schichtverbundsystems infolge von Porenbildungen und Rissbildungen im Grenzbereich der einzelnen Schichten kommt.
. .
Das große Potential der Kupfer-Nickel-Zinn-Werkstoffe besonders hinsichtlich der Festigkeit, der Federeigenschaften und der Spannungsrelaxationsbeständigkeit kann durch die Verwendung der erfindungsgemäßen Legierung auch für das Einsatzgebiet der verzinnten Bauelemente, Leitungselemente, Führungselemente und Verbindungselemente in der Elektronik und Elektrotechnik genutzt werden. So wird durch das Gefüge der Erfindung der Schädigungsmechanismus der Porenbildung und Rissbildung im Grenzbereich zwischen der erfindungsgemäßen Legierung und der Verzinnung auch bei erhöhten Temperaturen vermindert, wodurch einer Vergrößerung des elektrischen Übergangswiderstandes der Bauelemente oder gar einer Ablösung der Verzinnung entgegengewirkt wird.
Eine maschinelle Bearbeitung der Halbzeuge und Bauteile aus den
konventionellen Kupfer-Nickel-Zinn-Knetlegierungen mit einem Ni-Gehalt und Sn- Gehalt bis jeweils ca. 10 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 unterschiedlichen Hartpartikel als Spanbrecher. Die somit entstehenden kurzen Bröckelspäne und/oder Wirrspäne erleichtern die Zerspanbarkeit, weshalb die Halbzeuge und Bauteile aus dem Gusszustand und dem weiterverarbeiteten Zustand der erfindungsgemäßen Legierung eine bessere maschinelle Bearbeitbarkeit aufweisen. Ein wichtiges Ausführungsbeispiel der Erfindung wird anhand der Tabellen 1 bis 10 erläutert. Es wurden Gussplatten der erfindungsgemäßen Kupfer-Nickel-Zinn- Legierung sowie des Referenzwerkstoffes durch Strangguss hergestellt. Die chemische Zusammensetzung der Abgüsse geht aus Tab. 1 hervor. In der Tab. 1 ist die chemische Zusammensetzung des Ausführungsbeispiels A sowie des Referenzwerkstoffes R dargestellt. Das Ausführungsbeispiel A ist durch einen Ni-Gehalt von 6,0 Gew.-%, einen Sn-Gehalt von 5,75 Gew.-%, einen Si- Gehalt von 0,3 Gew.-%, einen B-Gehalt von 0, 15 Gew.-%, einen P-Gehalt von 0,070 Gew.-% sowie durch einen Rest Kupfer gekennzeichnet. Der
Referenzwerkstoff R, eine konventionelle Kupfer-Nickel-Zinn-Phosphor-Legierung, weist einen Ni-Gehalt von 5,78 Gew.-%, einen Sn-Gehalt von 5,75 Gew.-%, einen P-Gehalt von 0,032 Gew.-% und einen Rest an Kupfer auf.
Tabelle 1 : Chemische Zusammensetzung des Ausführungsbeispiels A und des Referenzwerkstoffes R (in Gew.-%)
Das Gefüge der Stranggussplatten des Referenzwerkstoffes R weist Gasporen und Schwindungsporen sowie Sn-reiche Seigerungen besonders an den
Korngrenzen auf.
Im Gegensatz zu dem Referenzwerkstoff R besitzt der Strangguss des
Ausführungsbeispiels A aufgrund der Wirkung der Kristallisationskeime ein gleichmäßig erstarrtes, porenfreies und seigerungsfreies Gefüge. Die metallische Grundmasse des Gusszustandes des Ausführungsbeispiels A besteht aus einem Kupfer-Mischkristall mit, bezogen auf das Gesamtgefüge, ca. 10 bis 15 Volumen-% inselförmig eingelagerten ersten Phasenbestandteilen, die mit der Summenformel CUhNikSnm angegeben werden können und ein Verhältnis (h+k)/m der Elementgehalte in Atom-% von 2 bis 6 aufweisen. Es konnten die Verbindungen CuNii4Sn23 und CuNi9Sn2o mit einem Verhältnis (h+k)/m von 3,4 und 4 ermittelt werden. Außerdem sind in der metallischen Grundmasse mit, bezogen auf das Gesamtgefüge, ca. 5 bis 10 Volumen-% zweite
Phasenbestandteile inselförmig eingelagert, die mit der Summenformel CupNirSns angegeben werden können und ein Verhältnis (p+r)/s der Elementgehalte in Atom-% von 10 bis 15 aufweisen. Nachgewiesen wurden die Verbindungen CuNi3Sn8 und CuNi4Sn7 mit einem Verhältnis (p+r)/s von 11 ,5 und 13,3. Die ersten und zweiten Phasenbestandteile der metallischen Grundmasse sind überwiegend im Bereich der Kristallisationskeime kristallisiert und ummanteln diese.
Die Analyse der Hartpartikel erster Klasse im Gusszustand des
Ausführungsbeispiels A ergab Hinweise auf die Verbindung SiB6 als Vertreter der
Si-haltigen und B-haltigen Phasen, auf Ni6Si2B als Vertreter der Ni-Si-Boride, auf Ni3B als Vertreter der Ni-Boride, auf Ni3P als Vertreter der Ni-Phosphide und auf Ni2Si als Vertreter der Ni-Silizide, die einzeln und/oder als
Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen im Gefüge vorliegen. Zusätzlich sind diese Hartpartikel von Zinn und/oder den ersten
Phasenbestandteilen und/oder zweiten Phasenbestandteilen der metallischen Grundmasse ummantelt.
Während des Gießprozesses des Ausführungsbeispiels A bildete sich in den primären Gusskörnern eine Substruktur aus. Diese Subkörner weisen im
Gussgefüge des Ausführungsbeispiels A der Erfindung eine Korngröße von weniger als 10 m auf. Infolge der Subkornstruktur und der im Gefüge des Ausführungsbeispiels A der Erfindung ausgeschiedenen Hartpartikel liegt die Härte HB des Gusszustandes mit 156 deutlich über der Härte von 94 HB des Stranggusses von R (Tab. 2).
Tabelle 2: Härte HB 2,5/62,5 des Gusszustandes und des bei 400°C/3h/Luft ausgelagerten Zustandes der Legierungen A und R
Ebenfalls in der Tab. 2 dargestellt sind die Härtewerte, die an dem bei 400°C mit einer Dauer von 3 Stunden ausgelagerten Strangguss der Legierungen A und R ermittelt wurden. Der Härteanstieg von 94 auf 145 HB fällt bei dem
Referenzwerkstoff R am größten aus. Die Aufhärtung ist besonders auf eine thermisch aktivierte Seigerungsbildung der Sn-reichen Phase im Gefüge zurückzuführen. Die mit Zinn angereicherten Phasenbestandteile scheiden sich im Gefüge des Ausführungsbeispiels A deutlich feiner im Bereich der Hartpartikel aus. Aus diesem Grunde steigt die Härte von 156 auf 176 HB nicht so ausgeprägt
an.
Ein Vorhaben der Erfindung besteht in der Beibehaltung der guten
Kaltumformbarkeit der konventionellen Kupfer-Nickel-Zinn-Legierungen trotz der Einbringung von Hartpartikeln. Zur Überprüfung des Erreichungsgrades dieses Ziels wurde das Fertigungsprogramm 1 gemäß der Tab. 3 durchgeführt. Dieses Fertigungsprogramm bestand aus einem Zyklus aus Kaltumformungen und Glühungen, wobei die Kaltwalzschritte jeweils mit dem maximal möglichen
Kaltumformgrad erfolgten.
Aufgrund der hohen Härte des Gusszustandes des Ausführungsbeispiels A wurde dieser bei der Temperatur von 740°C mit der Dauer von 2 Stunden geglüht und nachfolgend in Wasser beschleunigt abgekühlt. Dadurch erfolgte die Angleichung der Eigenschaften des Gusszustandes von A und R hinsichtlich der Festigkeit und der Härte.
Die für das Ausführungsbeispiel A erreichbaren Kaltumformgrade ε von 60 und 91 % unterstreichen, dass die erfindungsgemäße Legierung trotz des Gehaltes an Hartpartikeln die Formänderungseigenschaften der konventionellen Kupfer- Nickel-Zinn-Legierung R erreichen und sogar übertreffen kann.
Die Temperaturempfindlichkeit des Referenzwerkstoffes R hinsichtlich der Bildung der Sn-reichen Seigerungen zeigte sich auch bei der Glühung zwischen den beiden Kaltumformschritten (Nr. 4 in Tab. 3). Aus diesem Grunde musste die Glühtemperatur von 740°C, die für die Zwischenglühung der kaltgewalzten Platte der Legierung A verwendet wurde, für R auf 690°C abgesenkt werden.
Tabelle 3: Fertigungsprogramm 1 von Bändern aus den Strangguss-Platten des Ausführungsbeispiels A und des Referenzwerkstoffes R
Nr. Fertigungsschritte
1 Strangguss Platten der Legierungen A und R
2 Glühen der Gussplatte der Leg. A: 740°C/2h+Wasserabschreckung
3 Kaltwalzen:
Leg. A: von 1 1 an 4,35 mm (ε= 60 %, <p= 0,9)
Leg. R: von 24,5 an 12, 1 mm (ε= 50 %, φ= 0,7)
4 Glühen:
Leg. A: 740°C/2h + Wasserabschreckung
Leg. R: 690°C/2h + Wasserabschreckung
5 Kaltwalzen:
Leg. A: von 4,35 an 0,4 mm (ε= 91 %, cp= 2,4)
Leg. R: von 12, 1 an 2,33 mm (ε= 81 %, φ= 1 ,6)
6 Auslagerung: 300°C/4h, 400°C/3h, 450°C/3h + Luftabkühlung
Nach der Durchführung des Fertigungsprogrammes 1 erfolgte die Ermittlung der Kennwerte der Bänder der Werkstoffe A und R nach dem letzten Kaltwalzen und nach erfolgter Auslagerung, die in der Tab. 4 aufgeführt sind.
Es wird deutlich, dass die Festigkeiten und die Härte der kaltgewalzten und der bei 300°C ausgelagerten Bänder des Ausführungsbeispiels A höher sind als die jeweiligen Eigenschaften der Bänder des Referenzwerkstoffes R. Begünstigt durch den hohen Gehalt an Hartpartikeln, findet ab der Temperatur von ca. 400°C eine Rekristallisation des Gefüges der Legierung A statt. Diese Rekristallisation führt zu einem Abfall der Festigkeiten und der Härte, so dass die Wirkung der Ausscheidungshärtung und der spinodalen Entmischung nicht zum Tragen kommen kann.
Im Gefüge des weiterverarbeiteten Ausführungsbeispiels A sind nach einer Auslagerung bei 450°C die Hartpartikel zweiter Klasse enthalten (in Fig. 3 mit 3 bezeichnet). Des Weiteren haben sich im Gefüge der weiterverarbeiteten Legierung A weitere Phasen ausgeschieden. Dazu zählen die in Fig. 3 mit 4 bezeichneten
kontinuierlichen Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn sowie die Hartpartikel dritter Klasse.
Für die weiterverarbeitete erfindungsgemäße Legierung ist die Größe der
Hartpartikel dritter Klasse von kleiner 3 pm charakteristisch. Sie beträgt für das weiterverarbeitete Ausführungsbeispiel A der Erfindung nach einer Auslagerung bei 450°C sogar weniger als 1 pm (in Fig. 4 mit 5 bezeichnet).
Tabelle 4: Korngröße, elektrische Leitfähigkeit und mechanische Kennwerte der kaltgewalzten und ausgelagerten Bänder der Legierungen A und R nach
Durchlaufen des Fertigungsprogrammes 1 (Tabelle 3)
■ = noch nicht vollständig rekristallisiert
Um den Einfluss der Kaltumformbarkeit und der Rekristallisationstemperatur auf die Eigenschaften der einzelnen Legierungen zu vermindern, wurde ein weiteres Fertigungsprogramm durchgeführt. Dieses Fertigungsprogramm 2 verfolgte das Ziel, die Stranggussplatten der Werkstoffe A und R mittels Kaltumformungen und Glühungen zu Bändern zu verarbeiten, wobei jeweils identische Parameter für die Kaltumformgrade und die Glühtemperaturen verwendet wurden (Tab. 5).
Aufgrund der hohen Härte des Gusszustandes des Ausführungsbeispiels A wurde dieser wiederum noch vor dem ersten Kaltwalzschritt bei der Temperatur von
740°C mit der Dauer von 2 Stunden geglüht und nachfolgend in Wasser beschleunigt abgekühlt.
Tabelle 5: Fertigungsprogramm 2 von Bändern aus den Strangguss-Platten des Ausführungsbeispiels A und des Referenzwerkstoffes R
Nach dem letzten Kaltwalzschritt an die Enddicke von 3,0 mm weisen die Bänder des Ausführungsbeispiels A die höchsten Festigkeitswerte und Härtewerte auf (Tab. 6).
Durch die dreistündige Auslagerung bei 400°C fällt infolge der spinodalen
Entmischung des Gefüges der Anstieg der Festigkeiten Rm (von 498 auf 717 MPa) und Rp0,2 (von 439 auf 649 MPa) sowie der Härte HB (von 166 auf 230 MPa) bei der Legierung R am deutlichsten aus. Allerdings ist das Gefüge der ausgelagerten Zustände der Legierung R sehr ungleichmäßig mit einer
Korngröße, die zwischen 5 und 30 pm beträgt. Außerdem ist das Gefüge der ausgelagerten Zustände des Referenzwerkstoffes R von diskontinuierlichen Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn geprägt (in Fig. 1 und Fig. 2 mit 1 bezeichnet). In dem Gefüge des weiterverarbeiteten Zustandes des
Referenzwerkstoffes R sind weiterhin Ni-Phosphide enthalten (in Fig. 1 und Fig. 2 mit 2 bezeichnet).
Das Gefüge der ausgelagerten Bänder des Ausführungsbeispiels A der Erfindung
ist dagegen mit einer Korngröße von 2 bis 8 μιτι sehr gleichmäßig. Außerdem fehlen in der Struktur des Ausführungsbeispiels A die diskontinuierlichen
Ausscheidungen sogar nach einer dreistündigen Auslagerung bei 450°C mit anschließender Luftabkühlung. Im Gefüge sind dagegen die Hartpartikel zweiter Klasse nachweisbar. Diese Phasen sind in Fig. 5 und Fig. 6 mit 3 bezeichnet.
Des Weiteren haben sich im Gefüge der weiterverarbeiteten Legierung A weitere Phasen ausgeschieden. Dazu zählen die in Fig. 5 mit 4 bezeichneten
kontinuierliche Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn sowie die Hartpartikel dritter Klasse. Für das weiterverarbeitete Ausführungsbeispiel A der Erfindung beträgt die Größe der Hartpartikel dritter Klasse nach einer Auslagerung bei 450°C sogar weniger als 1 μιτι (in Fig. 6 mit 5 bezeichnet).
Die Festigkeiten Rm und Rp0,2 der Bänder der Legierung A nehmen nach der Auslagerung bei 400°C/3h/Luft infolge der spinodalen Entmischung des Gefüges die Werte von 675 und 600 MPa an. Damit liegen Rm und Rpo,2 niedriger als die Kennwerte des entsprechend ausgelagerten Zustandes der Legierung R. Sollte im Bedarfsfall das Festigkeitsniveau von R gefordert sein, so ist es möglich, der erfindungsgemäßen Legierung einen höheren Anteil des Legierungselementes Nickel zuzusetzen.
Tabelle 6: Korngröße, elektrische Leitfähigkeit und mechanische Kennwerte der kaltgewalzten und ausgelagerten Bänderder Legierungen A und R nach Durchlaufen des Fertigungsprogrammes 2 (Tabelle 5)
I = ungleichmäßig
Der nächste Schritt beinhaltete die Erprobung der Warmumformbarkeit des Stranggusses der Legierungen A und R. Dazu erfolgte das Warmwalzen der Gussplatten bei der Temperatur von 720°C (Tab. 7). Für die weiteren
Prozessschritte der Kaltumformung und Zwischenglühung wurden die Parameter des Fertigungsprogrammes 2 übernommen.
Tabelle 7: Fertigungsprogramm 3 von Bändern aus den Strangguss-Platten des Ausführungsbeispiels A und des Referenzwerkstoffes R
Während des Warmwalzens der Gussplatten der Referenzlegierung R bildeten sich schon nach wenigen Stichen tiefe Warmrisse, die zum Versagen der Platten
durch Bruch führten.
Dagegen konnten die Gussplatten des Ausführungsbeispiels A der Erfindung schädigungsfrei warmgewalzt und nach mehreren Kaltwalzprozessen und
Glühprozessen an die Enddicke von 3,0 mm gefertigt werden. Die Eigenschaften der ausgelagerten Bänder (Tab. 8) entsprechen weitgehend denen der Bänder, die ohne eine Warmumformung mit dem Fertigungsprogramm 2 hergestellt wurden (Tab. 6). Ebenso vergleichbar ist auch das Gefüge der Bänder aus dem
Ausführungsbeispiel A der erfindungsgemäßen Legierung, die ohne und mit einem Warmumformschritt gefertigt wurden. So geht aus Fig. 7 und Fig. 8 die gleichmäßige Struktur der Bänder aus dem Ausführungsbeispiel A hervor, die mit einer Warm umformstufe und einer abschließenden Auslagerung bei 400°C73h/ Luftabkühlung hergestellt wurden. In Fig. 7 und Fig. 8 sind wiederum die mit 3 bezeichneten Hartpartikel zweiter Klasse ersichtlich.
Weiterhin gehen aus Fig. 7 die mit 4 bezeichneten kontinuierlichen
Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn sowie die Hartpartikel dritter Klasse hervor. Im Gefüge der weiterverarbeiteten Variante des Ausführungsbeispiels A nehmen die Hartpartikel dritter Klasse sogar eine Größe von kleiner 1 pm an (mit 5 in Fig. 8 bezeichnet).
Die Analyse der Hartpartikel zweiter und dritter Klasse in diesem
weiterverarbeiteten Zustand des Ausführungsbeispiels A ergab erneut Hinweise auf die Verbindung SiB6 als Vertreter der Si-haltigen und B-haltigen Phasen, auf Ni6Si2B als Vertreter der Ni-Si-Boride, auf N13B als Vertreter der Ni-Boride, auf Ni3P als Vertreter der Ni-Phosphide und auf Ni2Si als Vertreter der Ni-Silizide, die einzeln und/oder als Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen im Gefüge vorliegen. Zusätzlich sind diese Hartpartikel von Ausscheidungen des
Systems (Cu, Ni)-Sn ummantelt.
Tabelle 8; Korngröße, elektrische Leitfähigkeit und mechanische Kennwerte der kaltgewalzten und ausgelagerten Bänder der Legierung A nach Durchlaufen des Fertigungsprogrammes 3 (Tabelle 7)
Im Anlagen-, Geräte-, Motoren- und Maschinenbau werden für zahlreiche
Anwendungen Bauelemente mit größeren Abmessungen benötigt. Beispielsweise ist dies auf dem Gebiet der Gleitlager oft der Fall. Die Herstellung der
entsprechenden Bauteile erfordert ein Vormaterial entsprechend großer Formate. Aufgrund der begrenzten Herstellbarkeit beliebig großer Gussteile besteht daher die Notwendigkeit, die geforderten Materialeigenschaften möglichst auch mittels kleiner Kaltumformgrade einzustellen. In der Tab. 9 sind die im Rahmen des Fertigungsprogrammes 4 verwendeten Prozessschritte aufgelistet. Die Fertigung erfolgte mit einem Zyklus aus
Kaltumformungen und Glühungen. Aufgrund der festgestellten
Temperaturempfindlichkeit des konventionellen Stranggusses des
Referenzwerkstoffes R und der vergleichsweise hohen Festigkeit und Härte des Gusszustandes des Ausführungsbeispiels A wurden nur die Gussplatten der Legierung A vor dem ersten Kaltwalzen bei 740°C geglüht.
Das erste Kaltwalzen der Gussplatte der Legierung R und der geglühten
Gussplatte der Legierung A wurde mit einer Umformung ε von 16 % realisiert. Nach einer Glühung bei 690°C erfolgte ein Kaltwalzen mit ε von 12 %.
Abschließend fand eine Auslagerung der Bänder bei den Temperaturen von 350, 400 und 450°C statt.
Tabelle 9: Fertigungsprogramm 4
Die geringe Kaltumformung des ersten Kaltwalzschrittes von ε= 16 % genügte nicht, um zusammen mit der nachfolgenden Glühung bei 690°C das dendritische und grobkörnige Gefüge des Referenzwerkstoffes R zu beseitigen. Zudem verstärkte sich durch diese thermomechanische Behandlung die Belegung der Korngrenzen der Legierung R mit Sn-reichen Seigerungen.
Entlang der dendritischen Struktur sowie entlang der mit Sn-reichen Seigerungen belegten Korngrenzen von R bildeten sich während des zweiten Kaltwalzschrittes Risse, die von der Oberfläche tief ins Bandinnere verlaufen.
Das rissfreie und gleichmäßige Gefüge der Bänder des Ausführungsbeispiels A ist von der Anordnung der Hartpartikel zweiter und dritter Klasse gekennzeichnet. Wie schon nach den vorangegangenen Fertigungsprogrammen, so weisen die Hartpartikel dritter Klasse auch nach diesem Fertigungsprogramm 4 eine Größe von kleiner 1 μιτι auf.
Die resultierenden Eigenschaften der Bänder nach dem letzten Kaltwalzen und nach dem Auslagern sind in der Tab. 10 dargestellt. Infolge der hohen Dichte von Rissen war es nicht möglich, schädigungsfreie Zugproben von den Bändern des Werkstoffes R zu entnehmen. Somit konnten lediglich die metallographische
Untersuchung und die Härtemessung an diesen Bändern vorgenommen werden.
Das Ausführungsbeispiel A weist ein hohes Maß an Auslagerungsfähigkeit auf, die sich durch ein Zusammenwirken der Mechanismen der Ausscheidungshärtung und der spinodalen Entmischung des Gefüges äußert. So steigen die Kennwerte Rm und Rpo,2 durch eine Auslagerung bei 400°C von 517 auf 639 und von 481 auf 568 MPa an.
Tabelle 10: Korngröße, elektrische Leitfähigkeit und mechanische Kennwerte der kaltgewalzten und ausgelagerten Bänder der Legierungen A und R nach Durchlaufen des Fertigungsprogrammes 4 (Tabelle 9)
■ = dendritisch, mit Sn-reichen Seigerungen
Resultierend kann ausgeführt werden, dass mittels einer Variation der
chemischen Zusammensetzung, der Umformgrade für die Kaltumformung (-en) sowie mittels einer Variation der Auslagerungsbedingungen der Grad der
Ausscheidungshärtung und der Grad der spinodalen Entmischung des Gefüges der Erfindung an die geforderten Materialeigenschaften angepasst werden kann. Auf diesem Wege ist es möglich, insbesondere die Festigkeit, Härte, Duktilität sowie die elektrische Leitfähigkeit der erfindungsgemäßen Legierung gezielt auf das vorgesehene Einsatzgebiet auszurichten.
Bezugszeichenliste
1 Diskontinuierliche Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn
2 Ni-Phosphide 3 Hartpartikel zweiter Klasse
4 Kontinuierliche Ausscheidungen des Systems (Cu, Ni)-Sn sowie Hartpartikel dritter Klasse 5 Hartpartikel dritter Klasse