WO2024032925A1 - Gueswerkstoff aus einer kupfer-zink-legierung, verfahren zur herstellung eines gussprodukts und gussteil - Google Patents

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WO2024032925A1
WO2024032925A1 PCT/EP2023/000052 EP2023000052W WO2024032925A1 WO 2024032925 A1 WO2024032925 A1 WO 2024032925A1 EP 2023000052 W EP2023000052 W EP 2023000052W WO 2024032925 A1 WO2024032925 A1 WO 2024032925A1
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WO
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phase
weight
proportion
copper
cast
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PCT/EP2023/000052
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English (en)
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Inventor
HOLLY (geb. Obert), Susanne
Andrea KÄUFLER
Dalibor KRSTIC
Tony Robert Noll
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Wieland-Werke Ag
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Publication date
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/04—Alloys based on copper with zinc 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

Definitions

  • Casting material made from a copper-zinc alloy, process for producing a cast product and casting
  • the invention relates to a casting material made of a copper-zinc alloy, a method for producing a cast product and a casting.
  • Copper-zinc casting materials also called “casting alloys” consisting of a and ß phases with approximately 1% by weight of lead, such as CuZn39Pb1AI-B (CB757S), are excellent for casting, very easy to machine and also easy to polish .
  • Lead-containing copper-zinc casting alloys are used in a variety of applications in the sanitary sector, especially for taps and fittings in the drinking water sector.
  • lead in copper-zinc alloys is based on the fact that lead is present as elementary particles in the structure and these particles act as chip breakers.
  • lead is present as a liquid phase due to the strong local deformation in the workpiece and the resulting local increase in temperature. Since the lead cannot absorb stress in its liquid state, this leads to a stress concentration on the load-transferring, weakened matrix and thus to easier chip breakage.
  • lead is incorporated into the tribological layer between the material and the tool during machining, resulting in effective lubrication and thus a reduction in friction and wear.
  • CONFIRMATION COPY Lead causes significant grain refinement in copper-zinc alloys. This is particularly beneficial for the polishability of cast material. In addition, lead has a low price.
  • copper-zinc alloys are known from the document EP 2 194 150 B1 which contain 0.1 to 1.5% by weight of Si, 0.03 to 0.4% by weight of Al, 0.01 to 0 .36% by weight of P, 0.05 to 0.5% by weight of Sn and 0.001 to 0.05% by weight of rare earths.
  • the alloys are easy to machine due to the formation of an a, ß and possibly y structure.
  • the Al content causes Al phosphides to form, which are undesirable.
  • the y-phase and Al phosphides improve chip formation, but worsen the tool life.
  • the proportion of rare earths probably leads to embrittlement of the structure.
  • the alloys are used for castings and hot-pressed parts.
  • the invention is based on the object of providing a casting material made of a copper-zinc alloy which has excellent machinability, good mechanical properties, a small grain size and thus good polishability, a low tendency to voids and the lowest possible content of ecologically questionable alloy components having. Furthermore, the invention is based on the object of specifying a method for producing a cast product and a cast part.
  • the invention is represented by the features of claim 1 with regard to a casting material made of a copper-zinc alloy and by the features of claim 7 with regard to a manufacturing process.
  • the further related claims relate to advantageous developments and further developments of the invention.
  • the invention relates to a casting material made of a copper-zinc alloy with the following composition in% by weight:
  • AI optional up to 0.05%
  • Pb optionally up to 0.25%, preferably up to 0.10%
  • the alloy has a structure of a-phase, ß-phase and phosphide particles.
  • the phosphide particles preferably contain or are copper- and/or zinc-containing phosphides.
  • the proportion of the ß-phase in the sum of a-phase and ß-phase is at least 20% by volume, preferably at least 40% by volume, and at most 70% by volume, preferably at most 60% by volume. Silicon is present in both the a phase and the ß phase.
  • the invention is based on the idea of reducing the proportion of Pb in the copper-zinc alloy as much as possible without impairing the machinability of the material.
  • Si and P are specifically added to the alloy and the volume fraction of the ß-phase is adjusted so that, on the one hand, favorable machining properties result and, on the other hand, the cast structure of the original base matrix made of ß-phase is refined.
  • the casting process is chosen so that the desired properties result.
  • a small ß grain size is advantageous for good polishability. Therefore, the ß phase must be fine-grained in the cast state. Surprisingly, it has been shown that with increasing P content, a significant grain refinement of the cast structure of the original base matrix from ß-phase occurs. In order to achieve sufficient grain refinement of the cast structure, the addition of at least 0.20% by weight of P is necessary. This is similar to the effect of 1 to 3 wt% Pb on grain refinement of ⁇ - ⁇ brass. During the primary crystallization of the ß-crystallites, the residual melt enriches with P and thereby leads to a subdivision and thus to a grain refinement of the ß-phase. During solidification, a eutectic consisting of phosphide and ß-phase is formed. In addition to the grain refinement of the base matrix from the ß phase, a grain refinement of the ⁇ crystals is observed.
  • phosphide particles are present in both the a-phase and the ß-phase in the cast material.
  • the alloy preferably contains at least 0.22% by weight of P.
  • coarse phosphides form in the cast state by individual ones Phosphides coagulate and form long network-like shapes. These coarse phosphides wet the grain boundaries and reduce ductility.
  • the material needs high strength corresponding to high hardness.
  • coarse undesirable phosphides can also occur at P contents of less than 0.38% by weight if the cooling rate when casting the alloy is too slow, such as when casting into a permanent mold.
  • the necessary high cooling rates are achieved, for example, when casting small 25 x 55 x 160 mm blocks into a steel mold. In this way it is achieved that with a P content of 0.20 to 0.38% by weight, the phosphide particles are already globular and finely distributed in the structure in the cast state. These act as separation points during machining and promote chip breakage.
  • the cooling rate during solidification must be at least 20 °C per minute (°C/min), preferably at least 30 °C per minute, and at most 60 °C in a temperature range of 550 °C to 350 °C C per minute, preferably at most 50 °C per minute.
  • the distribution of the phosphides and the grain size of the ß-phase are therefore determined not only by the chemical composition of the alloy, but also by the conditions during casting.
  • the characteristics of the phosphides in the cast state are like a fingerprint that the special process management leaves on the product.
  • the distribution of phosphides in the as-cast state can be characterized as follows: In an area of 21000 pm 2 there are 20 to 300 phosphide particles with an equivalent diameter of 0.5 to 1 pm, 30 to 120 phosphide particles with an equivalent diameter of 1 to 2 pm and 20 to 100 phosphide particles with an equivalent diameter of 2 to 5 pm are present. Below the equivalent diameter of a phosphide particle is the diameter of a to the phosphide particle of the same area. The majority of phosphide particles with an equivalent diameter of at least 0.5 pm have an equivalent diameter of at most 2 pm. If the cooling conditions are observed, the alloy is also suitable for continuous casting and mold casting, for example in the form of sand casting or chill casting.
  • Brittle structural components are advantageous for the machinability of the material, as they act as separation points during machining and thus promote chip breakage.
  • the ß phase is brittle and promotes machinability.
  • An increase in the proportion of ß-phase can be achieved by increasing the Zn content and/or by alloying silicon, because silicon stabilizes the ß-phase.
  • the ductility of the a-phase is reduced. This is achieved by alloying and incorporating silicon into the a-phase as well as finely distributed phosphides in the a-phase. Therefore, the Si content in the alloy must be at least 0.15% by weight.
  • the phosphide particles described above represent particles that act as separation points during machining and promote chip breakage.
  • a P content of at least 0.20% by weight not only improves machinability, but in particular refines the grain.
  • a small, optional proportion of Pb has an advantageous effect on machinability.
  • the machinability of the material is therefore determined by the combined selection of the parameters ß-phase, Si and P and an optionally present small proportion of Pb.
  • the proportion of the ß-phase in the sum of the a-phase and ß-phase is at least 20% by volume, preferably at least 35% by volume, particularly preferably at least 40% by volume. -%.
  • a high proportion of the ß-phase has a negative effect on ductility. Therefore, the proportion of the ß phase is at most 70% by volume, preferably at most 60% by volume.
  • the Si content of the alloy is 0.15 to 1.2% by weight
  • the P content is 0.20 to 0.38% by weight.
  • up to 0.25% by weight of Pb preferably up to a maximum of 0.10% by weight of Pb, can be added.
  • the proportion of the ß phase and the proportions of Si and P are selected so that the alloy meets the condition
  • the Cu content of the alloy is 58.0 to 66.0% by weight. If the Cu content is less than 58.0% by weight, the ductility of the alloy is too low. If the Cu content is more than 66.0% by weight, the zinc content in the alloy is too low to achieve good machinability.
  • the composition of the alloy can preferably be chosen so that the Si/P ratio is at least 0.6, particularly preferably at least 0.9.
  • the composition of the alloy can be selected such that the sum of Si and P is at least 0.58% by weight, particularly preferably at least 0.64% by weight. Both measures mentioned above contribute both independently and in combination to fulfilling the relationship described above and thus to achieving favorable cutting properties.
  • the optional elements Sn and AI support the formation of the ß-phase. If the Sn content is more than 0.5% by weight, further tin-containing phases can form, which can have a negative effect on the properties of the alloy.
  • the proportion of tin should preferably be at most 0.3% by weight, particularly preferably at most 0.2% by weight.
  • aluminum forms aluminum phosphides with phosphorus. However, these are undesirable, which is why the Al content should not exceed 0.05% by weight.
  • the proportion of iron may be at most 0.3% by weight, preferably at most 0.1% by weight.
  • Nickel supports the formation of the a-phase. Furthermore, nickel forms phosphides, which have no beneficial influence on machinability. Therefore, the proportion of nickel may be at most 0.3% by weight, preferably at most 0.1% by weight.
  • the element Bi is present as an impurity in secondary raw materials such as scrap. It can improve the machinability of the alloy. In amounts up to a maximum of 0.1% by weight, Bi has no negative influence on the alloy. Therefore, up to 0.1% by weight of Bi in the alloy is tolerated.
  • the proportion of Bi is preferably less than 0.015% by weight.
  • Te, Se and In can have a beneficial effect on the machinability of the alloy. In amounts up to a maximum of 0.1% by weight, they have no negative influence on the alloy. Therefore, up to 0.1% by weight of Te, Se and In are tolerated in the alloy. An optional proportion of up to 0.01% by weight boron contributes to grain refinement.
  • the rest of the alloy composition consists of zinc and unavoidable impurities.
  • the proportion of these impurities is a maximum of 0.2% by weight.
  • the proportions of Mn and Mg should preferably be at most 0.1% by weight, particularly preferably at most 0.05% by weight, because these elements can form phosphides that compete with those containing copper and/or zinc Phosphides can occur.
  • the Pb content in the alloy can be at least 0.02% by weight. Even such a small proportion of Pb improves the cutting properties.
  • the ratio of the proportions by weight of P and the sum of Fe and Ni can be more than 2.0, i.e. P/(Fe+Ni) > 2.0. This ensures that predominantly the copper and/or zinc-containing phosphides which are favorable for the cutting properties are formed. The formation of iron phosphides or nickel phosphides is suppressed.
  • the P content can be at least 0.26% by weight and at most 0.33% by weight. If the P content is at least 0.26% by weight, a sufficient number of phosphide particles are formed to produce a particularly fine grain and a very good to achieve machinability.
  • the Si content can be at least 0.50% by weight and at most 1.0% by weight.
  • a cast material made of a copper-zinc alloy with a Si content in this range is characterized by excellent machining properties.
  • a further aspect of the invention relates to a method for producing a cast product, the method comprising the following steps: a) melting a copper-zinc alloy with a composition as described above, b) casting a cast product with subsequent cooling of the cast product, in one Temperature range from 550 to 350 °C, the cooling rate is at least 20 °C per minute and at most 60 °C per minute.
  • a cast product can be produced from a cast material described above from a copper-zinc alloy.
  • Cu cathodes, Zn ingots, brass scraps, Cu-P master alloys and Cu-Si master alloys can be used to melt the alloy. Melting is preferably carried out in an induction furnace. The melt is then poured into a cast product. The cast product is cooled, with the cooling rate being at least 20 °C per minute, preferably at least 30 °C per minute, and at most 60 °C per minute, preferably at most 50 °C per minute, in a temperature range of 550 °C to 350 °C .
  • the defined cooling sets a favorable ratio of the volume fractions of the a-phase and the ß-phase to one another and a favorable particle distribution of copper- and/or zinc-containing phosphides in the cast material of the cast product.
  • a further aspect of the invention relates to a casting made from a casting material described above.
  • a casting refers to a product whose material has not been formed after casting and cooling.
  • the production of a casting is based on a cast product which is melted and cast using the process described above.
  • the cast product is machined to shape it. Furthermore, at least part of the surface can be polished.
  • the casting can be fully or partially coated.
  • the cast part is therefore produced by machining and optional further processing steps from a cast material or cast product described above.
  • Such a casting can be, for example, a connector, a T-piece, part of a valve, a faucet or a water meter.
  • Samples No. 1 to No. 12 were melted in an induction furnace and then cast into small blocks in molds. The cooling rate during solidification was 36 °C per minute (°C/min) in the temperature range from 550 °C to 350 °C.
  • the composition of the samples is documented in Table 1.
  • Sample No. 5 represents the lead-containing reference alloy CuZn39Pb1AI-B.
  • Cross slices were removed from the cast blocks and the microstructure was examined using a light microscope.
  • the specified volume proportions of the a-phase and the ß-phase are normalized to the sum of the a-phase and ß-phase.
  • the hardness HV was determined.
  • the electrical conductivity was determined using an eddy current method using a probe.
  • the grain size of the ß-grains was determined based on EN ISO 2624.
  • line cuts were made in the width direction of the transverse slices (referred to as “vertical”) and the number of cut ß-grains along the line cuts was determined.
  • the average line cut length in the width direction corresponds to the average ß-grain diameter in the width direction.
  • line cuts were made in the thickness direction of the transverse slices (referred to as “horizontal”) and the number of cut ⁇ -grains along these line cuts was determined.
  • the average line cut length in the thickness direction corresponds to the average ß-grain diameter in the thickness direction.
  • the light microscopic images of the unetched samples were used to quantitatively determine the size distribution of the phosphide particles.
  • Image sections measuring 167 pm x 126 pm (corresponding to an area of 21,000 pm 2 ) were selected and evaluated at 1000x magnification using the ImageJ software. In this way it was possible to detect individual particles and determine their equivalent diameter and area. Based on their equivalent diameter, the phosphide particles were divided into the categories 0.5 to 1 pm, 1 to 2 pm, 2 to 5 pm and - if available - larger than 5 pm.
  • the machinability was determined using a planing test. An indexable insert with a contour that promotes chip breakage was used. The depth of cut was 125 pm and the planing speed - I4
  • the chip shape was assigned a chip shape number according to the following list:
  • the chip shape number 1.0 corresponds to the reference alloy CuZn39Pb1AI-B, which
  • Samples No. 1 to No. 4 are samples according to the invention.
  • Samples No. 5 to No. 12 are comparison samples and are marked with (*).
  • f 92, 7249-0, 473254 [Beta]-80, 6378 [Si]-142.65 [P]+279.309-[Si] [P], where f is approximate the measured bending moment is quantified in Nm and where [Beta] denotes the proportion of the ß-phase in % by volume, [Si] denotes the proportion of silicon in % by weight and [P] denotes the proportion of phosphorus in % by weight.
  • Samples No. 1 to No. 4 are samples according to the invention.
  • the volume fraction of the ß phase is at least 38% and at most 57%.
  • the ß grain size is a maximum of 645 pm in the width direction (“vertical”) and a maximum of 781 pm in the thickness direction (“horizontal”).
  • the ratio of ß grain size in the thickness direction to ß grain size in the width direction is a maximum of 1.21.
  • the grains therefore have a topology without a preferred direction and are rated as globular.
  • the hardness is at least 110 HV10.
  • the measured bending moment is a maximum of 36.5 Nm.
  • the shape of the chips corresponds to the chip shape number 1.25 for all samples. The shape of the chips is therefore very favorable.
  • Samples No. 5 to No. 12 are comparative samples.
  • Reference sample No. 5 contains 1.1% by weight of lead and is characterized by a very small grain size, a very low bending moment and a good chip shape.
  • Samples No. 6 and No. 7 contain only very small amounts of silicon and phosphorus in addition to copper and zinc. In both samples, the ß grain size is very large, the bending moment measured during machining is high and the chip shape is poor.
  • Samples No. 8 to No. 11 each contain approximately 0.55 wt% silicon. Samples No. 8 and No. 10 contain no or very little phosphorus, while Samples No. 9 and No. 11 contain phosphorus in an amount of 0.126% by weight and 0.067% by weight, respectively.
  • the zinc content is slightly more than 1% by weight higher than the zinc content of samples No. 8 and No. 9.
  • the larger zinc content leads to a larger volume fraction ß phase.
  • the comparison of samples No. 8 and No. 10 with samples No. 6 and No. 7 shows that by alloying approximately 0.55% by weight of silicon, the bending moment acting during machining is reduced due to the hardening of the a-phase and the ß phase is significantly reduced.
  • the ß-grain size is smaller in samples No. 8 to No. 11 than in samples No. 6 and No. 7.
  • the ß-grain size tends to decrease with increasing P content.
  • Samples No. 8 to No. 11 have a beta grain size larger than the beta grain size of Samples No. 1 to No. 4.
  • the horizontal ß-grain size is larger than the vertical ß-grain size by more than a factor of 1.25, usually even by more than a factor of 2.5, while in samples no. 1 to No. 4 the horizontal ß-grain size is at most a factor of 1.25 larger than the vertical ß-grain size.
  • sample no. 12 Due to the phosphorus content of 0.276% by weight, sample no. 12 shows a globular ß-grain with a vertical ß-grain size of 605 pm and a horizontal ß-grain size of 856 pm. However, sample No. 12 has a volume fraction of the ⁇ phase of only 22% and a low Si content of 0.277 wt%, which increases the bending moment acting during machining and the condition
  • the samples No. 1 to No. 4 are characterized by grains with a topology without a preferred direction, i.e. globular grains, and with a ß-grain size of a maximum of 800 pm, while in the samples No. 8 to No. 11 the ß- Grain size is generally larger.
  • the ß grain size in the thickness direction (“horizontal”) is significantly larger than in the width direction (“vertical”). Therefore, the grain formation in samples No. 8, No. 10 and No. 11, as in samples No. 6 and No. 7, is described as stalky and rated as unfavorable. The reason for the favorable topology and size of the grains in samples No. 1 to No.

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Abstract

Die Erfindung betrifft einen Gusswerkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung mit folgender Zusammensetzung in Gewichts-%: Cu: 58,0 bis 66,0 %, Si: 0,15 bis 1,2 %, P: 0,20 bis 0,38 %, Sn: optional bis zu 0,5 %, Al: optional bis zu 0,05 %, Fe: optional bis zu 0,3 %, Ni: optional bis zu 0,3 %, Pb: optional bis zu 0,25 %, Bi: optional bis zu 0,1 %, Te, Se, In optional jeweils bis zu 0,1 %, B: optional bis zu 0,01 %, Rest Zn und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei der Anteil an unvermeidbaren Verunreinigungen weniger als 0,2 Gew.-% beträgt. Die Legierung weist ein Gefüge aus α-Phase, β-Phase und Phosphid- Partikeln auf. Der Anteil der β-Phase an der Summe aus α-Phase und β-Phase beträgt mindestens 20 VoL-% und höchstens 70 Vol.-%. Silicium ist sowohl in der α-Phase als auch in der β-Phase vorhanden. In einer Fläche von 21000 μm2 sind 20 bis 300 Phosphid-Partikel mit einem äquivalenten Durchmesser von 0,5 bis 1 μm, 30 bis 120 Phosphid-Partikel mit einem äquivalenten Durchmesser von 1 bis 2 μm und 20 bis 100 Phosphid-Partikel mit einem äquivalenten Durchmesser von 2 bis 5 μm vorhanden. Der Anteil der β-Phase sowie die Anteile von Si und P so gewählt sind, dass die Bedingung 92, 7249-0, 473254 [Beta]-80,6378 [Si]-142,65 [P]+279,309 [Si] [P] < 40 erfüllt ist, wobei [Beta] den Anteil der β-Phase in Vol.-%, [Si] den Anteil von Silicium in Gewichts-% und [P] den Anteil von Phosphor in Gew.-% bezeichnet.

Description

Beschreibung
Gusswerkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung, Verfahren zur Herstellung eines Gussprodukts und Gussteil
Die Erfindung betrifft einen Gusswerkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung, ein Verfahren zur Herstellung eines Gussprodukts sowie ein Gussteil.
Aus a- und ß-Phase bestehende Kupfer-Zink-Gusswerkstoffe (auch „Gusslegierungen“ genannt) mit ungefähr 1 Gew.-% Blei, wie beispielsweise CuZn39Pb1AI-B (CB757S), sind exzellent gießbar, sehr gut zerspanbar und darüber hinaus gut polierbar. Bleihaltige Kupfer-Zink-Gusslegierungen werden in einer Vielzahl an Anwendungen im Sanitärbereich eingesetzt, speziell für Wasserhähne und Fittinge im Trinkwasserbereich.
Die positive Wirkung von Blei in Kupfer-Zink-Legierungen basiert darauf, dass Blei elementar als Partikel im Gefüge vorliegt und diese Partikel als Spanbrecher wirken. Bei der Zerspanung liegt Blei infolge der starken lokalen Verformung im Werkstück und der daraus folgenden lokalen Temperaturerhöhung als flüssige Phase vor. Da das Blei im flüssigen Zustand keine Spannungen aufnehmen kann, führt dies zu einer Spannungskonzentration an der lastübertragenden, geschwächten Matrix und damit zu einem leichteren Spanbruch. Zusätzlich wird Blei bei der Zerspanung in die tribologische Schicht zwischen Werkstoff und Werkzeug mit eingebaut und führt so zu einer effektiven Schmierung und damit zu einer Verringerung von Reibung und Verschleiß. Darüber hinaus ist bekannt, dass
BESTÄTIGUNGSKOPIE Blei bei Kupfer-Zink-Legierungen eine deutliche Kornfeinung bewirkt. Dies ist speziell bei Gussmaterial günstig für die Polierbarkeit. Darüber hinaus hat Blei einen niedrigen Preis.
Allerdings ist Blei schädigend für die Umwelt. Blei reichert sich bei Aufnahme kleinster Mengen im menschlichen Körper an und kann zu gesundheitlichen Schäden führen. Deshalb haben die EU, die USA, China und andere Staaten die Grenzwerte in Kupferlegierungen immer weiter reduziert und der Ersatz von bleihaltigem Messing durch bleireduzierte oder bleifreie zerspanbare Kupferlegierungen wird angestrebt. Grenzwerte werden im Rahmen von EU-Direktiven vorgegeben, wie beispielsweise der Richtlinie 2011/65/EU (RoHS), die 1000 ppm (0,1 %) Pb als Obergrenze vorsieht. Um auch bei solch geringen Gehalten von Blei eine gute Zerspanbarkeit des Werkstoffs sicherzustellen, werden verschiedene Legierungselemente als Alternative zu Blei vorgeschlagen.
Aus einer Vielzahl von Druckschriften ist bekannt, Wismut (Bi) als Alternative zu Blei zu verwenden, um die Zerspanbarkeit zu verbessern. Um das Problem der Filmbildung von Bi entlang der Korngrenzen und damit einhergehender Spannungsriss- und Warmrissanfälligkeit zu mildern, wird das Zulegieren weiterer Elemente vorgeschlagen. Hierzu wird insbesondere auf die Druckschriften KR 10 0 555 854 B1 , KR 10 2006 096 877 A, JP 2005 290 475 A, JP 2014 122 427 A und JP 2006 083443 A verwiesen. Trotzdem ist Bi unerwünscht, da es zum einen ein wenig verfügbares, nur begrenzt vorhandenes Metall ist und zum anderen innerhalb der Stoffkreisläufe der Kupferwerkstoffe zu Warmbrüchigkeit führt.
Des Weiteren sind aus der Druckschrift EP 2 194 150 B1 Kupfer-Zink-Legierungen bekannt, die 0,1 bis 1 ,5 Gew.-% Si, 0,03 bis 0,4 Gew.-% AI, 0,01 bis 0,36 Gew.-% P, 0,05 bis 0,5 Gew.-% Sn und 0,001 bis 0,05 Gew.-% Seltene Erden enthalten. Die Legierungen sind aufgrund der Ausbildung eines a-, ß- und eventuell y- Gefüges gut zerspanbar. Durch den Al-Anteil bilden sich Al-Phosphide, die unerwünscht sind. Die y-Phase und Al-Phosphide verbessern zwar die Spanbildung, verschlechtern aber die Standzeit des Werkzeugs. Außerdem führt der Anteil von Seltenen Erden vermutlich zu einer Versprödung des Gefüges. Die Legierungen werden für Gussteile und Warmpressteile verwendet.
Der Ersatz von Blei durch Phosphor, welcher in der Legierung spröde Phosphide bildet, wird ferner in der Druckschrift EP 3 992 321 A1 für eine Gusslegierung mit Cu von 58,5 bis 65,0 Gew.-%, Si von 0,40 bis 1 ,40 Gew.-%, P von 0,003 bis 0,19 Gew.-%, Pb von 0,002 bis 0,25 Gew.-%, Rest Zink sowie weiteren optionalen Elementen beschrieben. Der Zusatz von 0,003 bis 0,19 Gew.-% P zur Bildung von Phosphiden und von 0,4 bis 1 ,4 Gew.-% Si zur Aufhärtung der a- und ß-Kristallite führt hier zu einem gut zerspanbaren Gusswerkstoff.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen Gusswerkstoff aus einer Kupfer- Zink-Legierung bereitzustellen, der eine hervorragende Zerspanbarkeit, gute mechanische Eigenschaften, eine kleine Korngröße und damit eine gute Polierbarkeit, eine geringe Neigung zu Lunkern und einen möglichst geringen Gehalt an ökologisch bedenklichen Legierungsbestandteilen aufweist. Des Weiteren liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung eines Gussprodukts sowie ein Gussteil anzugeben.
Die Erfindung wird bezüglich eines Gusswerkstoffs aus einer Kupfer-Zink- Legierung durch die Merkmale des Anspruchs 1 und bezüglich eines Herstellverfahrens durch die Merkmale des Anspruchs 7 wiedergegeben. Die weiteren rückbezogenen Ansprüche betreffen vorteilhafte Aus- und Weiterbildungen der Erfindung. Die Erfindung betrifft einen Gusswerkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung mit folgender Zusammensetzung in Gewichts-%:
Cu: 58,0 bis 66,0 %,
Si: 0,15 bis 1 ,2 %,
P: 0,20 bis 0,38 %,
Sn: optional bis zu 0,5 %,
AI: optional bis zu 0,05 %,
Fe: optional bis zu 0,3 %,
Ni: optional bis zu 0,3 %,
Pb: optional bis zu 0,25 %, bevorzugt bis zu 0,10 %,
Bi: optional bis zu 0,1 %,
Te, Se, In optional jeweils bis zu 0,1 %, B: optional bis zu 0,01 %,
Rest Zn und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei der Anteil an unvermeidbaren Verunreinigungen weniger als 0,2 Gew.-% beträgt. Die Legierung weist ein Gefüge aus a-Phase, ß-Phase und Phosphid- Partikeln auf. Die Phosphid-Partikel enthalten oder sind bevorzugt kupfer- und/oder zinkhaltige Phosphide. Der Anteil der ß-Phase an der Summe aus a-Phase und ß-Phase beträgt mindestens 20 Vol.-%, bevorzugt mindestens 40 Vol.-%, und höchstens 70 Vol.- %, bevorzugt höchstens 60 Vol.-%. Silicium ist sowohl in der a-Phase als auch in der ß-Phase vorhanden. In einer Fläche von 21000 pm2 sind 20 bis 300 Phosphid-Partikel mit einem äquivalenten Durchmesser von 0,5 bis 1 pm, 30 bis 120 Phosphid-Partikel mit einem äquivalenten Durchmesser von 1 bis 2 pm und 20 bis 100 Phosphid-Partikel mit einem äquivalenten Durchmesser von 2 bis 5 pm vorhanden. Der Volumenanteil der ß-Phase sowie die Anteile von Si und P sind so gewählt, dass die Legierung die Bedingung
92, 7249-0, 473254 [Beta]-80,6378 [Si]-142,65 [P]+279,309 [Si] [P] < 40 erfüllt, wobei [Beta] den Anteil der ß-Phase in Vol.-%, [Si] den Anteil von Silicium in Gewichts-% und [P] den Anteil von Phosphor in Gewichts-% bezeichnet.
Die Erfindung geht dabei von der Überlegung aus, die Anteile von Pb in der Kupfer-Zink-Legierung möglichst weit zu reduzieren, ohne die Zerspanbarkeit des Werkstoffs zu verschlechtern. Zu diesem Zweck werden der Legierung gezielt Si und P zulegiert und der Volumenanteil der ß-Phase so eingestellt, dass sich einerseits günstige Zerspanungseigenschaften ergeben und andererseits das Gussgefüge der ursprünglichen Grundmatrix aus ß-Phase gefeint wird. Darüber hinaus wird die Prozessführung beim Gießen so gewählt, dass die gewünschten Eigenschaften resultieren.
Eine kleine ß-Korngröße ist vorteilhaft für eine gute Polierbarkeit. Deshalb muss die ß-Phase im Gusszustand feinkörnig vorliegen. Überraschend hat sich gezeigt, dass mit zunehmendem P-Gehalt eine deutliche Kornfeinung des Gussgefüges der ursprünglichen Grundmatrix aus ß-Phase eintritt. Um eine ausreichende Kornfeinung des Gussgefüges zu erzielen, ist die Zugabe von mindestens 0,20 Gew.-% P notwendig. Dies ist ähnlich zur Wirkung von 1 bis 3 Gew.-% Pb auf die Kornfeinung von a-ß-Messing. Bei der Primärkristallisation der ß-Kristallite reichert sich die Restschmelze mit P an und führt dadurch zu einer Unterteilung und damit zu einer Kornfeinung der ß-Phase. Bei der Erstarrung bildet sich ein Eutektikum aus Phosphid und ß-Phase. Zusätzlich zur Kornfeinung der Grundmatrix aus ß-Phase wird eine Kornfeinung der a-Kristall ite beobachtet.
Bei einem P-Anteil von mindestens 0,20 Gew.-% sind im Gusswerkstoff Phosphid- Partikel sowohl in der a-Phase als auch in der ß-Phase vorhanden. Bevorzugt enthält die Legierung mindestens 0,22 Gew.-% P. Bei einem P-Gehalt von mehr als 0,38 Gew.-% bilden sich im Gusszustand grobe Phosphide, indem einzelne Phosphide koagulieren und lange netzwerkartige Formen bilden. Diese groben Phosphide benetzen die Korngrenzen und vermindern die Duktilität. Für den Einsatz als mechanische Komponenten, beispielsweise als Trinkwasserventile oder Verbindungen, braucht das Material eine hohe Festigkeit entsprechend einer hohen Härte.
Grobe unerwünschte Phosphide können jedoch auch bei P-Gehalten von unter 0,38 Gew.-% auftreten, wenn beim Gießen der Legierung die Abkühlgeschwindigkeit zu gering ist, wie beispielsweise beim Gießen in eine Standkokille. Die notwendigen hohen Abkühlgeschwindigkeiten werden beispielsweise beim Tammannguss von kleinen 25 x 55 x 160 mm-Blöckchen in eine Stahlkokille erzielt. Auf diese Weise wird erreicht, dass bei einem P-Gehalt von 0,20 bis 0,38 Gew.-% die Phosphid-Partikel bereits im Gusszustand globular und fein verteilt im Gefüge vorliegen. Diese wirken beim Zerspanen als Trennstellen und begünstigen den Spanbruch. Um die Phosphid-Partikel geeignet einzustellen, muss in einem Temperaturbereich von 550 °C bis 350 °C die Abkühlgeschwindigkeit bei der Erstarrung mindestens 20 °C pro Minute (°C/min), bevorzugt mindestens 30 °C pro Minute, und höchstens 60 °C pro Minute, bevorzugt höchstens 50 °C pro Minute betragen. Die Verteilung der Phosphide und die Korngröße der ß-Phase werden deshalb nicht nur durch die chemische Zusammensetzung der Legierung bestimmt, sondern auch durch die Bedingungen beim Gießen. Die Charakteristik der Phosphide im Gusszustand ist somit wie ein Fingerabdruck, den die besondere Prozessführung auf dem Produkt hinterlässt. Die Verteilung der Phosphide im Gusszustand kann wie folgt charakterisiert werden: In einer Fläche von 21000 pm2 sind 20 bis 300 Phosphid-Partikel mit einem äquivalenten Durchmesser 0,5 bis 1 pm, 30 bis 120 Phosphid-Partikel mit einem äquivalenten Durchmesser 1 bis 2 pm und 20 bis 100 Phosphid-Partikel mit einem äquivalenten Durchmesser von 2 bis 5 pm vorhanden. Unter dem äquivalenten Durchmesser eines Phosphid-Partikels wird der Durchmesser eines zum Phosphid-Partikel flächengleichen Kreises verstanden. Der überwiegende Teil der Phosphid-Partikel mit einem äquivalenten Durchmesser von mindestens 0,5 pm hat einen äquivalenten Durchmesser von höchstens 2 pm. Die Legierung ist bei Beachtung der Abkühlbedingungen auch für Strangguss und Formguss, beispielsweise in Form von Sandguss oder Kokillenguss, geeignet.
Für die Zerspanbarkeit des Werkstoffs sind spröde Gefügebestandteile vorteilhaft, die beim Zerspanen als Trennstellen wirken und somit den Spanbruch unterstützen. Die ß-Phase ist spröde und begünstigt die Zerspanbarkeit. Eine Steigerung des Anteils von ß-Phase kann durch eine Erhöhung des Zn-Gehalts und/oder durch Zulegieren von Silicium erreicht werden, denn Silicium stabilisiert die ß-Phase. Für eine gute Zerspanbarkeit hat es sich zudem als vorteilhaft erwiesen, wenn die Duktilität der a-Phase reduziert wird. Dies gelingt durch das Zulegieren und Einlagern von Silicium in die a-Phase sowie durch fein verteilte Phosphide in der a-Phase. Deshalb muss der Si-Anteil in der Legierung mindestens 0,15 Gew.-% betragen. Die vorstehend beschriebenen Phosphid- Partikel stellen Partikel dar, die beim Zerspanen als Trennstellen wirken und den Spanbruch begünstigen. Ein P-Anteil von mindestens 0,20 Gew.-% verbessert nicht nur die Zerspanbarkeit, sondern verfeinert insbesondere das Korn. Ferner wirkt sich ein geringer optionaler Anteil von Pb vorteilhaft auf die Zerspanbarkeit aus.
Die Zerspanbarkeit des Werkstoffs wird folglich durch die kombinierte Auswahl der Parameter ß-Phase, Si und P und einem optional vorhandenen, geringen Anteil von Pb bestimmt. Bei dem vorgeschlagenen Gusswerkstoff aus einer Kupfer-Zink- Legierung beträgt der Anteil der ß-Phase an der Summe aus a-Phase und ß- Phase mindestens 20 Vol.-%, bevorzugt mindestens 35 Vol.-%, besonders bevorzugt mindestens 40 Vol.-%. Ein hoher Anteil der ß-Phase wirkt sich negativ auf die Duktilität aus. Deshalb beträgt der Anteil der ß-Phase höchstens 70 VoL-%, bevorzugt höchstens 60 Vol.-%. Der Si-Gehalt der Legierung beträgt 0,15 bis 1 ,2 Gew.-%, der P-Gehalt 0,20 bis 0,38 Gew.-%. Ferner können bis zu 0,25 Gew.-% Pb, bevorzugt bis maximal 0,10 Gew.-% Pb hinzutreten. Dabei sind der Anteil der ß-Phase sowie die Anteile von Si und P so gewählt, dass die Legierung die Bedingung
92, 7249-0, 473254 [Beta]-80, 6378 [Si]-142, 65 [P]+279, 309 [Si] [P] < 40 erfüllt, wobei [Beta] den Anteil der ß-Phase in Vol.-%, [Si] den Anteil von Silicium in Gewichts-% und [P] den Anteil von Phosphor in Gewichts-% bezeichnet. Diese Relation beschreibt quantitativ den Einfluss der Parameter ß-Phase, Si und P auf die Zerspanungseigenschaften der Legierung sowie die Wechselwirkung dieser Parameter untereinander. So kann beispielsweise ein geringer Anteil an ß-Phase durch einen höheren Anteil an Silicium und/oder Phosphor im Rahmen der Spezifikation der Zusammensetzung der Legierung ausgeglichen werden und umgekehrt.
Der Cu-Gehalt der Legierung beträgt 58,0 bis 66,0 Gew.-%. Bei einem Cu-Anteil von weniger als 58,0 Gew.-% ist die Duktilität der Legierung zu gering. Bei einem Cu-Anteil von mehr als 66,0 Gew.-% ist der Zink-Anteil in der Legierung zu gering, um eine gute Zerspanbarkeit zu erreichen.
Ferner kann die Zusammensetzung der Legierung bevorzugt so gewählt werden, dass das Verhältnis Si/P mindestens 0,6, besonders bevorzugt mindestens 0,9 beträgt. In einer weiteren bevorzugten Ausführungsform kann die Zusammensetzung der Legierung so gewählt werden, dass die Summe aus Si und P mindestens 0,58 Gew.-%, besonders bevorzugt mindestens 0,64 Gew.-% beträgt. Beide vorstehend genannten Maßnahmen tragen sowohl unabhängig voneinander als auch in Kombination zum Erfüllen der vorstehend beschriebenen Relation und somit zum Erreichen günstiger Zerspanungseigenschaften bei. Die optionalen Elemente Sn und AI unterstützen die Bildung der ß-Phase. Bei einem Sn-Anteil von mehr als 0,5 Gew.-% können sich weitere zinnhaltige Phasen bilden, die sich negativ auf die Eigenschaften der Legierung auswirken können. Bevorzugt sollte der Anteil von Zinn höchstens 0,3 Gew.-%, besonders bevorzugt höchstens 0,2 Gew.-%, betragen. Ferner bildet Aluminium mit Phosphor Aluminium-Phosphide. Diese sind jedoch unerwünscht, weshalb der Al-Anteil 0,05 Gew.-% nicht überschreiten sollte.
Eisen führt zu einer Kornfeinung des Gefüges. Ferner bildet Eisen harte Phosphide und Silizide, die sich bei der Zerspanung nachteilhaft auf die Standzeit der Werkzeuge und die Polierbarkeit auswirken. Deshalb darf der Anteil von Eisen höchstens 0,3 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,1 Gew.-% betragen.
Nickel unterstützt die Bildung der a-Phase. Ferner bildet Nickel Phosphide, die keinen vorteilhaften Einfluss auf die Zerspanbarkeit haben. Deshalb darf der Anteil von Nickel höchstens 0,3 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,1 Gew.-% betragen.
Das Element Bi ist als Verunreinigung in Sekundärrohstoffen, wie beispielsweise Schrott, vorhanden. Es kann die Zerspanbarkeit der Legierung verbessern. In Mengen bis maximal 0,1 Gew.-% hat Bi keinen negativen Einfluss auf die Legierung. Deshalb werden bis zu 0,1 Gew.-% Bi in der Legierung toleriert. Bevorzugt beträgt der Anteil an Bi weniger als 0,015 Gew.-%.
Die Elemente Te, Se und In können sich vorteilhaft auf die Zerspanbarkeit der Legierung auswirken. In Mengen bis jeweils maximal 0,1 Gew.-% haben sie keinen negativen Einfluss auf die Legierung. Deshalb werden jeweils bis zu 0,1 Gew.-% von Te, Se und In in der Legierung toleriert. Ein optionaler Anteil von bis zu 0,01 Gew.-% Bor trägt zur Kornfeinung bei.
Der Rest der Legierungszusammensetzung besteht aus Zink und unvermeidbaren Verunreinigungen. Um unkontrollierbare Einflüsse der Verunreinigungen auf die Eigenschaften der Legierung zu vermeiden, beträgt der Anteil dieser Verunreinigungen maximal 0,2 Gew.-%. Bevorzugt sollten insbesondere die Anteile an Mn und Mg jeweils höchstens 0,1 Gew.-%, besonders bevorzugt jeweils höchstens 0,05 Gew.-% betragen, weil diese Elemente Phosphide bilden können, die in Konkurrenz zu den kupfer- und/oder zinkhaltigen Phosphiden treten können.
In bevorzugter Ausgestaltung der Erfindung kann der Pb-Anteil in der Legierung mindestens 0,02 Gew.-% betragen. Bereits ein so geringer Anteil von Pb verbessert die Zerspanungseigenschaften.
Vorteilhafterweise kann das Verhältnis der Gewichtsanteile von P und der Summe aus Fe und Ni mehr als 2,0 betragen, also P/(Fe+Ni) > 2,0. Hierdurch wird erreicht, dass vorwiegend die für die Zerspanungseigenschaften günstigen kupfer- und/oder zinkhaltigen Phosphide gebildet werden. Die Bildung von Eisenphosphiden oder Nickelphosphiden wird unterdrückt.
Besonders vorteilhaft kann es sein, dass die Anteile von Fe und Ni in Summe höchstens 0,1 Gew.-% betragen. Auch durch diese Einschränkung wird die Bildung von Eisenphosphiden und Nickelphosphiden gegenüber der Bildung von kupfer- und/oder zinkhaltigen Phosphiden gehemmt.
Bei einer besonders vorteilhaften Ausführungsform der Erfindung kann der P-Anteil mindestens 0,26 Gew.-% und höchstens 0,33 Gew.-% betragen. Wenn der P-Anteil mindestens 0,26 Gew.-% beträgt, werden ausreichend viele Phosphid-Partikel gebildet, um ein besonders feines Korn und eine sehr gute Zerspanbarkeit zu erreichen.
Im Rahmen einer vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung kann der Si-Anteil mindestens 0,50 Gew.-% und höchstens 1 ,0 Gew.-% betragen. Ein Gusswerkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung mit einem Si-Anteil in diesem Bereich zeichnet sich durch exzellente Zerspanungseigenschaften aus.
Ein weiterer Aspekt der Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Gussprodukts, wobei das Verfahren folgende Schritte umfasst: a) Erschmelzen einer Kupfer-Zink-Legierung mit einer Zusammensetzung wie vorstehend beschrieben, b) Gießen eines Gussprodukts mit anschließendem Abkühlen des Gussprodukts, wobei in einem Temperaturbereich von 550 bis 350 °C die Abkühlgeschwindigkeit mindestens 20 °C pro Minute und höchstens 60 °C pro Minute beträgt.
Mit dem Verfahren kann ein Gussprodukt aus einem vorstehend beschriebenen Gusswerkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung hergestellt werden. Zum Erschmelzen der Legierung können Cu-Kathoden, Zn-Blöcke, Messing-Schrotte, Cu-P-Vorlegierungen und Cu-Si-Vorlegierungen verwendet werden. Das Erschmelzen erfolgt bevorzugt in einem Induktionsofen. Anschließend wird die Schmelze zu einem Gussprodukt abgegossen. Das Gussprodukt wird abgekühlt, wobei in einem Temperaturbereich von 550 °C bis 350 °C die Abkühlgeschwindigkeit mindestens 20 °C pro Minute, bevorzugt mindestens 30 °C pro Minute, und höchstens 60 °C pro Minute, bevorzugt höchstens 50 °C pro Minute beträgt. Durch die definierte Abkühlung wird ein günstiges Verhältnis der Volumenanteile der a-Phase und der ß-Phase zueinander und eine günstige Partikelverteilung von kupfer- und/oder zinkhaltigen Phosphiden im Gusswerkstoff des Gussprodukts eingestellt. Hinsichtlich weiterer technischer Merkmale und Vorteile des erfindungsgemäßen Verfahrens wird hiermit explizit auf die Erläuterungen im Zusammenhang mit dem erfindungsgemäßen Gusswerkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung sowie auf die Ausführungsbeispiele verwiesen.
Ein weiterer Aspekt der Erfindung betrifft ein Gussteil aus einem vorstehend beschriebenen Gusswerkstoff. Ein Gussteil bezeichnet ein Produkt, dessen Werkstoff nach dem Gießen und Abkühlen nicht mehr umgeformt wurde. Die Herstellung eines Gussteils geht von einem Gussprodukt aus, welches nach dem vorstehend beschriebenen Verfahren erschmolzen und gegossen wird. Zur Formgebung wird das Gussprodukt spanend bearbeitet. Ferner kann zumindest ein Teil der Oberfläche poliert werden. Optional kann das Gussteil ganz oder teilweise beschichtet werden. Das Gussteil wird also durch Zerspanung und optionale weitere Bearbeitungsschritte aus einem vorstehend beschriebenen Gusswerkstoff beziehungsweise Gussprodukt hergestellt. Ein solches Gussteil kann beispielsweise ein Verbinder, ein T-Stück, ein Teil eines Ventils, eines Wasserhahns oder einer Wasseruhr sein.
Die Erfindung wird anhand von Ausführungsbeispielen und Vergleichsbeispielen näher erläutert.
Die Proben Nr. 1 bis Nr. 12 wurden in einem Induktionsofen erschmolzen und anschließend in Kokillen zu kleinen Blöcken abgegossen. Die Abkühlgeschwindigkeit bei der Erstarrung betrug 36 °C pro Minute (°C/min) im Temperaturbereich von 550 °C bis 350 °C. Die Zusammensetzung der Proben ist in Tabelle 1 dokumentiert. Probe Nr. 5 repräsentiert die bleihaltige Referenzlegierung CuZn39Pb1AI-B. Von den gegossenen Blöcken wurden Querscheiben entnommen und an diesen die Mikrostruktur mittels Lichtmikroskop untersucht. Die angegebenen Volumen- Anteile der a-Phase und der ß-Phase sind auf die Summe aus a-Phase und ß-Phase normiert. Die Härte HV wurde bestimmt. Die elektrische Leitfähigkeit wurde mittels Wirbelstromverfahrens über einen Taster bestimmt.
Die Korngröße der ß-Körner wurde in Anlehnung an EN ISO 2624 bestimmt. Hierbei wurden Linienschnitte in Breitenrichtung der Querscheiben (als „vertikal“ bezeichnet) gelegt und die Anzahl der geschnittenen ß-Körner entlang der Linienschnitte bestimmt. Die mittlere Linienschnittlänge in Breitenrichtung entspricht dem mittleren ß-Korndurchmesser in Breitenrichtung. Analog dazu wurden Linienschnitte in Dickenrichtung der Querscheiben (als „horizontal“ bezeichnet) gelegt und die Anzahl der geschnittenen ß-Körner entlang dieser Linienschnitte bestimmt. Die mittlere Linienschnittlänge in Dickenrichtung entspricht dem mittleren ß-Korndurchmesser in Dickenrichtung.
Für die quantitative Bestimmung der Größenverteilung der Phosphid-Partikel wurden die lichtmikroskopischen Bilder der ungeätzten Proben verwendet. Es wurden Bildausschnitte der Abmessung 167 pm x 126 pm (entsprechend einer Fläche von 21000 pm2) gewählt und diese in 1000-facher Vergrößerung mittels der Software ImageJ ausgewertet. Auf diese Weise war es möglich, einzelne Partikel zu erkennen und deren äquivalenten Durchmesser und deren Fläche zu bestimmen. Die Phosphid-Partikel wurden anhand ihres äquivalenten Durchmessers in die Kategorien 0,5 bis 1 pm, 1 bis 2 pm, 2 bis 5 pm und - falls vorhanden - größer 5 pm eingeteilt.
Die Zerspanbarkeit wurde mittels eines Hobelversuches bestimmt. Hierbei wurde eine Wendeschneidplatte mit einer Kontur verwendet, die den Spanbruch begünstigt. Die Spanungstiefe betrug 125 pm und die Hobelgeschwindigkeit - I4
86 m/min. Während des Hobelvorgangs wurde das Biegemoment, das auf das Werkzeug wirkt, gemessen und daraus der Mittelwert des Biegemoments bestimmt. Die entstandenen Späne wurden optisch bewertet und bezüglich der Spanform kategorisiert. Der Spanform wurde eine Spanform-Zahl gemäß folgender Auflistung zugeordnet:
Figure imgf000015_0001
Die Spanform-Zahl 1 ,0 entspricht der Referenzlegierung CuZn39Pb1AI-B, die
1 Gew.-% Blei enthält (Probe Nr. 5).
Zur Bewertung der Zerspanbarkeit der Proben wurde das ermittelte Biegemoment beim Hobeln und die Form der Späne herangezogen. Ein mittleres Biegemoment von höchstens 37 Nm sowie Späne, die der Spanform-Zahl 1 ,0 oder 1 ,25 entsprechen, wurden als sehr günstig bewertet.
Die Ergebnisse der Untersuchungen sind in Tabelle 1 dokumentiert. Die Proben Nr. 1 bis Nr. 4 sind erfindungsgemäße Proben. Die Proben Nr. 5 bis Nr. 12 sind Vergleichsproben und sind mit (*) gekennzeichnet.
Ferner wurde versucht, das gemessene mittlere Biegemoment als Funktion des Volumenanteils der ß-Phase sowie der Gewichtsanteile von Si und P zu parametrisieren. Der so ermittelte funktionale Zusammenhang kann wie folgt dargestellt werden: f = 92, 7249-0, 473254 [Beta]-80, 6378 [Si]-142,65 [P]+279,309-[Si] [P], wobei f näherungsweise das gemessene Biegemoment in Nm quantifiziert und wobei [Beta] den Anteil der ß-Phase in Vol.-%, [Si] den Anteil von Silicium in Gewichts-% und [P] den Anteil von Phosphor in Gewichts-% bezeichnet. Der gemäß dieser Formel berechnete Wert von f ist in der letzten Spalte der Tabelle 1 dokumentiert. Ein Vergleich dieses Werts f mit dem gemessenen Biegemoment zeigt (mit Ausnahme der beiden sehr schlecht zerspanbaren Proben Nr. 6 und Nr. 7) eine sehr gute Übereinstimmung zwischen den beiden Größen. Die erfindungsgemäßen Proben Nr. 1 bis Nr. 4, die alle ein gemessenes Biegemoment von weniger als 37 Nm aufweisen, sind dadurch charakterisiert, dass der Wert von f weniger als 40 beträgt.
Figure imgf000017_0001
Tabelle 1 : Zusammensetzung und strukturelle Eigenschaften der Proben
Figure imgf000018_0001
Tabelle 1 (Fortsetzung): Zusammensetzung und technologische Eigenschaften der Proben
Die Proben Nr. 1 bis Nr. 4 sind erfindungsgemäße Proben. Der Volumenanteil der ß-Phase beträgt mindestens 38 % und höchstens 57 %. Die ß-Korngröße beträgt in Breitenrichtung („vertikal“) maximal 645 pm und in Dickenrichtung („horizontal“) maximal 781 pm. Das Verhältnis von ß-Korngröße in Dickenrichtung zu ß-Korngröße in Breitenrichtung beträgt maximal 1 ,21. Die Körner weisen somit eine Topologie ohne Vorzugsrichtung auf und werden als globular bewertet. Die Härte beträgt mindestens 110 HV10. Das gemessene Biegemoment beträgt maximal 36,5 Nm. Die Form der Späne entspricht bei allen Proben der Spanformzahl 1 ,25. Die Form der Späne ist somit sehr günstig.
Die Proben Nr. 5 bis Nr. 12 sind Vergleichsproben. Die Referenz-Probe Nr. 5 enthält 1 ,1 Gew.-% Blei und ist durch eine sehr kleine Korngröße, ein sehr geringes Biegemoment und eine gute Spanform charakterisiert. Proben Nr. 6 und Nr. 7 enthalten neben Kupfer und Zink nur sehr geringe Mengen an Silicium und Phosphor. Bei beiden Proben ist die ß-Korngröße sehr groß, das beim Zerspanen gemessene Biegemoment hoch und die Spanform schlecht.
Die Proben Nr. 8 bis Nr. 11 enthalten jeweils ungefähr 0,55 Gew.-% Silicium. Die Proben Nr. 8 und Nr. 10 enthalten kein beziehungsweise nur sehr wenig Phosphor, während die Proben Nr. 9 und Nr. 11 Phosphor in einer Menge von 0,126 Gew.-% beziehungsweise 0,067 Gew.-% enthalten. Bei den Proben Nr. 10 und Nr. 11 liegt der Zink-Anteil um etwas mehr als 1 Gew.-% über dem Zink-Anteil der Proben Nr. 8 und Nr. 9. Der größere Zink-Anteil führt zu einem größeren Volumenanteil der ß-Phase. Der Vergleich der Proben Nr. 8 und Nr. 10 mit den Proben Nr. 6 und Nr. 7 zeigt, dass durch das Zulegieren von ungefähr 0,55 Gew.-% Silicium das beim Zerspanen wirkende Biegemoment infolge der Aufhärtung der a-Phase und der ß-Phase deutlich reduziert wird. Dabei wird der höhere Volumenanteil der ß-Phase bei den Proben Nr. 6 und Nr. 7 durch den Silicium-Anteil bei den Proben Nr. 8 und Nr. 10 mehr als kompensiert. Ferner nimmt das Biegemoment auch mit steigendem P-Anteil ab. Die Spanform ist bei den Proben Nr. 8 bis Nr. 11 günstig.
Die ß-Korngröße ist bei den Proben Nr. 8 bis Nr. 11 geringer als bei den Proben Nr. 6 und Nr. 7. Die ß-Korngröße nimmt mit steigendem P-Anteil tendenziell ab. Andererseits weisen die Proben Nr. 8 bis Nr. 11 eine ß-Korngröße auf, die größer als die ß-Korngröße der Proben Nr. 1 bis Nr. 4 ist. Insbesondere ist bei den Proben Nr. 8 bis Nr. 11 die horizontale ß-Korngröße um mehr als einen Faktor 1 ,25, meist sogar um mehr als einen Faktor 2,5 größer als die vertikale ß-Korngröße, während bei den Proben Nr. 1 bis Nr. 4 die horizontale ß-Korngröße höchstens um einen Faktor 1 ,25 größer ist als die vertikale ß-Korngröße.
Die Probe Nr. 12 zeigt, bedingt durch den Phosphorgehalt von 0,276 Gew.-%, ein globulares ß-Korn mit einer vertikalen ß-Korngröße von 605 pm und einer horizontalen ß-Korngröße von 856 pm. Allerdings weist die Probe Nr. 12 einen Volumenanteil der ß-Phase von lediglich 22 % und einen niedrigen Si-Anteil von 0,277 Gew.-% auf, wodurch das beim Zerspanen wirkende Biegemoment erhöht ist und die Bedingung
92, 7249-0, 473254 [Beta]-80,6378 [Si]-142,65 [P]+279,309 [Si] [P] < 40 nicht erfüllt ist: Der aus Si-Anteil, P-Anteil und dem Volumenanteil der ß-Phase berechnete Wert von f beträgt 42,0 und stimmt somit gut mit dem gemessenen Biegemoment vom 42,5 Nm überein. Der Vergleich der Probe Nr. 12 mit der Probe Nr. 4, die eine ähnliche Zusammensetzung aufweist, zeigt, dass ein geringer Si-Gehalt durch einen höheren Zn-Gehalt kompensiert werden muss, damit der Gusswerkstoff einen ausreichenden Volumenanteil an ß-Phase und somit günstige Zerspanungseigenschaften aufweist. Es ist also notwendig, die Legierungszusammensetzung und die Prozessführung so zu wählen, dass im Zusammenspiel dieser Größen und Parameter die vorstehend genannte Bedingung erfüllt ist. Es ist nicht ausreichend, die genannten Größen und Parameter jeweils nur einzeln zu betrachten.
Die Proben Nr. 1 bis Nr. 4 zeichnen sich durch Körner mit einer Topologie ohne Vorzugsrichtung, also durch globulare Körner, und mit einer ß-Korngröße von maximal 800 pm aus, während bei den Proben Nr. 8 bis Nr. 11 die ß-Korngröße grundsätzlich größer ist. Darüber hinaus ist bei den Proben Nr. 8, Nr. 10 und Nr. 11 die ß-Korngröße in Dickenrichtung („horizontal“) deutlich größer als in Breitenrichtung („vertikal“). Deshalb wird die Kornausbildung bei den Proben Nr. 8, Nr. 10 und Nr. 11 wie bei den Proben Nr. 6 und Nr. 7 als stängelig bezeichnet und als ungünstig bewertet. Ursache für die günstige Topologie und Größe der Körner bei den Proben Nr. 1 bis Nr. 4 ist der Phosphor-Anteil von mindestens 0,24 Gew.-% in Kombination mit der speziell gewählten Abkühlgeschwindigkeit im Temperaturbereich zwischen 550 °C und 350 °C beim Erstarren nach dem Gießen. Die günstige Topologie und Größe der Körner bei den Proben Nr. 1 bis Nr. 4 hat zum einen eine gute Formfüllung beim Gießen und zum anderen eine gute Polierbarkeit dieser Proben zur Folge.

Claims

Patentansprüche Gusswerkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung mit folgender Zusammensetzung in Gewichts-%: Cu: 58,0 bis 66,0 %,
Si: 0,15 bis 1,2 %,
P: 0,20 bis 0,38 %,
Sn: optional bis zu 0,5 %,
AI: optional bis zu 0,05 %,
Fe: optional bis zu 0,3 %,
Ni: optional bis zu 0,3 %,
Pb: optional bis zu 0,25 %,
Bi: optional bis zu 0,1 %,
Te, Se, In optional jeweils bis zu 0,1 %,
B: optional bis zu 0,01 %,
Rest Zn und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei der Anteil an unvermeidbaren Verunreinigungen weniger als
0,2 Gew.-% beträgt, wobei die Legierung ein Gefüge aus a-Phase, ß-Phase und Phosphid- Partikeln aufweist, und der Anteil der ß-Phase an der Summe aus a-Phase und ß-Phase mindestens 20 Vol.-% und höchstens 70 Vol.-% beträgt, wobei Silicium sowohl in der a-Phase als auch in der ß-Phase vorhanden ist, wobei in einer Fläche von 21000 pm220 bis 300 Phosphid-Partikel mit einem äquivalenten Durchmesser von 0,5 bis 1 pm, 30 bis 120 Phosphid- Partikel mit einem äquivalenten Durchmesser von 1 bis 2 pm und 20 bis 100 Phosphid-Partikel mit einem äquivalenten Durchmesser von 2 bis 5 pm vorhanden sind, und wobei der Anteil der ß-Phase sowie die Anteile von Si und P so gewählt sind, dass die Bedingung
92, 7249-0, 473254 [Beta]-80,6378 [Si]-142,65 [P]+279,309-[Si] [P] < 40 erfüllt ist, wobei [Beta] den Anteil der ß-Phase in Vol.-%, [Si] den Anteil von Silicium in Gewichts-% und [P] den Anteil von Phosphor in Gewichts-% bezeichnet. Gusswerkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass der Pb-Anteil mindestens 0,02 Gew.-% beträgt. Gusswerkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass das Verhältnis der Gewichtsanteile von P und der Summe aus Fe und Ni mehr als 2,0 beträgt. Gusswerkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Anteile von Fe und Ni in Summe höchstens 0,1 Gew.-% betragen. Gusswerkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass der P-Anteil mindestens
0,26 Gew.-% und höchstens 0,33 Gew.-% beträgt. Gusswerkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass der Si-Anteil mindestens
0,50 Gew.-% und höchstens 1 ,0 Gew.-% beträgt.
7. Verfahren zur Herstellung eines Gussprodukts, wobei das Verfahren folgende Schritte umfasst: a) Erschmelzen einer Kupfer-Zink-Legierung mit einer Zusammensetzung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6, b) Gießen eines Gussprodukts mit anschließendem Abkühlen des
Gussprodukts, wobei in einem Temperaturbereich von 550 bis 350 °C die Abkühlgeschwindigkeit mindestens 20 °C pro Minute und höchstens 60 °C pro Minute beträgt. 8. Gussteil aus einem Gusswerkstoff gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6.
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