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EP3485050A1 - Kupfer-nickel-zinn-legierung, verfahren zu deren herstellung sowie deren verwendung - Google Patents

Kupfer-nickel-zinn-legierung, verfahren zu deren herstellung sowie deren verwendung

Info

Publication number
EP3485050A1
EP3485050A1 EP17736568.1A EP17736568A EP3485050A1 EP 3485050 A1 EP3485050 A1 EP 3485050A1 EP 17736568 A EP17736568 A EP 17736568A EP 3485050 A1 EP3485050 A1 EP 3485050A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
copper
nickel
alloy
borides
volume
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
EP17736568.1A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP3485050B1 (de
Inventor
Kai Weber
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Wieland Werke AG
Original Assignee
Wieland Werke AG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Wieland Werke AG filed Critical Wieland Werke AG
Publication of EP3485050A1 publication Critical patent/EP3485050A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP3485050B1 publication Critical patent/EP3485050B1/de
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/02—Alloys based on copper with tin as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
    • C22C32/0047—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with carbides, nitrides, borides or silicides as the main non-metallic constituents
    • 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
    • C22C9/06—Alloys based on copper with nickel or cobalt as the next major constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22C—FOUNDRY MOULDING
    • B22C9/00—Moulds or cores; Moulding processes
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy

Definitions

  • the invention relates to a copper-nickel-tin alloy with excellent castability, hot workability and cold workability, high resistance to abrasive wear, adhesive wear and fretting wear and improved corrosion resistance and
  • the binary copper-tin alloys are of great importance in mechanical engineering and vehicle construction and in a wide range of electronics and electrical engineering.
  • This material group has a high resistance to abrasive wear.
  • the copper-tin alloys ensure good sliding properties and a high fatigue strength, resulting in their excellent suitability for sliding elements in engine construction and vehicle construction and in general mechanical engineering.
  • the copper-nickel-tin alloys have, compared to the binary copper Tin materials improved mechanical properties such as hardness, tensile strength and yield strength.
  • the increase of the mechanical characteristics is achieved by the hardenability of the Cu-Ni-Sn alloys.
  • the precipitation processes are essential for adjusting the properties of this group of materials.
  • the presence of discontinuous precipitates, particularly at the grain boundaries of the microstructure of the Cu-Ni-Sn alloys, is reported to be associated with a deterioration in dynamic stress toughness properties.
  • DE 0833954 T1 proposes a spinodal Cu-Ni-Sn continuous casting alloy with 8 to 16 wt.% Ni, 5 to 8 wt.% Sn and optionally up to 0.3 wt. % Mn, up to 0.3 wt.% B, up to 0.3 wt.% Zr, up to 0.3 wt.% Fe, up to 0.3 wt.% Nb and up to 0 , 3 wt .-% Mg without kneading to produce.
  • Copper alloys with the conventional method of ingot casting with subsequent hot forming and cold forming with intermediate annealing are not or only with poor efficiency to produce, because the
  • These copper alloys also include the copper-nickel-tin materials. To ensure cold forming of the cast state of such alloys, therefore, a thin strip casting process with precise control of
  • the Schwingreibverschl composition in technical language called Fretting, is a Reibverschl yield that occurs between oscillating contact surfaces.
  • Fretting is a Reibverschl corrosion that occurs between oscillating contact surfaces.
  • the reaction with the surrounding medium leads to fretting corrosion.
  • Material damage can significantly lower the local strength in the wear zone, in particular the fatigue strength. From the damaged component surface can go out Schwinganrisse, the
  • Vibratory friction / Friction corrosion / Fretting is therefore a combination of material properties wear resistance, ductility and
  • Nickel silicides and nickel phosphides are said to provide high strength and good stress relaxation resistance of the alloy.
  • a copper alloy is named in US Pat. No. 2,129,197 A.
  • Contract welding is applied to the base body and 77 to 92 wt .-% Cu, 8 to 18 wt .-% Sn, 1 to 5 wt .-% Ni, 0.5 to 3 wt .-% Si and 0.25 to 1 Wt .-% contains Fe.
  • the silicides and phosphides of the alloying elements nickel and iron should serve here.
  • Copper alloy with up to 0.4 wt .-% Si, 1 to 10 wt .-% Ni, 0.02 to 0.5 wt .-% B, 0.1 to 1 wt .-% P and 4 to 25 wt. -% Sn known.
  • This alloy can be used in the form of cast iron as welding filler metal on suitable metallic
  • the alloy has improved ductility over the prior art and is machinable. Except for build-up welding, this Cu-Sn-Ni-Si-P-B alloy is for
  • Deposition can be used by spraying.
  • the addition of phosphorus, silicon and boron is said to be the self-fluxing properties of
  • the teaching disclosed in this document writes a particularly high P content of 0.2 to 0.6 wt .-% at mandatory Si content of the alloy of 0.05 to 0.15 wt .-% before. This underlines the superficial demand for the self-flowing properties of the material. With this high P content, the hot workability of the alloy will be poor and the spinodal demixability of the structure will be insufficient.
  • complex silicide formations / boride formations of the elements nickel and iron reaching a size of 5 to 100 pm increase the wear resistance of a copper alloy containing 5 to 30 wt% Ni, 1 to 5 wt% Si, 0 , 5 to 3 wt .-% B and 4 to 30 wt .-% Fe considerably.
  • the element tin is not included in this material. This material is by means of build-up welding on a suitable substrate as
  • Sn and / or zinc in particular increases the resistance of the material to adhesive wear. This material is also applied by deposition welding on a suitable substrate as a wear protection layer.
  • the copper alloy according to the documents US Pat. No. 4,818,307 A and US Pat. No. 5,004,581 A will have only a very limited cold workability due to the required size of the silicide formations / boride formations of the elements nickel and iron of 5 to 100 .mu.m.
  • This copper base alloy contains 0.1 to 10 wt .-% Ni, 0.1 to 10 wt .-% Sn, 0.05 to 5 wt .-% Si, 0.01 to 5 wt .-% Fe and 0.0001 to 1 % By weight of boron.
  • This material has a content of disperse-distributed intermetallic phases of the system Ni-Si. The properties of the alloy are also explained in embodiments which have no Fe content.
  • the composition becomes 1 to 8 wt% Ni, 2 to 6 wt% Sn, and 0.1 to 5 wt% of two or more Elements of the group AI, Si, Sr, Ti and B indicated.
  • Zr, Fe and Co have a grain-refining and strength-enhancing function.
  • Phosphorus manages the processing-technologically important reduction of the relative high base melt temperature. Therefore, the use of these alloying additives is particularly in the field of wear-resistant
  • Coating materials and high-temperature materials which include, for example, the alloys of the systems Ni-Si-B and Ni-Cr-Si-B. In these cases, the alloys of the systems Ni-Si-B and Ni-Cr-Si-B. In these cases, the alloys of the systems Ni-Si-B and Ni-Cr-Si-B.
  • the alloying elements boron and silicon are responsible for the strong lowering of the melting temperature of nickel base age alloys
  • Nickel base age alloys becomes possible.
  • important information on a further function of the alloying element boron in Si-containing metallic melts are included. Accordingly, an addition of boron causes a disruption of the oxides forming in the melt and the formation of boron silicates, which rise to the surface of the coating layers and thus prevent the further access of oxygen. In this way, a smooth surface of the coating layer can be realized.
  • thermomechanical loading of this solder joint or during the soldering process itself large voltages occur at the interfaces, which can lead to cracks, especially in the vicinity of the intermetallic phases.
  • a mixing of the solder components with particles is proposed, the one
  • Surface coating consists of a relatively ductile matrix of the metals iron, cobalt and nickel with incorporated silicides and borides as hard particles (Knotek, O. Lugscheider, E., Reimann, H .: A Contribution to
  • Ni-Cr-Si Ni-Cr-B, Ni-B-Si and Ni-Cr-B-Si.
  • the Ni-B-Si alloys also contain the borides Ni 3 B and the Ni-Si borides / Ni silicoborides Ni 6 Si 2 B. Also reported is a certain inertia of silicide formation in the presence of the element boron. Further investigations of the alloy system Ni-B-Si led to the detection of the refractory Ni-Si borides Ni 6 Si 2 B and Ni 4 29S12B1 .13 (Lugscheider, E .;
  • Ni-Si borides exist in a relatively large homogeneity region towards boron and silicon.
  • the element zinc is added to the copper-nickel-tin alloys to lower the metal price. Functionally, the alloying element zinc causes the stronger formation of Sn-rich or Ni-Sn-rich phases from the melt. In addition, zinc enhances the formation of the alloying element zinc.
  • Precipitants in the spinodal Cu-Ni-Sn alloys are also added to the copper-nickel-tin alloys to improve runflat properties and to improve machinability.
  • the invention has for its object to provide a high-strength copper-nickel-tin alloy, over the entire range of nickel content and tin content of 2 to 10 wt .-% each an excellent
  • the copper-nickel-tin alloy after casting should be free of gas pores and shrinkage pores and stress cracks and by a structure with
  • intermetallic phases should already be present in the microstructure of the copper-nickel-tin alloy after casting. This is important so that the alloy already has a high strength, a high hardness and a sufficient wear resistance in the cast state.
  • the cast state of the copper-nickel-tin alloy should not first be homogenized by means of a suitable annealing treatment to a
  • the processing properties of the copper-nickel-tin alloy on the one hand, the goal is that their cold workability does not significantly deteriorate in spite of the content of intermetallic phases with respect to the conventional Cu-Ni-Sn alloys. On the other hand, for the alloy should
  • Cooling speed after removal of the materials is considered necessary to rapidly cool the materials by means of water quenching after the spinodal removal, in order to obtain a spinodally segregated structure without discontinuous precipitations. Since, however, dangerous residual stresses can form as a result of this cooling method after the removal, the invention is based on the further object of preventing the formation of discontinuous precipitates during the entire production process, including the aging, on the alloy side.
  • a further processing which comprises at least one annealing or at least one hot forming and / or cold forming together with at least one annealing, is a fine-grained, hard particle-containing structure with high strength, high heat resistance, high hardness, high stress relaxation resistance and corrosion resistance, sufficient electrical conductivity and a high Level of resistance to the mechanisms of Sliding wear and the Schwingreibverschl devises set.
  • the invention includes a high strength copper-nickel-tin alloy having excellent castability, hot workability and cold workability, high resistance to abrasive wear, adhesive wear and tear
  • the invention includes a high-strength copper-nickel-tin alloy, with excellent castability, hot workability and
  • Corrosion resistance and stress relaxation resistance consisting of
  • Molar formula Cu p Ni r Sn s can be given and a ratio (p + r) / s of the element contents in atomic% of 10 to 15 and have a3) a balance of copper mixed crystal;
  • Phase components and / or the second phase components are sheathed; - That when casting the Si-containing and B-containing phases, which as
  • Silicon borides are formed, the Ni-Si borides, Ni borides, Fe borides, Ni phosphides, Fe phosphides, Ni silicides and the Fe silicides and / or Fe-rich particles, individually and / or as addition compounds and or
  • nuclei represent a uniform crystallization during the solidification / cooling of the melt, so that the first phase components and / or the second phase components are island-like and / or net-like evenly distributed in the structure;
  • Si-containing and B-containing phases which are formed as boron silicates and / or Borphosphorsilikate, take over together with the phosphorus silicates the role of a wear-protective and corrosion-protective coating on the semi-finished products and components of the alloy.
  • the first phase constituents and / or the second phase constituents are contained with at least 1% by volume in the cast structure of the alloy. Due to the uniform distribution of the first phase components and / or the second phase components in island form and / or in network form, the structure is free of segregations. Among such segregations are accumulations of the first phase components and / or the second phase components in the
  • Cast structure understood that are formed as grain boundary segregations, which cause damage to the structure in the form of cracks in thermal and / or mechanical stress of the casting, which can lead to breakage.
  • the structure is still free of water after casting
  • the alloy is in the cast state.
  • the invention includes a high-strength copper-nickel-tin alloy, with excellent castability, hot workability and
  • Corrosion resistance and stress relaxation resistance consisting of
  • the ratio Si / B of the element contents in wt .-% of the elements silicon and boron is at least 0.4 and at most 8;
  • Ni-Si borides with 2 to 35% by volume as Si-containing and B-containing phases
  • Ni borides, Fe borides, Ni phosphides , Fe phosphides, Ni silicides and as Fe silicides and / or Fe-rich particles are contained in the structure, which are present individually and / or as addition compounds and / or mixed compounds and encapsulated by precipitates of the system (Cu, Ni) -Sn are,
  • B2 are contained in the structure with up to 80% by volume as continuous precipitations of the system (Cu, Ni) -Sn,
  • B3 containing from 2 to 35% by volume as Ni phosphides, Fe phosphides, Ni silicides and as Fe silicides and / or Fe-rich particles in the structure, which are present individually and / or as addition compounds and / or mixed compounds , are coated by precipitates of the system (Cu, Ni) -Sn and have a size of less than 3 pm;
  • Si-containing and B-containing phases which are called silicon borides
  • the Ni-Si borides, Ni borides, Fe borides, Ni phosphides, Fe phosphides, Ni silicides and the Fe silicides and / or Fe-rich particles which individually and / or as addition compounds and / or mixed compounds present nuclei for a static and dynamic recrystallization of the microstructure during further processing of the alloy, whereby the
  • Si-containing and B-containing phases which are formed as boron silicates and / or Borphosphorsilikate, take over together with the phosphorus silicates the role of a wear-protective and corrosion-protective coating on the semi-finished products and components of the alloy.
  • Segregations are understood as meaning accumulations of the first phase constituents and / or of the second phase constituents in the microstructure, which are formed as grain boundary segregations, which cause damage to the microstructure in the form of cracks, which can lead to breakage, especially under dynamic loading of the components.
  • the structure of the alloy is free of gas pores, shrinkage pores and stress cracks after further processing. It should be emphasized as an essential feature of the invention that the structure of the further processed state is free of discontinuous precipitates of the system (Cu, Ni) -Sn.
  • the alloy is in the processed state.
  • the invention is based on the consideration that a copper-nickel-tin alloy with Si-containing and B-containing phases and with phases of the systems Ni-Si-B, Ni-B, Fe-B, Ni-P, Fe-P, Ni-Si and provided with further Fe-containing phases. These phases significantly improve the Processing properties Castability, hot workability and
  • the copper-nickel-tin alloy according to the invention can be produced by means of the sand casting method, shell molding method, precision casting method, full casting method, die casting method, lost foam method and chill casting method or with the aid of the continuous or semi-continuous
  • Cast formats of the copper-nickel-tin alloy according to the invention can in particular over the entire range of Sn content and Ni content directly without the mandatory implementation of a
  • Homogenmaschinesglühung be hot-formed, for example, by hot rolling, extrusion or forging. Furthermore, it is noteworthy that after chill casting or continuous casting of the formats from the
  • the metallic matrix of the structure of the copper-nickel-tin alloy according to the invention consists in the cast state with increasing Sn content of the alloy, depending on the casting process, from increasing proportions of tin
  • phase components may be divided into first phase components and second phase components.
  • the first phase constituents can be given by the empirical formula Cu h Ni k Sn m and have a ratio (h + k) / m of the element contents in atomic% of 2 to 6.
  • the second phase components can be used with the molecular formula
  • Cu p Ni r Sn s are given and have a ratio (p + r) / s of
  • the alloy according to the invention is characterized by Si-containing and B-containing phases which can be subdivided into two groups.
  • the first group concerns the Si-containing and B-containing phases, which as
  • Silicon borides are formed and can be present in the modifications SiB 3 , SiB 4 , SiB 6 and SiB n .
  • the "n" in the compound SiB n denotes the high solubility of the element boron in the silicon lattice
  • the second group of the Si-containing and B-containing phases relates to the silicatic compounds of the boron silicates and / or borophosphosilicate.
  • the microstructure content of the Si-containing and B-containing phases which as silicon borides and as
  • Borosilicate and / or Borphosphorsilikate are formed, minimum 0.01 and maximum 10% by volume.
  • Addition compounds and / or mixed compounds are used during the further solidification / cooling of the melt as primary nuclei.
  • the Ni phosphides, Fe phosphides, Ni silicides, Fe silicides and / or the Fe ranges are deposited.
  • Ni-Si borides and the Ni borides are each contained in the structure with 1 to 15% by volume.
  • the Ni phosphides and Ni silicides are present in a proportion of 1 to 5% by volume each.
  • the Fe borides, Fe phosphides and the Fe silicides and / or Fe-rich particles each take a share in the
  • Microstructure of 0.1 to 5% by volume Microstructure of 0.1 to 5% by volume.
  • Phase components and / or the second phase components of the metallic matrix preferably in the regions of the crystallization nuclei, whereby the crystallization nuclei of tin and / or the first phase components and / or the second phase components are coated.
  • Phase constituents encapsulated crystallization nuclei are referred to below as hard particles of first class.
  • the hard particles of the first class have a size of less than 80 ⁇ m in the cast state of the alloy according to the invention.
  • the size of the hard particles of the first class is less than 50 pm.
  • the island-like arrangement of the first phase constituents and / or of the second phase constituents changes into a network-like arrangement in the microstructure.
  • the first phase constituents can assume a proportion of up to 30% by volume.
  • the second phase constituents assume a proportion of up to 20% by volume.
  • the first phase constituents and / or the second phase constituents are contained in the structure of the casting state of the alloy with at least 1% by volume.
  • the alloying element boron Due to the addition of the alloying element boron, an inhibited and thus only occurs during the casting of the alloy according to the invention incomplete formation of phosphides and silicides. For this reason, a content of phosphorus and silicon remains dissolved in the metallic base of the cast state.
  • the conventional copper-nickel-tin alloys have a relatively large solidification interval. This large solidification interval increases the risk of gas absorption during casting and, as a result, uneven, coarse, usually dendritic crystallization of the melt. The consequences are often gas pores and coarse Sn-rich segregations, at the phase boundary often shrinkage pores and stress cracks occur. In addition, with this material group, the Sn-rich segregations preferably occur at the grain boundaries.
  • the elements boron, silicon and phosphorus assume a deoxidizing function in the melt of the invention.
  • By adding boron and silicon it is possible to lower the content of phosphorus without lowering the intensity of deoxidation of the melt.
  • Solidification interval of the alloy according to the invention As a result, the cast state of the invention has a very uniform microstructure with a fine distribution of the individual phase components. Thus occur in the
  • alloy according to the invention in particular at the grain boundaries, no tin-enriched segregations.
  • the elements boron, silicon and phosphorus cause a reduction of the metal oxides.
  • the elements are themselves oxidized, rising mostly to the surface of the castings and form there as boron silicates and / or Borphosphorsilikate and as phosphorus silicates a protective layer that protects the castings against gas absorption. Exceptionally smooth surfaces of the castings from the
  • a basic idea of the invention consists in the transfer of the effect of boron silicates, boron phosphorsilicates and phosphorus silicates with respect to the
  • Hot forming and thermal treatment of the copper-nickel-tin materials Due to the wide solidification interval of these alloys, it comes between the staggered Sn-poor and Sn-rich Structural areas to large mechanical stresses that can lead to cracks and pores. Furthermore, these damage characteristics can also occur in the hot forming and the high-temperature annealing of the copper-nickel-tin alloys due to the different hot working behavior and the different coefficients of thermal expansion of the Sn-poor and Sn-rich structural constituents.
  • Copper-nickel-tin alloy according to the invention causes on the one hand during the solidification of the melt by means of the action of the crystallization nuclei a structure with a uniform island-shaped and / or reticular distribution of the first phase constituents and / or the second phase constituents of the metallic matrix.
  • the Si-containing and B-containing phases which form during the solidification of the melt and which are in the form of borosilicates and / or borophosphorus silicates together with the phosphorus silicates ensure the necessary matching of the thermal expansion coefficients of the first phase components and / or the second Phase components and the copper mixed crystal of the metallic matrix. In this way, the formation of pores as well
  • the alloy content of the copper-nickel-tin alloy according to the invention furthermore causes a significant change in the grain structure in the cast state.
  • a substructure with a grain size of the subgrains of less than 30 ⁇ m is formed in the primary cast structure.
  • the alloy according to the invention may be subjected to further processing by annealing or by hot working and / or cold working together with at least one annealing.
  • further processing of the copper-nickel-tin alloy according to the invention consists of the castings by means of at least one
  • the alloy according to the invention already has a high strength in the cast state.
  • the castings thus have a lower cold workability, which makes economic processing difficult. For this reason, the implementation of a
  • Cooling speed can be used.
  • the use of accelerated air cooling has also proved to be practicable to lower to a sufficient degree the hardness-increasing and strength-increasing effect of the precipitation processes and segregation processes in the microstructure during the homogenization annealing of the invention.
  • the outstanding effect of the nucleation nuclei for the recrystallization of the microstructure of the invention can be seen in the microstructure which can be adjusted after cold working by means of annealing in the temperature range from 170 to 880 ° C. and an annealing time of between 10 minutes and 6 hours.
  • the extraordinarily fine structure of the recrystallized alloy allows further cold forming steps with a degree of deformation ⁇ of mostly over 70%. To this In this way, very high-strength states of the alloy can be produced.
  • Tensile strength R m , the yield strength R p0 , 2 and the hardness are set.
  • the height of the parameter R p0 , 2 is for the sliding elements
  • Hot forming of the alloy according to the invention in the temperature range of 600 to 880 ° C favorably takes place. This results in a further increase in the uniformity and the fine grain of the microstructure.
  • the cooling of the semi-finished products and components can be carried out after the hot deformation of calmed or accelerated air or water. As after casting, so could after hot forming of the
  • At least one annealing treatment of the cold-worked state of the invention may be carried out in the temperature range of 170 to 880 ° C for 10 minutes to 6 hours, alternatively with quenched or accelerated air or water cooling.
  • flash annealing may be performed in the temperature range of 170 to 550 ° C for 0.5 to 8 hours.
  • Crystallization nuclei are encased in these precipitates.
  • Crystallization nuclei are referred to below as hard particles of second class.
  • the size of the hard particles of the second class decreases in comparison to the size of the hard particles of the first class.
  • there is a progressive comminution of hard particles of the second class since these are the hardest constituents of the alloy, the change in shape of them
  • resulting hard particles second class and / or the resulting segments of the hard particles of the second class have a size of less than 40 pm to even less than 5 pm, depending on the degree of cold working.
  • the Ni content and the Sn content of the invention are each within the limits of 2.0 to 10.0 wt%. A Ni content and / or an Sn content of less than 2.0% by weight would result in too low strength values and hardness values.
  • the running properties of the alloy would be at
  • the content of nickel and tin in the range from 3.0 to 9.0 wt .-% proves to be advantageous.
  • the range of 4.0 to 8.0 wt% is particularly preferable for the content of the elements nickel and tin.
  • Copper materials are known to increase the degree of spinodal segregation of the microstructure as the Ni / Sn ratio of the element contents increases in weight percent of the elements nickel and tin. This is valid for a Ni content and an Sn content from about 2 wt .-%. With decreasing Ni / Sn ratio, the mechanism of precipitation formation of the system (Cu, Ni) -Sn gets a higher weight, resulting in a decrease of the spinodal segregated
  • Part of the structure leads.
  • One consequence is, in particular, a more pronounced formation of discontinuous precipitates of the system (Cu, Ni) -Sn with decreasing Ni / Sn ratio.
  • continuous precipitations of the system (Cu, Ni) -Sn are formed with up to 80% by volume of the system.
  • the continuous precipitations of the system (Cu, Ni) -Sn with at least 0.1% by volume in the structure of
  • the element iron is alloyed with the inventive alloy with 0.01 to 1, 0 wt .-%. Iron contributes to increasing the proportion of crystallization nuclei and thus supports the fine-grained formation of the structure in the casting process.
  • the Fe-containing hard particles in the structure cause an increase in the strength, hardness and wear resistance of the alloy. If the Fe content is less than 0.01% by weight, these effects on the structure and properties of the alloy are insufficient
  • the microstructure increasingly contains cluster-like accumulations of Fe-rich particles.
  • the Fe fraction of these clusters would only to a lesser extent for the formation of the
  • An Fe content of 0.02 to 0.6 wt .-% is advantageous. Preferred is an iron content in the
  • Ni-Si borides Due to the similarity relationship between the elements nickel and iron, in addition to the Ni-Si borides, Fe-Si borides and / or Ni-Fe-Si borides may form in the structure of the alloy according to the invention.
  • Fe-containing phases are contained in the structure of the invention.
  • these further Fe-containing phases are Fe silicides and / or Fe-rich particles in the Structure before.
  • the effect of the crystallization nuclei during the solidification / cooling of the melt, the effect of the crystallization nuclei as recrystallization nuclei and the effect of the silicate-based phases for the purpose of wear protection and corrosion protection can only achieve a technically significant degree in the alloy according to the invention if the silicon content is at least 0 , 01 wt .-% and the boron content is at least 0.002 wt .-%. If, on the other hand, the Si content exceeds 1.5% by weight and / or the B content is 0.45% by weight, this leads to a deterioration of the casting behavior. The too high content of crystallization nuclei would make the melt significantly thicker. In addition, reduced toughness properties of the alloy according to the invention would result.
  • the range for the Si content within the limits of 0.05 to 0.9 wt .-% is evaluated.
  • the content of silicon from 0.1 to 0.6% by weight has proven particularly advantageous.
  • the content of 0.01 to 0.4 wt .-% is considered advantageous. Particularly advantageous is the content of boron from 0.02 to 0.3 % By weight proved.
  • Ni-Si borides and on Si-containing and B-containing phases which are borosilicate and / or
  • Borphosphorsilikate are formed, has a lower limit of
  • the minimum ratio Si / B of the element contents of the elements silicon and boron in wt.% Of 0.8 is advantageous.
  • the minimum ratio Si / B of the element contents of the elements silicon and boron in wt.% Of 1 is preferred.
  • Hard particles of first class During a thermal or thermomechanical further processing of the casting state, at least partial dissolution of the casting occurs
  • silicidic components of the hard particles of first class This increases the Si content of the metallic matrix. If this exceeds an upper one
  • the maximum ratio Si / B of the elemental contents of the elements silicon and boron in wt .-% of the alloy according to the invention at 8.
  • the size of the during a thermal or thermomechanical further processing of the casting state of the alloy-forming silicides lower than 3 m. Furthermore, this limits the content of silicides.
  • the limitation of the ratio Si / B of the element contents of the elements silicon and boron in% by weight to the maximum value of 6 has proven particularly advantageous.
  • the content of phosphorus of the alloy according to the invention is 0.001 to 0.15 wt .-%. Below 0.001 wt.%, The P content no longer contributes to ensuring sufficient castability of the invention. If the phosphorus content of the alloy assumes values above 0.15% by weight, on the one hand an excessively high Ni content in the form of phosphides is bound, which reduces the spinodal separability of the microstructure. On the other hand, at a P-content above 0.15 wt .-%, the hot workability of the invention would significantly deteriorate. For this reason, a P content of 0.01 to 0.15 wt .-% has proven to be particularly advantageous. Preferred is a P content in the range of 0.02 to 0.09 wt%. The alloying element phosphorus is of very great importance for another reason. Together with the required maximum
  • Ratio Si / B of the elemental contents of the elements silicon and boron in wt.% Of 8 is attributable to the phosphorus content of the alloy, that after further processing of the invention, Ni phosphides, Fe phosphides, Ni silicides and Fe silicides and / or Fe-rich particles which are used individually and / or as Addition compounds and / or mixed compounds are present and of
  • Excretions of the system (Cu, Ni) -Sn are sheathed, with a maximum size of 3 ⁇ and with a content of 2 to 35% by volume in the structure can form.
  • Ni phosphides, Fe phosphides, Ni silicides, Fe silicides and / or Fe-rich particles which individually and / or as addition compounds and / or
  • hard particles third class hereinafter referred to as hard particles third class.
  • these hard particles of the third class supplement the hard particles of the second class in their function as wear carriers.
  • they increase the strength and hardness of the metallic matrix and thus improve the resistance of the alloy to abrasive wear.
  • the third-class hard particles increase the resistance of the alloy to the adhesive wear.
  • these hard particles of third class cause a significant increase in the heat resistance and the
  • the inventive alloy has the Character of a precipitation-hardenable material.
  • the invention corresponds to a precipitation hardenable and spinodal
  • de-mixable copper-nickel-tin alloy The sum of the element contents of the elements silicon, boron and phosphorus is advantageously at least 0.2% by weight.
  • alloy according to the invention may contain the following choice elements:
  • the element cobalt can be added to the copper-nickel-tin alloy according to the invention with a content of up to 2.0 wt .-%.
  • the alloying element Cobalt can be added to participate in the formation of the crystallization nuclei and the hard particles of the first, second and third class of the alloy. Thereby, the Ni content bound in the hard particles can be reduced. In this way it can be achieved that the Ni content, effective in the metallic matrix for the spinodal
  • the element zinc may be added to the copper-nickel-tin alloy according to the invention at a content of 0.1 to 2.0 wt .-%. It has been found that the zinc alloying element, depending on the Ni content and Sn content of the alloy, increases the proportion of the first phase constituents and / or second phase constituents in the metallic matrix of the invention, thereby increasing strength and hardness. Responsible for this are the Interactions between the Ni content and the Zn content.
  • the invention may be added to a zinc content in the range of 0, 1 to 1, 5 wt .-%.
  • the copper-nickel-tin alloy according to the invention may have low, above the impurity limit Bleianteile up to 0.25 wt .-%.
  • the copper-nickel-tin alloy is free of lead, with the exception of any unavoidable impurities, thus meeting current environmental standards
  • Si-containing and B-containing phases which are formed as boron silicates and / or Borphosphorsilikate, and of phosphorus silicates not only leads to a significant reduction in the content of pores and cracks in the structure of the alloy according to the invention.
  • These siliceous based phases also take on the role of a wear-protective and
  • the alloying element tin contributes in particular to the formation of a so-called tribo layer between the sliding partners. Especially under mixed friction conditions This mechanism is important if the emergency running properties of a material are increasingly emphasized.
  • the tribo layer leads to the reduction of the purely metallic contact surface between the sliding partners, whereby a welding or seizing of the elements is prevented.
  • the alloy of the present invention ensures a combination of the properties of wear resistance and corrosion resistance. This combination of properties leads to a demand high resistance to the mechanisms of sliding wear and a high
  • the invention is outstandingly suitable for use as a sliding element and connector, since it has a high degree of resistance to sliding wear and the Schwingreibverschl altern, the so-called fretting.
  • the third-class hard particles to increase the resistance of the invention to the abrasive and adhesive
  • Si-containing and B-containing phases which are formed as boron silicates and / or Borphosphorsilikate, and the phosphorus silicates in terms of increasing the resistance of the alloy according to the invention over the Schwingreibverschl employ, the so-called fretting.
  • the heat resistance and stress relaxation resistance are among the other essential properties of an alloy suitable for
  • the alloy according to the invention Due to the uniform and fine-grained structure with extensive freedom from pores, freedom from cracks and freedom from segregation and the content of hard particles of first class, the alloy according to the invention has a high degree of strength, hardness, ductility, complex wear resistance and corrosion resistance already in the cast state. Through this combination of properties, sliding elements and guide elements can already be produced from the casting formats.
  • the cast state of the invention may also be used for the production of Valve housings and housings of water pumps, oil pumps and fuel pumps are used.
  • the processed version of the invention can be used. Due to the outstanding strength properties and the
  • the invention is suitable for the metal objects in constructions for the rearing of marine organisms (aquaculture). Furthermore, from the invention, pipes, gaskets and
  • the material is of great importance.
  • cymbals of high quality have hitherto been made of tin-containing copper alloys by means of hot forming and at least one annealing, before they are usually brought into the final shape by means of a bell or a shell.
  • the basins are then annealed again before their final machining takes place.
  • the production of the different variants of the basins e.g., Ride Basin, Hi-Hat, Crash Basin, China Basin, Splash Basin and Effect Basin
  • the material thus requires a particularly advantageous hot workability of the material ensured by the alloy of the invention.
  • Composition of the invention may have different structural proportions of Phases of the metallic matrix and the different hard particles are set in a very wide span. In this way it is already possible on the alloy side, to act on the sound of the pelvis.
  • the invention can be used to be applied to a composite partner by means of a joining process.
  • a composite production between discs, plates or bands of the invention and steel cylinders or steel strips, preferably made of a tempering steel, by forging, soldering or welding with the optional performance of at least one annealing in the temperature range of 170 to 880 ° C is possible.
  • bearing composite shells or composite bearing bushes can be produced by roll cladding, inductive or conductive roll cladding or by laser roll cladding, also with the optional performance of at least one anneal in the temperature range of 170 to 880 ° C.
  • alloy according to the invention and the running layer are made of tin or of the Sn-rich coating.
  • This multi-layer system has a particularly advantageous effect on the adaptability and enema capability of the Plain bearing and improves the embedding ability of foreign particles and abrasive particles, which does not lead to damage by a repeal of the composite layer system due to pore formation and cracking in the boundary region of the individual layers even with thermal or thermo-mechanical stress of the sliding bearing.
  • the great potential of the copper-nickel-tin materials in particular with regard to strength, spring properties and stress relaxation resistance, can also be used for the field of application of tinned components, line elements, guide elements and connecting elements in electronics and electrical engineering by using the alloy according to the invention.
  • the damage mechanism of pore formation and cracking in the boundary region between the alloy according to the invention and the tinning is reduced even at elevated temperatures, whereby an increase in the electrical contact resistance of the components or even a replacement of tinning is counteracted.
  • the embodiments A to C are characterized by a Ni content of 5.48 to 6.15 wt .-%, an Sn content of 4.94 to 5.76 wt .-%, an Fe content of 0.079 to 0, 22 wt .-%, an Si content of 0.26 to 0.31 wt .-%, a B content of 0.14 to 0.20 wt .-%, a P content of 0.048 to 0.072 wt - % and marked by a remainder of copper.
  • the reference material R belongs to the conventional copper-nickel-tin alloys, which correspond to the prior art. It has a Ni content of 5.78 wt .-%, an Sn content of 5.75 wt .-%, a P content of about 0.032 wt .-% and a balance of copper.
  • Table 1 Chemical composition of the embodiments A, B and C and the reference material R (in% by weight)
  • the structure of the continuous casting plates of the reference material R has gas and shrinkage pores as well as Sn-rich segregations, especially at the grain boundaries.
  • Embodiments A to C In contrast to the reference material R has the continuous casting of Embodiments A to C due to the effect of the crystallization nuclei a uniformly solidified, pore-free and segregation-free structure.
  • the metallic base material of the casting state of the exemplary embodiment A consists of a copper mixed crystal with, based on the overall structure, about 10 to 15% by volume of inscribed first phase constituents which can be given the empirical formula Cu h Ni k Sn m and a ratio (h + k) / m of the element contents in atomic% of 2 to 6 have.
  • the compounds CuNii4Sn 2 3 and CuNi 9 Sn 2 o were determined with a ratio (h + k) / m of 3,4 and 4.
  • the metallic matrix with, based on the total structure, about 5 to 10% by volume of the second
  • Immersed island components in the form of an insulator which can be given the empirical formula Cu p Ni r Sn s and have a ratio (p + r) / s of elemental contents in atomic% of 10 to 15.
  • the compounds CuNi 3 Sn 8 and CuNi 4 Sn 7 were detected with a ratio (p + r) / s of 1 1, 5 and 13.3.
  • the first and second phase components of the metallic matrix are predominantly crystallized in the region of the crystallization nuclei and encase them.
  • Embodiment A gave indications of the compound SiB6 as a representative of the Si-containing and B-containing phases, on Ni 6 Si 2 B as a representative of the Ni-Si borides, on Ni 3 B as a representative of the Ni borides, FeB as a representative of Fe -Boride, on N13P as a representative of Ni phosphides, on Fe 2 P as the representative of Fe phosphides, on Ni 2 Si as a representative of the Ni silicides and on Fe-rich particles which individually and / or as addition compounds and / or Mixed compounds are present in the microstructure.
  • these hard particles are of tin and / or the first
  • Phase components and / or second phase components of the metallic matrix sheathed were formed in the primary cast grains. These subgrains exhibit in the
  • Cast structure of the embodiments A to C of the invention has a particle size of less than 10 pm.
  • the hardness HB of the casting state of the exemplary embodiments is significantly higher than the hardness of the continuous casting of R (Table 2).
  • Tab. 2 Also shown in Tab. 2 are the hardness values which are obtained by continuous casting of the continuously cast at 330, 400 and 470 ° C with a duration of 3 hours
  • Alloys A to C and R were determined.
  • the increase in hardness from 94 to 145 HB is the greatest for the reference material R. This hardening is
  • the tin-enriched phase components are distinguished in the structure of the embodiments A to C much finer in the hard particles. For this reason, the hardness of the aged at 400 ° C state of the alloy A from 169 to 173 HB increases only slightly. Also, the hardness HB of the embodiment C increases from 156 to 178 due to the outsourcing not so pronounced.
  • An object of the invention is to maintain the good
  • the production program consisted of a cycle of cold forming and annealing, whereby the cold rolling steps each with the maximum possible
  • the temperature sensitivity of the reference material R with regard to the formation of the Sn-rich segregations was also evident in the annealing between the two cold forming steps (No. 4 in Tab. 3). For this reason, the annealing temperature of 740 ° C used for the intermediate annealing of the cold rolled plate of alloy A had to be lowered to 690 ° C for R.
  • the strengths and the hardness of the cold-rolled and the 300 ° C outsourced bands of the embodiment A are higher than the respective properties of the bands of the reference material R.
  • the hard particles of the second class are contained after aging at 450 ° C. (denoted by 3 in FIG. 3). Furthermore, further phases have been eliminated in the structure of the further processed alloy A. These include those designated in Fig. 3 with 4
  • Hard particles of the third class of less than 3 pm characteristic It is for the further processed embodiment A of the invention after aging at 450 ° C even less than 1 pm (in Fig. 4 denoted by 5).
  • Table 4 Grain size, electrical conductivity and mechanical characteristics of the cold-rolled and aged strips of alloys A and R after passing through production program 1 (Table 3)
  • This production program 2 pursued the goal of processing the continuous casting plates of materials A and R into strips by means of cold forming and annealing, identical parameters being used for the cold forming degrees and the annealing temperatures (Table 5). Due to the high hardness of the cast state of the embodiment A, this in turn was annealed before the first cold rolling step at the temperature of 740 ° C for a period of 2 hours and subsequently accelerated in water accelerated. As a result, as in the production program 1, the alignment of the properties of the cast state of A and R with respect to strength and hardness was carried out.
  • the strips of alloy A After the last cold rolling step to the final thickness of 3.0 mm, the strips of alloy A have the highest strength and hardness values (Table 6).
  • the structure of the outsourced states of the reference material R is characterized by discontinuous precipitates of the system (Cu, Ni) -Sn (denoted 1 in FIG. 1 and FIG. 2).
  • the structure of the processed state of the reference material R is characterized by discontinuous precipitates of the system (Cu, Ni) -Sn (denoted 1 in FIG. 1 and FIG. 2).
  • Reference material R are further Ni-phosphides contained (in Fig. 1 and Fig. 2 denoted by 2).
  • the size of the hard particles of the third class is even less than 1 ⁇ m after aging at 450 ° C. (denoted by 5 in FIG. 6).
  • Table 6 Grain size, electrical conductivity and mechanical characteristics of the cold-rolled and aged strips of alloys A and R after passing through production program 2 (Table 5)
  • Sintered belts (Table 8) largely correspond to those of the belts that were produced without hot forming with the production program 2 (Table 6).
  • Embodiment A of the alloy according to the invention which were manufactured without and with a hot-forming step.
  • FIGS. 7 and 8 again show the hard particles of the second class designated 3.
  • Precipitations of the system (Cu, Ni) -Sn and the hard particles of the third class are made of the system (Cu, Ni) -Sn and the hard particles of the third class.
  • the hard particles of the third class even assume a size of less than 1 pm (denoted by 5 in FIG. 8).
  • the subsequent trial stage included the testing of the
  • the alloy A continuous casting plates showed excellent hot workability.
  • the hot-rolled plates could also be cold-rolled without problems with an extremely high degree of cold working ⁇ of 84%.
  • the grain size of the very uniform structure is 5 to 10 pm (Table 10).
  • the spinodal segregation of the microstructure of the alloy according to the invention leads to a
  • the tensile strength R m increases from 557 MPa in the cold-rolled state to 692 MPa in the paged state.
  • the hardness HB increases from 177 to 210.
  • Table 10 Grain size, electrical conductivity and mechanical characteristics of the cold-rolled and aged strips of alloy A after passing through production program 4 (Table 9)
  • Tab. 11 are those used in the production program 5 Process steps listed. The production took place with a cycle of cold forming and annealing. Again, only the alloy A cast plates were annealed at 740 ° C prior to the first cold rolling. The first cold rolling of cast iron alloy R and annealed
  • Casting plate of alloy A was realized with a deformation ⁇ of 16%. After annealing at 690 ° C., cold rolling with ⁇ of 12% was carried out.
  • the low cold forming of the first cold rolling step of ⁇ 16% was not sufficient to eliminate together with the subsequent annealing at 690 ° C, the dendritic and coarse-grained structure of the reference material R.
  • the crack-free and uniform structure of the bands of embodiment A is characterized by the arrangement of hard particles of the second and third class. As in the previous production programs, the hard particles of the third class have a size of less than 1 ⁇ even after this production program 5.
  • the embodiment A has a high degree of outsourcing capability, which manifests itself through an interaction of the mechanisms of precipitation hardening and the spinodal segregation of the structure.
  • the characteristic values R m and R p o 2 increase from 518 to 633 and from 451 to 575 MPa due to aging at 400 ° C.
  • Table 12 Grain size, electrical conductivity and mechanical characteristics of the cold-rolled and aged strips of alloys A and R after passing through production program 5 (Table 11)
  • Precipitation hardening and the degree of spinodal segregation of the microstructure of the invention can be adapted to the required material properties. In this way it is possible, in particular to align the strength, hardness, ductility and the electrical conductivity of the alloy according to the invention specifically to the intended application.

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Abstract

Die Erfindung betrifft eine hochfeste 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, bestehend aus (in Gew.-%): 2,0 bis 10,0 % Ni, 2,0 bis 10,0 % Sn, 0,01 bis 1,5 % Si, 0,01 bis 1,0 % Fe, 0,002 bis 0,45 % B, 0,001 bis 0,15 % 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, Fe-B, Ni-P, Fe-P, Ni-Si und weitere Fe-haltige Phasen aufweist, welche die Verarbeitungseigenschaften und Gebrauchseigenschaften der Legierung signifikant verbessern. Des Weiteren betrifft die Erfindung eine Gussvariante und eine weiterverarbeitete Variante der hochfesten Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung, ein Herstellungsverfahren sowie die Verwendung der Legierung.

Description

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 10 bis 1 1 sowie deren Verwendung gemäß dem Oberbegriff der Ansprüche 17 bis 19.
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. In 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 Korngrenzenseigerungen 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 Mikrobewegungen 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 10 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. In 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 SiB3l 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 Boriden 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 Ni3Si 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 29S12B1 .13 (Lugscheider, E.;
Reimann, H.; Knotek, O.: Das Dreistoffsystem Nickel-Bor-Silicium. Monatshefte für Chemie 106 (1975) 5, S. 1155-1165). 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 10 bis 1 1 und bezüglich einer Verwendung durch die Merkmale der Ansprüche 17 bis 19 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,
0,01 bis 1 ,0 % Fe,
0,002 bis 0,45 % B,
0,001 bis 0,15 % 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, Fe-B, Ni-P, Fe-P, Ni-Si und weitere Fe-haltige Phasen 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,
0,01 bis 1 ,0 % Fe,
0,002 bis 0,45 % B,
0,001 bis 0, 15 % 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 30 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 20 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 0, 1 bis 5 Volumen-% als Fe-Boride,
b5) mit 1 bis 5 Volumen-% als Ni-Phosphide,
b6) mit 0, 1 bis 5 Volumen-% als Fe-Phosphide,
b7) mit 1 bis 5 Volumen-% als Ni-Silizide,
b8) mit 0, 1 bis 5 Volumen-% als Fe-Silizide und/oder Fe-reiche Teilchen
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, Ni-Boride, Fe-Boride, Ni- Phosphide, Fe-Phosphide, Ni-Silizide sowie die Fe-Silizide und/oder Fe-reichen Teilchen, 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,
0,01 bis 1 ,0 % Fe,
0,002 bis 0,45 % B,
0,001 bis 0,15 % 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 10 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 35 Volumen-% als Si-haltige und B-haltige Phasen, Ni-Si-Boride mit der Summenformel NixSi2B mit x = 4 bis 6, Ni-Boride, Fe-Boride, Ni-Phosphide, Fe-Phosphide, Ni-Silizide sowie als Fe-Silizide und/oder Fe-reichen Teilchen 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 35 Volumen-% als Ni-Phosphide, Fe-Phosphide, Ni-Silizide sowie als Fe-Silizide und/oder Fe-reiche Teilchen 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, Ni-Boride, Fe-Boride, Ni-Phosphide, Fe- Phosphide, Ni-Silizide sowie die Fe-Silizide und/oder Fe-reichen Teilchen, 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, Fe-B, Ni-P, Fe-P, Ni-Si und mit weiteren Fe-haltigen Phasen 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
5 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 und Fel o 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.
15 Im weiteren Verlauf der Erstarrung/Abkühlung der Schmelze scheiden sich die Ni- Phosphide, Fe-Phosphide, Ni-Silizide, Fe-Silizide und/oder die Fe-reichen
Teilchen bevorzugt an den bereits vorhandenen primären Keimen der
Siliziumboride, Ni-Si-Boride sowie der Ni-Boride und Fe-Boride, die einzeln und/oder als Anlagerungsverbindungen und/oder Mischverbindungen vorliegen,
20 als sekundäre Keime aus.
Die Ni-Si-Boride sowie die Ni-Boride sind mit jeweils 1 bis 15 Volumen-% im Gefüge enthalten. Die Ni-Phosphide und Ni-Silizide sind mit einem Gefügeanteil von jeweils 1 bis 5 Volumen-% vorhanden. Die Fe-Boride, Fe-Phosphide sowie 25 die Fe-Silizide und/oder Fe-reichen Teilchen nehmen jeweils einen Anteil am
Gefüge von 0,1 bis 5 Volumen-% an.
Somit liegen im Gefüge die Si-haltigen und B-haltigen Phasen, welche als
Siliziumboride ausgebildet sind, die Ni-Si-Boride mit der Summenformel NixSi2B 30 mit x = 4 bis 6 sowie die Ni-Boride, Fe-Boride, Ni-Phosphide, Fe-Phosphide, Ni- Silizide, Fe-Silizide und/oder Fe-reichen Teilchen 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 30 Volumen-% annehmen. Die zweiten Phasenbestandteile nehmen einen Gefügeanteil von bis zu 20 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 0,15 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 Grundmasse. 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 Rp0,2 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.
Das Element Eisen ist der erfindungsgemäßen Legierung mit 0,01 bis 1 ,0 Gew.-% zulegiert. Eisen trägt zur Erhöhung des Anteils der Kristallisationskeime bei und unterstützt somit die feinkörnige Ausbildung des Gefüges beim Gießprozess. Die Fe-haltigen Hartpartikel im Gefüge bewirken eine Erhöhung der Festigkeit, der Härte und der Verschleißbeständigkeit der Legierung. Liegt der Fe-Gehalt unterhalb von 0,01 Gew.-%, so sind diese Auswirkungen auf das Gefüge und die Eigenschaften der Legierung nur in einem unzureichenden Ausmaß zu
beobachten. Übersteigt der Fe-Gehalt die 1 ,0 Gew.-%, so enthält das Gefüge zunehmend clusterhafte Ansammlungen von Fe-reichen Teilchen. Der Fe-Anteil dieser Cluster würde nur in einem geringeren Maße für die Bildung der
Kristallisationskeime sowie Hartpartikel zur Verfügung stehen. Außerdem würden sich die Zähigkeitseigenschaften der Erfindung verschlechtern. Vorteilhaft ist ein Fe-Gehalt von 0,02 bis 0,6 Gew.-%. Bevorzugt wird ein Eisengehalt in dem
Bereich von 0,06 bis 0,4 Gew.-%.
Aufgrund der Ähnlichkeitsbeziehung zwischen den Elementen Nickel und Eisen können sich in dem Gefüge der erfindungsgemäßen Legierung zusätzlich zu den Ni-Si-Boriden auch Fe-Si-Boride und/oder Ni-Fe-Si-Boride bilden. Die Ni-Fe-Si- Boride können mit der Summenformel (Ni, Fe)xSi2B mit x = 4 bis 6 angegeben werden.
Neben den Fe-Boriden und Fe-Phosphiden sind im Gefüge der Erfindung noch weitere Fe-haltige Phasen enthalten.
Infolge der festgestellten Trägheit der Ausscheidung der Fe-Silizide und der Abhängigkeit der Ausscheidung der Fe-Silizide von den Prozessbedingungen bei der Herstellung und Weiterverarbeitung der erfindungsgemäßen Legierung liegen diese weiteren Fe-haltigen Phasen als Fe-Silizide und/oder als Fe-reiche Teilchen im Gefüge vor.
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 Komponenten 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 besonders 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 Silizide auf unter 3 m abzusenken. Weiterhin wird hierdurch der Gehalt an 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 0,15 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 0,15 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 0,15 Gew.-% die Warmumformbarkeit der Erfindung maßgeblich verschlechtern. Aus diesem Grunde hat sich ein P-Gehalt von 0,01 bis 0,15 Gew.-% als besonders vorteilhaft erwiesen. Bevorzugt wird ein P-Gehalt in dem Bereich von 0,02 bis 0,09 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, Fe-Phosphide, Ni-Silizide sowie Fe-Silizide und/oder Fe-reiche Teilchen, 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 μιτι sowie mit einem Gehalt von 2 bis zu 35 Volumen-% im Gefüge bilden können.
Diese Ni-Phosphide, Fe-Phosphide, Ni-Silizide, Fe-Silizide und/oder Fe-reiche Teilchen, 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, Eisen und Cobalt und aufgrund der bezüglich des Nickels und Eisens 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. Wichtige Ausführungsbeispiele der Erfindung werden anhand der Tabellen 1 bis 12 erläutert. Es wurden Gussplatten der erfindungsgemäßen Kupfer-Nickel-Zinn- Legierung (Ausführungsbeispiel A) sowie des Referenzwerkstoffes R durch Strangguss hergestellt. Weiterhin erfolgte der Strangguss von Rohren der
Abmessung (92x72) mm aus den Ausführungsbeispielen B und C. Die chemische Zusammensetzung der Abgüsse geht aus Tab. 1 hervor.
Die Ausführungsbeispiele A bis C sind durch einen Ni-Gehalt von 5,48 bis 6,15 Gew.-%, einen Sn-Gehalt von 4,94 bis 5,76 Gew.-%, einen Fe-Gehalt von 0,079 bis 0,22 Gew.-%, einen Si-Gehalt von 0,26 bis 0,31 Gew.-%, einen B-Gehalt von 0,14 bis 0,20 Gew.-%, einen P-Gehalt von 0,048 bis 0,072 Gew -% sowie durch einen Rest Kupfer gekennzeichnet. Der Referenzwerkstoff R gehört den konventionellen Kupfer-Nickel-Zinn-Legierungen an, die dem Stand der Technik entsprechen. Er weist einen Ni-Gehalt von 5,78 Gew.-%, einen Sn-Gehalt von 5,75 Gew.-%, einen P-Gehalt von ca. 0,032 Gew.-% und einen Rest an Kupfer auf.
Tabelle 1 : Chemische Zusammensetzung der Ausführungsbeispiele A, B und C und des Referenzwerkstoffes R (in Gew.-%)
Das Gefüge der Stranggussplatten des Referenzwerkstoffes R weist Gas- und Schwindungsporen sowie Sn-reiche Seigerungen besonders an den Korngrenzen auf.
Im Gegensatz zu dem Referenzwerkstoff R besitzt der Strangguss der Ausführungsbeispiele A bis C 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 1 1 ,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 FeB als Vertreter der Fe-Boride, auf N13P als Vertreter der Ni-Phosphide, auf Fe2P als Vertreter der Fe-Phosphide, auf Ni2Si als Vertreter der Ni-Silizide sowie auf Fe-reiche Teilchen, 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 der Ausführungsbeispiele A bis C bildete sich in den primären Gusskörnern eine Substruktur aus. Diese Subkörner weisen im
Gussgefüge der Ausführungsbeispiele A bis C der Erfindung eine Korngröße von weniger als 10 pm auf. Infolge der Subkornstruktur und der im Gefüge der Ausführungsbeispiele A bis C der Erfindung ausgeschiedenen Hartpartikel liegt die Härte HB des Gusszustandes der Ausführungsbeispiele deutlich über der Härte des Stranggusses von R (Tab. 2).
Tabelle 2: Härte HB 2,5/62,5 des Gusszustandes und des ausgelagerten
Zustandes der Ausführungsbeispiele A bis C und des Referenzwerkstoffes R
Ebenfalls in der Tab. 2 dargestellt sind die Härtewerte, die an dem bei 330, 400 und 470°C mit einer Dauer von 3 Stunden ausgelagerten Strangguss der
Legierungen A bis C und R ermittelt wurden. Der Härteanstieg von 94 auf 145 HB fällt bei dem Referenzwerkstoff R am größten aus. Diese Aufhärtung ist
besonders auf eine thermisch aktivierte Seigerungsbildung der Sn-reichen Phase im Gefüge zurückzuführen. Die mit Zinn angereicherten Phasenbestandteile scheiden sich im Gefüge der Ausführungsbeispiele A bis C deutlich feiner im Bereich der Hartpartikel aus. Aus diesem Grunde steigt die Härte des bei 400°C ausgelagerten Zustandes der Legierung A von 169 auf 173 HB nur geringfügig an. Auch die Härte HB des Ausführungsbeispiels C steigt von 156 auf 178 infolge der Auslagerung 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 mit den Stranggussplatten der
Legierungen A und R 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 57 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
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 von 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. Da bei dem Referenzwerkstoff R bis 450°C keine
Rekristallisation des Gefüges zu beobachten ist, liegen die Werte für Rm, Rpo,2 sowie für die Härte insbesondere nach einer Auslagerung bei 400°C bei R höher als bei dem Ausführungsbeispiel A.
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. Dadurch erfolgte, wie bei dem Fertigungsprogramm 1 , die Angleichung der Eigenschaften des Gusszustandes von A und R hinsichtlich der Festigkeit und der Härte.
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 der Legierung A die höchsten Festigkeits- 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 pm 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 pm (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 690 und 618 MPa an. Damit liegen Rm und Rpo,2 niedriger als die Kennwerte des entsprechend ausgelagerten Zustandes der Legierung R. Dies liegt darin begründet, dass in dem Ausführungsbeispiel A der Ni-Gehalt, der in den Hartpartikeln gebunden ist, für die festigkeitssteigernde spinodale
Entmischung des Gefüges fehlt. 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 Bänder der Legierungen A und R nach Durchlaufen des Fertigungsprogrammes 2 (Tabelle 5)
■ = ungleichmäßig Leg. AuslageKornElektrische Rp0,2 A E Härte rung größe Leitfähigkeit [MPa] [MPa] [%] [GPa] HBW [°C/ h] [pm] [%IACS] 1/30
- 11 ,6 556 498 25,1 113 188
A 400°C/3h 2-8 15,1 690 618 21 ,4 132 222
450°C/3h 2-8 16,8 666 534 22,1 126 21 1
500°C/3h 2-8 16,7 614 444 24,4 124 190
- - 1 1 ,2 498 439 27,9 104 166
400°C/3h ■ 15,2 717 649 17,8 132 230
R 5-30
450°C/3h ■ 17,0 705 591 20,6 121 219
5-30
500°C/3h ■ 18,6 628 420 24,6 118 190
5-20
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 Kaltwalz- 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 Warmumformstufe und einer abschließenden Auslagerung bei 400°C/3h/ 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 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 FeB als Vertreter der Fe-Boride, auf Ni3P als Vertreter der Ni-Phosphide, auf Fe2P als Vertreter der Fe-Phosphide, auf Ni2Si als Vertreter der Ni-Silizide und auf Fe- reiche Teilchen, die einzeln und 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 des Ausführungsbeispiels A nach Durchlaufen des Fertigungsprogrammes 3 (Tabelle 7)
Die anschließende Versuchsetappe beinhaltete die Erprobung des
Warmumformverhaltens des Ausführungsbeispiels A der Erfindung bei der höheren Warmwalztemperatur von 780°C. Außerdem bestand das Ziel, die
Anzahl der Kaltwalz-/Glüh-Zyklen des Fertigungsprogrammes 3 zu verringern. Mit dieser Maßnahme wurde die Untersuchung der Kaltumformbarkeit des
warmgewalzten Bandzustandes der Legierung A möglich. Die einzelnen
Prozessschritte des Fertigungsprogrammes 4 gehen aus der Tab. 9 hervor.
Tabelle 9: Fertigungsprogramm 4 von Bändern aus den Strangguss-Platten des
Ausführungsbeispiels A
Auch bei der höheren Warmwalztemperatur zeigten die Stranggussplatten der Legierung A eine ausgezeichnete Warmumformbarkeit. Die warmgewalzten Platten konnten zudem mit einem äußerst hohen Kaltumformgrad ε von 84 % problemlos kaltgewalzt werden. Um das Auslagerungsergebnis mit dem Resultat des vorangegangenen Fertigungsprogrammes 3 vergleichbar gestalten zu können, erfolgte der letzte Kaltwalzschritt nach einer Rekristallisationsglühung bei 690°C mit dem gleichen Kaltumformgrad ε von 14 %.
Nach der Auslagerung der Bänder in dem Temperaturbereich von 350 bis 500°C beträgt die Korngröße des sehr gleichmäßigen Gefüges 5 bis 10 pm (Tab. 10). Insbesondere bei der Auslagerungstemperatur von 400°C führt die spinodale Entmischung des Gefüges der erfindungsgemäßen Legierung zu einem
ausgeprägten Festigkeits- und Härteanstieg. So nimmt die Zugfestigkeit Rm von 557 MPa im kaltgewalzten Zustand auf 692 MPa im ausgelagerten Zustand zu. Auch die Härte HB steigt von 177 auf 210.
Tabelle 10: Korngröße, elektrische Leitfähigkeit und mechanische Kennwerte der kaltgewalzten und ausgelagerten Bänder der Legierung A nach Durchlaufen des Fertigungsprogrammes 4 (Tabelle 9)
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. 11 sind die im Rahmen des Fertigungsprogrammes 5 verwendeten Prozesssch ritte aufgelistet. Die Fertigung erfolgte mit einem Zyklus aus Kaltumformungen und Glühungen. Wiederum 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 11 : Fertigungsprogramm 5 von Bändern aus den Strangguss-Platten des Ausführungsbeispiels A und des Referenzwerkstoffes R
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 5 eine Größe von kleiner 1 μιη auf.
Die resultierenden Eigenschaften der Bänder nach dem letzten Kaltwalzen und nach dem Auslagern sind in der Tab. 12 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 518 auf 633 und von 451 auf 575 MPa an.
Tabelle 12: Korngröße, elektrische Leitfähigkeit und mechanische Kennwerte der kaltgewalzten und ausgelagerten Bänder der Legierungen A und R nach Durchlaufen des Fertigungsprogrammes 5 (Tabelle 11 )
■ = 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

Claims

Patentansprüche
Hochfeste 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, bestehend aus (in Gew.-%):
2,0 bis 10,0 % Ni,
2,0 bis 10,0 % Sn,
0,01 bis 1 ,5 % Si,
0,01 bis 1 ,0 % Fe,
0,002 bis 0,45 % B,
0,001 bis 0,15 % 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, Fe-B, Ni-P, Fe-P, Ni-Si und weitere Fe-haltige Phasen aufweist, welche die
Verarbeitungseigenschaften und Gebrauchseigenschaften der Legierung signifikant verbessern.
Hochfeste 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, bestehend aus (in Gew.-%):
2,0 bis 10,0 % Ni,
2,0 bis 10,0 % Sn,
0,01 bis 1 ,5 % Si,
0,01 bis 1 ,0 % Fe,
0,002 bis 0,45 % B,
0,001 bis 0,15 % 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 30 Volumen-% ersten Phasenbestandteilen, die mit der
Summenformel CUhNi«Snm angegeben werden können und ein
Verhältnis (h+k)/m der Elementgehalte in Atom-% von 2 bis 6 aufweisen,
a2) bis zu 20 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 0, 1 bis 5 Volumen-% als Fe-Boride,
b5) mit 1 bis 5 Volumen-% als Ni-Phosphide,
b6) mit 0, 1 bis 5 Volumen-% als Fe-Phosphide,
b7) mit 1 bis 5 Volumen-% als Ni-Silizide,
b8) mit 0, 1 bis 5 Volumen-% als Fe-Silizide und/oder Fe-reiche Teilchen 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, Ni-Boride, Fe-Boride, Ni- Phosphide, Fe-Phosphide, Ni-Silizide sowie die Fe-Silizide und/oder Fe- reichen Teilchen, 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.
3. Hochfeste 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, bestehend aus (in Gew.-%):
2,0 bis 10,0 % Ni,
2,0 bis 10,0 % Sn,
0,01 bis 1 ,5 % Si,
0,01 bis 1 ,0 % Fe,
0,002 bis 0,45 % B,
0,001 bis 0, 15 % 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 10 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 35 Volumen-% als Si-haltige und B-haltige Phasen, Ni-Si- Boride mit der Summenformel NixSi2B mit x = 4 bis 6, Ni-Boride, Fe- Boride, Ni-Phosphide, Fe-Phosphide, Ni-Silizide sowie als Fe-Silizide und/oder Fe-reichen Teilchen 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 35 Volumen-% als Ni-Phosphide, Fe-Phosphide, Ni-Silizide sowie als Fe-Silizide und/oder Fe-reiche Teilchen 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 μιτι aufweisen;
- dass die Si-haltigen und B-haltigen Phasen, welche als Siliziumboride ausgebildet sind, die Ni-Si-Boride, Ni-Boride, Fe-Boride, Ni-Phosphide, Fe-Phosphide, Ni-Silizide sowie die Fe-Silizide und/oder Fe-reichen Teilchen, 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.
4. Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Elemente Nickel und Zinn jeweils von 3,0 bis 9,0 % enthalten sind.
5. Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass das Element Silicium von 0,05 bis 0,9 % enthalten ist.
6. Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Element Eisen von 0,02 bis 0,6 % enthalten ist.
7. Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass das Element Bor von 0,01 bis 0,4 % enthalten ist.
8. Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass das Element Phosphor von 0,01 bis 0, 15 % enthalten ist.
9. Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung bis auf etwaige unvermeidbare Verunreinigungen frei von Blei ist.
10. Verfahren zur Herstellung von Endprodukten oder von Bauteilen mit
endproduktnaher Form aus einer Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9 mit Hilfe des Sandguss-Verfahrens,
Maskenformguss-Verfahrens, Feinguss-Verfahrens, Vollformguss- Verfahrens, Druckguss-Verfahrens oder Lost-Foam-Verfahrens.
11. Verfahren zur Herstellung von Bändern, Blechen, Platten, Bolzen,
Runddrähten, Profildrähten, Rundstangen, Profilstangen, Hohlstangen, Rohren und Profilen aus einer Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9 mit Hilfe des Kokillengussverfahrens oder des kontinuierlichen oder halbkontinuierlichen Stranggussverfahrens.
12. Verfahren nach Anspruch 1 1 , dadurch gekennzeichnet, dass die
Weiterverarbeitung des Gusszustandes die Durchführung von zumindest einer Warmumformung im Temperaturbereich von 600 bis 880°C umfasst.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass zumindest eine Glühbehandlung in dem Temperaturbereich von 170 bis 880°C mit der Dauer von 10 Minuten bis 6 Stunden durchgeführt wird.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass die Weiterverarbeitung des Gusszustandes oder des
warmumgeformten Zustandes oder des geglühten Gusszustandes oder des geglühten warmumgeformten Zustandes die Durchführung von zumindest einer Kaltumformung umfasst.
15. Verfahren nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, dass zumindest eine Glühbehandlung in dem Temperaturbereich von 170 bis 880°C mit der Dauer von 10 Minuten bis 6 Stunden durchgeführt wird.
16. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 oder 15, dadurch
gekennzeichnet, dass eine Entspannungsglühung/Auslagerungsglühung in dem Temperaturbereich von 170 bis 550°C mit der Dauer von 0,5 bis 8 Stunden durchgeführt wird.
17. Verwendung der Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9 für Stellleisten und Gleitleisten, für Friktionsringe und
Friktionsscheiben, für Gleitelemente und Führungselemente in
Verbrennungsmotoren, Ventilen, Turboladern, Getrieben,
Abgasnachbehandlungsanlagen, Hebelsystemen, Bremssystemen und Gelenksystemen, hydraulischen Aggregaten oder in Maschinen und Anlagen des allgemeinen Maschinenbaus.
18. Verwendung der Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9 für Bauelemente, Leitungselemente, Führungselemente und
Verbindungselemente in der Elektronik/Elektrotechnik.
Verwendung der Kupfer-Nickel-Zinn-Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9 für metallene Gegenstände in der Aufzucht von im Meerwasser lebenden Organismen, für Schlaginstrumente, für Propeller, Flügel, Schiffsschrauben und Naben für den Schiffbau, für Gehäuse von
Wasserpumpen, Ölpumpen und Kraftstoffpumpen, für Leiträder, Laufräder und Schaufelräder für Pumpen und Wasserturbinen, für Zahnräder, Schneckenräder, Schraubenräder, Druckmuttern und Spindelmuttern sowie für Rohre, Dichtungen und Verbindungsbolzen in der maritimen und chemischen Industrie.
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