EP0926251B1 - Verfahren zur Herstellung und Verwendung von einer Kupfer-Zinn-Titan-Legierung - Google Patents

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EP0926251B1
EP0926251B1 EP98123159A EP98123159A EP0926251B1 EP 0926251 B1 EP0926251 B1 EP 0926251B1 EP 98123159 A EP98123159 A EP 98123159A EP 98123159 A EP98123159 A EP 98123159A EP 0926251 B1 EP0926251 B1 EP 0926251B1
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EP
European Patent Office
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forming
semi
finished product
weight
tin
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EP98123159A
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EP0926251A1 (de
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Andreas Dr. Bögel
Stephan Dr. Hansmann
Uwe Dr. Hofmann
Hilmar R. Dr. Müller
Joachim Dr. Riedle
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Wieland Werke AG
Original Assignee
Wieland Werke AG
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Expired - Lifetime legal-status Critical Current

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    • 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
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/115—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces by spraying molten metal, i.e. spray sintering, spray casting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/0425—Copper-based alloys
    • 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

Definitions

  • the invention relates to the use of a semi-finished product in strip, wire, tube or profile form made of a Cu-Sn-Ti alloy.
  • the CuSnTi alloy consists of Sn 12-20% by weight, Ti 0.002-1.0 % By weight remainder CU, optionally further elements and usual impurities.
  • Such an alloy can Sufficiently rapid cooling from the molten state Room temperature can be obtained in such a structural state that that for the Semi-finished product production preform (casting tape, casting block, casting bolt) is technically free from coarse, brittle phases and therefore in a special way for the Manufacture of semi-finished products as strips, profiles, wires, hollow profiles or tubes by kneading is suitable.
  • Such semi-finished products are ideal for Production of various everyday objects and items Functional parts of precision mechanics and electromechanics as well as general ones Mechanical engineering. Because of their chemical composition and the Such an alloy has a particularly favorable method of manufacture Combination of high mechanical strength with excellent ductility combined with good corrosion resistance.
  • the material is said to have the chemical and mechanical properties of the cast bronze Combine with the processing properties of the kneading materials for what especially the adjustment of the cold deformability and at the same time securing one high mechanical strength and hardness is necessary.
  • the object is achieved by the use of a semi-finished product made of a Cu-Sn-Ti alloy after the process steps according to claim 1 or 3 was produced.
  • the Cu-Sn-Ti alloy is made from the molten state cooled down so quickly that the castings
  • the usual segregation does not occur and that the structure is free of Macroscopic segregations is among macroscopic segregations understood structural components that are present in the cast structure and one Take a share of more than 10 vol .-% and one as individual phase fields Have dimensions of more than 1 mm.
  • a sufficiently high one Cooling rate between liquidus and solidus temperature to avoid Such macro-increases can be achieved by various techniques.
  • alloy compositions of the type to be used according to the invention provided technically as a preform, they are suitable for kneading in the Heat from rolling, pressing and forging and from these basic shapes derived forming process.
  • they can be warm beforehand formed castings, but also the castings themselves, by rolling, drawing, Hammering, embossing, deep drawing and forming processes derived from such as Pilgrims, flanging, knurling and bending are formed
  • Preforms according to 1.1 are preferably without a hot forming stage further processed.
  • Preforms according to 1.1 is expediently used faster and larger cross-section reduction a hot forming stage intended.
  • the sequence of cold working and intermediate annealing according to 2.2 and 2.3 serves the production of the desired semi-finished products and their dimensions - and can be used for Repeat as needed.
  • the cold forming and final treatments serve the manufacture of semi-finished products, the targeted adjustment of geometric and mechanical Properties for the direct use of the semi-finished product or its further processing e.g. by coating, plating or manufacturing composite materials.
  • the range of cast bronzes suitable for use in the present invention Representing a worthwhile range ranges from about 12 to 20% by weight of Sn.
  • Iron in the content of also serves to support the homogeneous structure formation 0.005 to 2% by weight, but it also contributes solely through the formation of connections Sn and in interaction with aluminum, titanium, zirconium and phosphorus thermal stabilization of the material under thermal stress. Levels above 2% by weight are very high because of the then great risk Avoid iron lines or individual iron particles that are forming flawless surfaces. Common substitute for iron is cobalt, for the same applies.
  • Magnesium contents up to 1% by weight can be similar to titanium, zirconium or Phosphorus can also be used. Regarding the limitation of the salaries the considerations made for titanium and zircon apply. In addition, the Compound formation of magnesium and phosphorus and the strong tendency of Magnesium for strengthening the tempering for thermal stabilization of the Material can be used.
  • Aluminum can be used advantageously up to 2% by weight to harden the temper to strengthen and / or to increase the mechanical parameters.
  • the melt proves an aluminum addition to be advantageous if the viscosity must be set to a low level because Residual oxygen levels in interaction with titanium and magnesium in particular Have made the melt viscous.
  • Aluminum contents higher than 2% by weight lead to impairments of later operations for surface finishing, such as for example electroplating and also make soldering or welding difficult, and should therefore be avoided.
  • Tin bronzes are very suitable for this. The higher their tin content, the higher the strengths achieved. Common kneading tin bronze included rarely more than 9% by weight and therefore appear unsatisfactory. Tin bronzes with very high levels e.g. 15% by weight are now used as kneading materials of the present invention.
  • a bolt CuSn16Ti with the composition 15.5% by weight Sn, 0.25% by weight Ti, 84.15% by weight Cu (rest usual impurities) was used with a spray compacting system from Mannesmann- Demag sprayed under license from Osprey Metals.
  • the composition was melted in a vacuum furnace to avoid the undesirable slagging of Ti.
  • the gas-metal ratio set during spraying was 0.45 Nm 3 / kg.
  • the dimensions achieved were 480mm in diameter and 1200mm in length.
  • the hardness remains for the material according to this invention significantly higher level and the grain size is significantly smaller than for not Materials according to the invention, even when using the inventive How to use higher tin contents.
  • the behavior of the material to be used according to the invention is favorable, according to the Method according to the invention produced whenever after The highest possible strength should be maintained in connection work and that Suitability for use due to coarse grain formation with regard to mechanical loads or questions of surface processing must not be restricted.

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Description

Die Erfindung betrifft die Verwendung eines Halbzeugs in Band-, Draht-, Rohr- oder Profilform aus einer Cu-Sn-Ti-Legierung. Die CuSnTi-Legierung besteht aus Sn 12 - 20 Gew.%, Ti 0,002 - 1,0 Gew.%Rest CU, wahlweise weiteren Elementen und übliche Verunreinigungen. Eine solche Legierung kann bei hinreichend schneller Abkühlung aus-dem schmelzflüssigen Zustand bei Raumtemperatur in einem solchen Gefügezustand erhalten werden, dass die für die Halbzeugherstellung vorliegende Vorform (Gussband, Gussblock, Gussbolzen) technisch frei von groben, spröden Phasen ist und daher in besonderer Weise für die Herstellung von Halbzeugen als Bänder, Profile, Drähte, Hohlprofile oder Rohre durch Kneten geeignet ist. Solcherlei Halbzeuge eignen sich hervorragend für die Herstellung verschiedener Gegenstände des täglichen Bedarfs und von Funktionsteilen der Feinmechanik und der Elektromechanik sowie des allgemeinen Maschinenbaus. Aufgrund ihrer chemischen Zusammensetzung und der Herstellungsweise weist eine solche Legierung eine besonders günstige Kombination von hohen mechanischen Festigkeiten bei exzellenter Duktilität kombiniert mit guter Korrosionsbeständigkeit auf.
Nach dem heutigen Stand der Technik ergeben sich die Anforderungen an moderne Halbzeuge sowohl aus den Gebrauchs- und Umwelteigenschaften als auch nach Kostengesichtspunkten. Wegen dem Wettbewerbsdruck erscheinen daher jene Werkstoffe attraktiv, die eine rationelle, möglichst abfallfreie Herstellung ermöglichen. Hierdurch erscheinen besonders Knetwerkstoffe in vielen Fällen gegenüber Gusswerkstoffen bei den Cu-Legierungen als besonders vorteilhaft, wenn es um die Herstellung komplexer Funktionsteile geht. Die Knetbarkeit von Cu-Werkstoffen begrenzt jedoch die Nutzung von hochgeschätzten Eigenschaften der Gusswerkstoffe, bei denen die Cu-Sn-Werkstoffe eine besonders wichtige Rolle spielen. Sie zeichnen sich z.B. durch sehr hohe Festigkeiten und Härten bei sehr guten Korrosionseigenschaften und einer allgemein hervorragenden Eignung für tribologische Anforderungen aus. In der Literatur (z.B. K. Dies, Kupfer und Kupferlegierung in der Technik, Berlin 1967 Seite 504ff.) ist Behandlung und Zusammensetzung der Zinnbronzen sehr umfassend erläutert. Dort wird auch auf die Erzielbarkeit homogener Gefüge auch bei Gußbronzen bis etwa 15Gew.-% Sn durch Wärmebehandlung eingegangen. Es wird dort erläutert, daß Homogenisierungsglühungen zu Poren führen (a.a.O. S. 514-516) und andererseits durch Homogenisierung mechanische Eigenschaften verbessert werden können, ohne daß dabei auf eine dadurch möglichwerdende Kaltverformung hingewiesen wird (a.a.O. S.549 ff). Hoch zinnhaltige klassisch hergestellte Bronzen sind demnach zur Umformung zu homogenisieren und also porenhaltig. Dem Fachmann ist bekannt, daß Poren für die meisten technischen Anwendungen unerwünscht sind. Sie sind Schwachstellen bei mechanischer Belastung und stören die Umformung selbst oder verhindern nach Umformung zumeist die Ausbildung einer fehlerfreien Oberfläche. So ist nach dem Stand der Technik die Nutzung von Gußbronzen als Knetwerkstoffe nicht gegeben. Bislang muß der Gegensatz zwischen Knet- und Gusswerkstoffen als unüberwindlich gelten, die Verfügbarkeit eines Knetwerkstoffes mit den Eigenschaften eines Gusswerkstoffes aber als wünschenswert angesehen werden.
Es stellte sich daher für die vorliegende Erfindung die Aufgabe, einen Werkstoff und ein Verfahren zu seiner Herstellung vorzuschlagen, der den Gegensatz zwischen den CuSn-Knetwerkstoffen und den CuSn-Gusswerkstoffen überwindet. Der Werkstoff soll die chemischen und mechanischen Eigenschaften der Gussbronzen mit den Verarbeitungseigenschaften der Knetwerkstoffe kombinieren, wozu besonders die Einstellung der Kaltverformbarkeit und gleichzeitige Sicherung einer hohen mechanischen Festigkeit und Härte notwendig ist.
Die Aufgabe wird erfindungsgemäß gelöst durch die Verwendung eines Halbzeuge, das aus einer Cu-Sn-Ti-Legierung nach den Verfahrensschritten gemäß Anspruch 1 bzw. 3 hergestellt wurde. Die Cu-Sn-Ti-Legierung wird aus dem schmelzflüssigen Zustand so schnell abgekühlt, dass die bei Gussstücken übliche Seigerung unterbleibt und dass das Gefüge bei Raumtemperatur frei von makroskopischen Seigerungen ist Unter makroskopischen Seigerungen werden dabei Gefügebestandteile verstanden, die im Gussgefüge vorhanden sind und einen Anteil von mehr als 10 Vol.-% einnehmen und als einzelne Phasenfelder eine Abmessung von mehr als 1 mm haben. Eine ausreichend hohe Abkühlgeschwindigkeit zwischen Liquidus- und Solidustemperatur zur Vermeidung solcher Makroseigerungen kann durch verschiedene Techniken erreicht werden. Hierzu zählen namentlich das Bandgießen ( siehe beispielsweise: Vaught,C. F.: Apparatus of and Apparatus for Continuous Casting of a Metal Strip, Patentschrift USA WO 87/02285 (1987); Wünnenberg, K., Frommann, K., Voss-Spilker, P.: Vorrichtung zum kontinuierlichen Gießen von breitem Band, Offenlegungsschrift DE 3601338 A1 (1987)) und das Sprühkompaktieren (siehe beispielsweise: GB-PS 1 379 261, Reginald Gwyn Brooks, (1972), GB-PS 1 599 392, Osprey Metals Ltd., (1978), European Patent 0 225 732, Osprey Metals Ltd., (1986)). Die mit diesen Verfahren hergestellten Vorformen unterscheiden sich von z. B. durch üblichen Strangguss hergestellten Vorformen in ihrem Gefügezustand deutlich. Ihre Bearbeitbarkeit durch Warm- und Kaltumformung sind hervorragend wie beispielsweise in DE 4126 079 "Bandgießverfahren für ausscheidungsbildende und /oder spannungsempfindliche und/oder seigerungsanfällige Kupferlegierungen" und DE 4201065 "Anwendung des Sprühkompaktier-Verfahrens zur Verbesserung der Biegewechselfestigkeit von Halbzeug aus Kupferlegierungen" ausgeführt wird. Die dort referierten Zusammensetzungen beziehen sich jedoch nicht auf typische Gußlegierungen. Überraschenderweise konnte nun aber festgestellt werden, dass die Anfälligkeit auch der z.B. in DIN definierten Guss-Zinn-Bronzen für Ungänzen und Poren aber auch für Seigerungen durch Zusatz von Titan oder Zirkon sowie von Eisen soweit reduziert werden kann, dass die technische Nutzung der dann so hergestellten Vorformen durch Kneten möglich wird. Weitere später zu erläuternde Ausführungsformen mit Zusatz weiterer Legierungskomponenten erlauben daneben für die mechanische Funktion und die Korrosionsbeständigkeit wichtige Eigenschaften zweckmäßig einzustellen.
Für klassische Guss-Zinn-Bronzen ist sowohl die Warrnumformung als auch die Kaltumformung nicht oder nur sehr eingeschränkt möglich. Dagegen erlauben die erfindungsgemäß hergestellten Legierungen im kalten Zustand bezogene Querschnittsänderungen des Gusszustandes von mindestens 20 % oder Vergleichsumformgrade von mindestens ϕ = 0,25 (ϕ: In A0/A1; A0: Querschnitt vor der Kaltverformung; A1: Querschnitt nach der Kaltverformung).
Die Verwendung von klassischen Gusslegierungen verbietet sich für die Warmumformung aufgrund der bei der Prozesstemperatur schmelzflüssigen Seigerungsphasen, die zur Zerstörung des Werkstückes führen oder wegen der bei niedriger Prozesstemperatur dann spröden Phasen, die entweder den Umformwiderstand so in die Höhe treiben, dass die Umformung maschinentechnisch nicht mehr möglich ist oder zum Abscheren und Zerstörung des Werkstückes führen. Dagegen erlauben die erfindungsgemäß hergestellten Vorformen die Anwendung von Warmumformverfahren mit starker Querschnittsveränderung. Dabei sind Verfahren mit dominierender Druckspannung wie Pressen und Rundwalzen besonders empfehlenswert.
Werden die erfindungsgemäß zu verwendenden Legierungszusammensetzungen solcher Art also technisch als Vorform zur Verfügung gestellt, eignen sie sich zum Kneten in der Wärme durch Walzen, Pressen und Schmieden sowie aus diesen Grundformen abgeleitete Umformverfahren. Bei Raumtemperatur können die zuvor warm umgeformten Gussstücke, aber auch die Gussstücke selber, durch Walzen, Ziehen, Hämmern, Prägen, Tiefziehen und daraus abgeleiteten Umformverfahren wie Pilgern, Bördeln, Rändeln und Biegen umgeformt werden
Damit ergeben sich für die erfindungsgemäße Anwendung der Verfahren auf die erfindungsgemäßen Legierungen folgende Einzelelemente:
  • 1. Herstellung der Vorform
  • 1.1 Dünnbandgießen Zur Herstellung von dünnen Bändern 2 bis 25 mm Dicke
  • 1.2 Sprühkompaktieren
  • 1.2.1 Zur Herstellung von Flachformen oder Bändern bis 250 mm Dicke
  • 1.2.2 Zur Herstellung von Rohren mit Wanddicken bis zu 100 mm
  • 1.2.3 Zur Herstellung zylindrischer Körper bis 600 mm, die z.B. als Bolzen zum Strangpressen dienen können.
  • 1.3 Spangebende Bearbeitung der Vorform
  • 2. Weiterverarbeitung der Vorform
  • 2.1 Warmumformung Für Walzverfahren wird die Warmumformung im Temperaturbereich von 600 - 800 °C,
    für Pressverfahren im Temperaturbereich von 550 - 800 °C empfohlen.
  • 2.2 Kaltverformung Bezogene Querschnittsänderungen bis 95 % und Vergleichsumformgrade bis ϕ = 3 sind möglich. Für die Vorform werden typischerweise bezogene Querschnittsänderungen von mindestens 20 % bzw. Vergleichsumformgrade von mindestens ϕ = 0,25 ertragen.
  • 2.3 Zwischenglühungen zum Rekristallisieren und zur Erholung des Formänderungsvermögens Hierfür sind Glühungen im Temperaturbereich zwischen 400 und 700 °C für 1 Minute bis 10 Stunden Dauer geeignet.
  • 2.4 Abschließende Kaltumformung Für eine abschließende Kaltumformung sind bezogene Querschnittsänderungen typischerweise bis 95 % nach einer vorangehenden Zwischenglühung möglich.
  • 2.5 Abschließende Wärmebehandlung Eine Abschließende Wärmebehandlung wird durchgeführt, um den Eigenspannungszustand durch thermische Behandlung günstig zu beeinflussen oder um die mechanischen Eigenschaften in zweckmäßiger Weise durch Anlass- oder Weichglühbehandlung zu beeinflussen oder um durch gezielte Einstellung heterogener Phasen z.B. notwendige tribologische oder Zerspanungseigenschaften zusätzlich einzustellen.
  • 2.5.1 Anlassen Das Anlassen wird im Temperaturbereich 150 - 300 °C mit Dauern zwischen 1 Minute und 10 Stunden durchgeführt.
  • 2.5.2 Erholung und Rekristallisationsglühungen werden im Temperaturbereich von 300 - 700 °C mit Glühdauem von 1 Minute bis zu 10 Stunden durchgeführt.
  • 2.5.3 Heterogenisierung Heterogenisierungsbehandlungen werden zum Einstellen der Gleichgewichtsphasen im Temperaturbereich von 700 - 900 °C mit Glühdauern von wenigstens 1 Minute bis zu 10 Stunden durchgeführt. Sie dienen besonders zur Einstellung hoher Härten oder zur Gefügedifferenzierung, die vorwiegend zur Optimierung tribologischer Eigenschaften dient.
    • Die Wahl der Vorform und die nachfolgende Kombination der Herstellschritte, wie aufgeführt, geschieht nach Zweckmäßigkeit und Wirtschaftlichkeit.
    Vorformen nach 1.1 werden vorzugsweise ohne Warmumformungsstufe weiterverarbeitet. Für die übrigen Vorformen wird zweckmäßigerweise zur schnelleren und größeren Querschnittsreduzierung eine Warmumformstufe vorgesehen.
    Die Abfolge von Kaltverformungen und Zwischenglühungen nach 2.2 und 2.3 dient der Herstellung der gewünschten Halbzeuge und ihrer Dimensionen-und kann bei Bedarf wiederholt werden. Die Kaltumformung und Schlussbehandlungen dienen bei der Halbzeugherstellung der gezielten Einstellung geometrischer und mechanischer Eigenschaften für den direkten Einsatz des Halbzeuges oder seiner Weiterveredlung z.B. durch Beschichten, Plattieren oder Herstellung von Werkstoffverbunden.
    Neben den Verfahrensmäßigen Ansätzen sind jedoch auch folgende Ansätze zur Auswahl der Zusammensetzung zu beachten:
    Der Bereich der Gußbronzen die sich für die vorliegende Erfindung als zur Nutzung lohnender Bereich darstellen reicht von etwa 12 bis zu 20Gew.-%Sn. Je höher der Zinn-Gehalt ist, desto höhere mechanische Eigenschaften lassen sich erreichen.
    Um die notwendige Homogenität des Gefüges zu gewährleisten sind mindestens Gehalte von 0,002 Gew.-% Titan und/ oder Zirkon notwendig. Die Summe dieser Gehalte sollte 1 Gew.-% nicht übersteigen, da dann eine sehr störende Beeinträchtigung der Oberflächeneigenschaften auftritt. Diese äußert sich bei der Halbzeugherstellung und -benutzung in starker Neigung zu Oxiden, die die nachfolgende Beschichtung oder Veredelung empfindlich beeinträchtigen.
    Zur Unterstützung der homogenen Gefügebildung dient auch Eisen in Gehalten von 0,005 bis 2Gew.-%, daneben trägt es allein aber auch durch Verbindungsbildung mit Sn und im Zusammenwirken mit Aluminium, Titan, Zirkon sowie Phosphor zur thermischen Stabilisierung des Werkstoffes bei thermischer Beanspruchung bei. Gehalte oberhalb 2 Gew.-% sind wegen der dann großen Gefahr von großen Eisenzeilen oder einzelnen Eisenpartikeln zu vermeiden, die die Ausbildung fehlerfreier Oberflächen beeinträchtigen würden. Üblicher Ersatz für Eisen ist Kobalt, für das Ähnliches gilt.
    Gehalte bis zu 5Gew.-Ni% erscheinen zur Verbesserung der Festigkeitseigenschaften und steigerung der Korrosionsbeständigkeit wo nötig empfehlenswert. Gehalte über 5 Gew.-% führen zu einer schwierigen Handhabung des Werkstoffes, da dann die Aushärtbarkeit der bekannten Cu-Ni-Sn-Werkstoffe nachhaltig bemerkbar wird.
    Gehalte an Magnesium bis zu 1 Gew.-% können ähnlich wie Titan, Zirkon oder Phospor zusätzlich angewendet werden. Hinsichtlich der Beschränkung der Gehalte gelten die für Titan und Zirkon angestellten Betrachtungen. Zusätzlich ist die Verbindungsbildung von Magnesium und Phosphor und die starke Neigung von Magnesium zur Verstärkung der Anlaßhärtung zur thermischen Stabilisierung des Werkstoffes einsetzbar.
    Aluminium kann bis zu 2Gew.-% vorteilhaft eingesetzt werden, um die Anlaßhärtung zu verstärken und/oder die mechanischen Kennwerte zu steigern. Für die Handhabung der Schmelze erweist sich ein Aluminiumzusatz als vorteilhaft, wenn die Viskosität auf ein niedriges Niveau eingestellt werden muß, weil Restsauerstoffgehalte in Wechselwirkung besonders mit Titan und Magnesium die Schmelze zähflüssig gemacht haben. Höhere Gehalte an Aluminium als 2 Gew.-% führen zu Beeinträchtigungen späterer Arbeitsgänge zur Oberflächenveredelung, wie beispielsweise Galvanisieren und erschweren auch das Löten oder Schweißen, und sollten daher vermieden werden.
    Begrenzte Gehalte an Mangan und Zink bis zu 5Gew.-% können wünschenswert erscheinen, um den Metallwert des Werkstoffes zu reduzieren. Besonders Mangan kommt aber auch zur Steigerung der mechanischen Bearbeitbarkeit infrage, da Mangangehalte geeignet sind, gerade die plastische Formbarkeit weiter positiv zu beeinflussen.
    Die Erfindung wird an nachfolgendem Beispiel erläutert:
    In der Feinmechanik wird für hochbelastete Brillenbügel ein möglichst fester, aber duktiler Werkstoff in Drahtform gewünscht. Hierzu sind Zinn-Bronzen sehr geeignet Je höher deren Zinngehalt ist, desto höher werden die erzielten Festigkeiten. Übliche Knet-Zinnbronzen enthalten selten mehr als 9 Gew.-% und erscheinen daher unbefriedigend. Zinn-Bronzen mit sehr hohen Gehalten z.B. 15 Gew.-% sind als Knetwerkstoffe nun durch Anwendung der vorliegenden Erfindung verfügbar.
    Zur Erzeugung eines Kupferlegierungs-Halbzeuges in Drahfform wurde dazu ein Bolzen CuSn16Ti der Zusammensetzung 15,5Gew.-%Sn, 0,25Gew.-Ti, 84,15 Gew.-% Cu (Rest übliche Verunreinigungen) mit einer Sprühkompaktieranlage der Firma Mannesmann-Demag unter Lizenz der Fa. Osprey Metals gesprüht. Die Zusammensetzung wurde dafür in einem Vakuumofen erschmolzen, um die unerwünschte Verschlackung von Ti zu vermeiden. Das eingestellte Gas-Metall-Verhältnis beim Sprühen war 0,45 Nm3/kg. Die erreichten Abmessungen waren Durchmesser 480mm, Länge 1200mm.
    Das Gefüge im gesprühten Zustand erwies sich in der metallografischen Untersuchung als frei von Seigerungen. Die so erzeugte Vorform wurde spangebend allseitig bearbeitet, um die vom Sprühen außen porös vorliegende Schicht zu entfernen und einen zylindrischen Körper zum Pressen zu erzeugen. Dieser sogenannte Bolzen wurde dann bei 670°C mittels einer direkt wirkenden Strangpresse zu 2 Drähten von 16,3 mm Durchmesser geformt Die Dräht wurden dann thermomechanisch behandelt:
  • 1. Beizen in Schwefelsäure
  • 2. Kaltumformen durch Walzen mit ϕ=0,5
  • 3. Rekristallisierend Zwischenglühen 560°C für 4 Stunden. Die Arbeitsschritte 1. bis 3. wurden bis zum Vorliegen eines Vordrahtes von 5,2mm Durchmesser wiederholt durchgeführt. Die Beschränkung des Umformgrades ergibt sich aus der starken Verfestigung des Werkstoffes auf Streckgrenzenwerte von über 850 MPa bei höheren Umformgraden. Diese würde zwar der Werkstoff noch ertragen, wie Vorversuche im Labor gezeigt hatten, jedoch gelang die umformtechnische Realisierung auf den benutzten Anlagen nur bis zum genannten Umformgrad. Die Vordrähte wurden dann durch die Verfährensschritte
  • 4. Beizen in Schwefelsäure
  • 5. Kaltumformen durch Ziehen an 3,8 mm Durchmesser
  • 6. Rekristallisierend Zwischenglühen 560°C für 4 Stunden
  • 7. Fertigziehen an 2,3 mm. an die Endabmesung gefertigt und lagen dann als Runddraht mit 2,3mm Durchmesser ziehhart z.B. für elektromechanische Bauteile und nach einem abschließendem rekristallisierenden Schlußglühen unter Wasserstoffatmosphäre mit nachfolgender Glanzbeize als Runddraht mit 2,3mm Durchmesser weich für die Fertigung z. B. für die erwähnten Brillenteile vor.
    • Die metallografische Kontrolle ergab ein von Seigerungen freies Gefüge mit feinen Ausscheidungen. Die Drähte hatten folgende Kennwerte:
  • Ziehhart: Zugfestigkeit 930 MPa, Streckgrenze 810 MPa, Bruchdehnung A5 18%, Härte 240HV10, Elastiziätsmodul 80 GPa.
  • Weich: Zugfestigkeit 490 MPa, Streckgrenze 240 MPa, Bruchdehnung A5 62%, Härte 100HV10, Korngröße40 µm.
    • Damit ergibt sich für die Gebrauchseignung neben den sehr hohen mechanischen Kennwerten ein Vorteil durch die Anwendung des erfindungsgemäßen Verfahrens auf die erfingdungsgemäße Legierung: Das Verhältnis zwischen Streckgrenze und Elastizitätsmodul wird so groß, wie es mit herkömmlichen Kupferknetlegierungen kaum zu erreichen ist. Dadurch werden für federnde Beanspruchungen die elastisch ertragenen Verformungen sehr groß, was sich unmittelbar positiv bei Maximierung von Federwegen nutzen läßt. Dies ist beispielsweise auch für Brillenbügel durchaus von großem Interesse, da versehentliche Biegung nicht gleich zum Verlust der angpaßten Sitzform für den Benutzer führt.
    Zwei weitere Vorteile zeigen sich nach kurzzeitiger Wärmebelastung, wie sie zum Beispiel bei Verbindungsarbeiten durch Löten oder Schweißen durchaus üblich ist Um dies zu demonstrieren wurde nach dem oben beschriebenen Vorgehen auch eine nicht erfindungsgemäße Legierung CuSn14 mit 13,8Gew.-% Zinn, Rest Kupfer und übliche Verunreinigungen nach dem erfindungsgemäßen Vorgehen ebenfalls zu einem 2,3mm dicken Draht gefertigt. Drähte aus CuSn4, CuSn6 und CuSn8 wurden basierend auf klassisch hergestelltem Vormaterial zu dieser Abmessung gefertigt. Die Drähte wurde dann in einem Salzbad geglüht. Zum weiteren Vergleich wurden darüberhinaus für zwei hoch Zinn-haltige DIN-Gußlegierungen die an Gußstücken ermittelten Kennwerte angegeben.
    Werkstoff Härte nach Kaltverformung mit ca. 40% bezogener Querschnittsänderung Härte nach kurzzeitiger Wärmebelastung 700°C/3min Korngröße nach kurzzeitiger Wärmebelast ng 700°C/3min
    CuSn4 (Knetwerkstoff) 180HV10 80HV10 60µm
    CuSn6 (Knetwerkstoff) 185HV10 90HV10 70µm
    CuSn8 (Knetwerkstoff) 195HV10 95HV10 60µm
    GC-CuSn12Ni (Gußwerkstoff nach DIN1705) Härte im Gußzustand
    100 HB10    		 100HB10 über 1mm
    GC-CuSn12Pb (Gußwerkstoff nach DIN1705) Härte im Gußzustand
    95 HB10    		 95HB10 über 1mm
    CuSn14 ( nur Anwendung des erfindungsgemäßen Verfahrens) 210HV10 100HV10 125µm
    CuSn16Ti (Anwendung des Verfahrens auf die erfindungsgemäße Legierung) 240HV10 140HV10 40µm
    Wie sich nun zeigt, bleibt die Härte für den Werkstoff nach dieser Erfindung auf deutlich höherem Niveau und die Komgröße ist deutlich kleiner, als für nicht erfindungsgemäße Werkstoffe, selbst bei Anwendung der erfindungsgemäßen Vorgehensweise zur Nutzung höherer Zinngehalte. Gleichzeitig fällt auch der Vergleich mit den Gußwerkstoffen zugunsten der Erfindung aus: Das Korn ist feiner und die Härte höher - auch nach einer kurzzeiten Einwirkung von 700°C.
    Günstig ist das Verhalten der erfindungsgemäße zu verwendender Werkstoff, nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellt, immer dann, wenn nach Verbindungsarbeiten möglichst hohe Festigkeiten erhalten bleiben sollen und die Gebrauchseignung durch Grobkombildung hinsichtlich mechanischer Belastungen oder Fragen der Oberflächenbearbeitung nicht eingeschränkt werden darf.
    An Hand dieser Ergebnisse kann also gezeigt werden, daß die Kombination des vorgeschlagenen Verfahrens mit den vorgeschlagenen Zusammensetzungen zu Eigenschaften führt, die sonst nur für Gußwerkstoffe zu erhalten waren: Sehr hohe Zinngehalte, sehr hohe Festigkeiten auch nach Wärmebelastung. Andererseits werden zugleich die Vorzüge von Knetwerkstoffen realisiert: kleine Korngröße, hohe Festigkeit durch Kaltverformung, große Variabilität der Halbzeugabmessung durch thermomechanische Behandelbarkeit. Die Aufgabe der Erfindung wird demnach gelöst.

    Claims (6)

    1. Verfahren zur Herstellung und Verwendung von einer Kupfer-Zinn-Titan-Legierung, bestehend aus
      12 bis 20 Gew.-% Zinn,
      0,002 bis 1 Gew.-% Titan,
      wahlweise 0,005 bis 2 Gew.% Eisen und/oder Kobalt,
      wahlweise noch bis zu 5 Gew.-% Nickel, bis zu 1 Gew.-% Magnesium, bis zu 2 Gew.-% Aluminium,
      bis maximal 5 Gew.-% Mangan und/oder Zink,
      Rest Kupfer und üblichen Verunreinigungen,
      mit den folgenden Schritten:
      a) Vorformen von Blöcken durch Sprühkompaktieren,
      b) Warmumformung durch Strangpressen oder Schmieden im Temperaturbereich von T = 550 bis 800 °C,
      c) Formen eines Halbzeuges durch einen oder mehrere Kaltumformschritte mit einem Gesamtvergleichsumformgrad ϕ von maximal ϕ = 3,
      jeweils gefolgt von einer Zwischenglühung oberhalb der Rekristallisationstemperatur im Temperaturbereich von T = 400 bis 700 °C für 1 min bis 10 Stunden,
      d) ggf. Reinigung der Oberfläche durch physikalische, mechanische oder chemische Verfahren,
      wobei das Halbzeug zur Herstellung von Schmuck, Bekleidungsaccessoires, Brillenbügeln, Brillenscharnieren, Augenrandprofilen, Teilen für Armbänder von Armbanduhren oder Gehäusen von Armbanduhren verwendet wird.
    2. Verwendung eines Halbzeugs aus einer Kupfer-Zinn-Titan-Legierung nach Anspruch 1,
      bei der das Titan teilweise durch Zirkon ersetzt ist, für den Zweck nach Anspruch 1.
    3. Verwendung eines Halbzeugs in Bandform aus einer Kupfer-Zinn-Titan-Legierung nach Anspruch 1 oder 2,
      die nach einem Verfahren mit den folgenden Schritten hergestellt wird:
      a) Vorformen von Bändern mit einer Dicke über 2,0 mm und bis 25 mm durch Dünnbandgießen,
      b) Warmumformung durch Warmwalzen im Temperaturbereich von T = 600 bis 800 °C,
      c) Formen des Halbzeuges durch einen oder mehrere Kaltumformschritte mit einem Gesamtvergleichsumformgrad ϕ von maximal ϕ = 3,
      jeweils gefolgt von einer Zwischenglühung oberhalb der Rekristallisationstemperatur im Temperaturbereich von T = 400 bis 700 °C für 1 min bis 10 Stunden,
      d) ggf. Reinigung der Oberfläche durch physikalische, mechanische oder chemische Verfahren,
      für den Zweck nach Anspruch 1.
    4. Verwendung eines Halbzeugs nach Anspruch 3, bei dessen Herstellung
      zwischen den Schritten c) und d) als Schritt
      e) eine letzte Kaltumformung durchgeführt wird, für den Zweck nach Anspruch 1.
    5. Verwendung eines Halbzeugs nach Anspruch 4, bei dessen Herstellung
      nach dem Schritt e) als Schritt
      f1) eine abschließende Wärmebehandlung unterhalb der Rekristallisationstemperatur im Temperaturbereich von T = 150 bis 300 °C für 1 min bis 10 Stunden durchgeführt wird,
      für den Zweck nach Anspruch 1.
    6. Verwendung eines Halbzeugs nach Anspruch 4, bei dessen Herstellung
      daß nach dem Schritt e) als Schritt
      f2) eine abschließende Wärmebehandlung im Temperaturbereich von T = 700 bis 900 °C für 1 min bis 10 Stunden mit nachfolgender zweckmäßiger Abkühlung von dieser Glühtemperatur durchgeführt und dadurch ein mehrphasiges Gefüge eingestellt wird,
      für den Zweck nach Anspruch 1.
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