EP1063311A1 - Verwendung einer zinnreichen Kupfer-Zinn-Eisen-Legierung - Google Patents

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EP1063311A1
EP1063311A1 EP00111779A EP00111779A EP1063311A1 EP 1063311 A1 EP1063311 A1 EP 1063311A1 EP 00111779 A EP00111779 A EP 00111779A EP 00111779 A EP00111779 A EP 00111779A EP 1063311 A1 EP1063311 A1 EP 1063311A1
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EP
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tin
iron
copper
copper alloy
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EP00111779A
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Andreas Dr. Bögel
Stephan Dr. Hansmann
Uwe Dr. Hofmann
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Wieland Werke AG
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Wieland Werke AG
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/02—Alloys based on copper with tin as the next major constituent

Definitions

  • the invention relates to the use of CuSn alloys with tin contents above 12%. for components joined under the influence of heat.
  • CuSn alloys are widely used both as cast materials and as wrought materials. This class of materials can be found in numerous applications in electrical engineering, in machine and apparatus construction as well as in precision engineering, but also in the jewelry industry.
  • the usual compositions are in the range from 0.1 to 11% Sn, 0.01 to 0.4% P, balance Cu.
  • the advantages of these so-called phosphor bronzes are that they are very readily available and inexpensive worldwide and, in addition to very good physical properties, also offer the designer excellent characteristics for mechanical strength and ductility. They have sufficient corrosion resistance for a wide variety of applications.
  • the industries mentioned above provide their components for use under high mechanical loads. This naturally results in the demand for high-strength construction materials.
  • the conventional CuSn wrought alloys already occupy an outstanding position among the Cu materials with regard to the mechanical properties:
  • the common phosphor bronze with approx. 8% Sn typically reaches yield strength values of approx. 800 MPa through cold forming with a large change in shape .
  • the conventional wrought CuSn alloys can no longer be used as construction materials.
  • solder When using an additional material, namely the solder, its strength plays a role for the mechanical stability of the bonded composite. Therefore there is a desire for unbreakable solders.
  • the strength of a solder scales usually with its solidus or working temperature, i.e. high strength brazing alloys only melt at high temperatures. This relationship is not a disadvantage because this gives the designer the opportunity to create brazed components for the To be used at higher temperatures.
  • the use is more melting Solders also desirable from a manufacturing point of view, because it is, for example, expanded with working temperatures that are too high Range of different brazing alloys possible, several joining operations on one component to be carried out one after the other.
  • an alloy is used for the components to be joined in the case of the basic composition of copper has an Sn content of 12 to 20% Sn and a Fe content of 0.1 to 4% is alloyed.
  • the high Sn content and the Fe admixtures ensure particularly high strength and resistance to softening. Contrary to the conventional view, deoxidation, for example with P, is described above, not necessary. When setting Fe contents in the Alloy obviously becomes the occurrence of the dreaded Sn oxide prevented that additional deoxidizing measures are dispensed with can.
  • the Fe additives also surprisingly provide an improvement resistance to heat discoloration.
  • the primary shaping of an alloy according to the invention is expediently carried out using a casting process in which the formation of brittle phases is suppressed from the molten state by cooling sufficiently quickly.
  • a casting process in which the formation of brittle phases is suppressed from the molten state by cooling sufficiently quickly.
  • Such high cooling rates are used, for example, in strip casting or spray compacting reached.
  • the preforms produced with these processes are characterized by uniform, low-segregation primary structures. In addition to the high strength, this structural state ensures a releasable kneadability, so that the preforms shaped in this way can be handled without problems using the classic forming processes.
  • the alloy is outstandingly hard-solderable with a wide variety Soldering. Obviously, none of the Fe contents according to the invention arise of those oxides on the surface which have poor wettability or would cause poor solder flow. The use of the proposed Alloy for joined components thus fulfills the wishes formulated above in an excellent way.
  • P can be added to the CuSnFe alloy according to the invention up to about 0.5%.
  • P causes a moderate increase in mechanical strength after cold working.
  • a P content of mmd. 0.01% can be used.
  • Levels of more than 0.5% should be avoided since the scale layers formed during soldering in an oxygen-containing atmosphere tend to flake off .
  • high P concentrations reduce the ductility of the CuSn alloys .
  • high P contents lead to the formation of coarse Fe phosphide particles, which are undesirable for many applications. They permanently disrupt the structure. Therefore, P must be set in a mass ratio Fe / P ⁇ 2/1 in order to ensure a favorable formation of the structure due to the freely separating Fe.
  • the alloy can lead to intermetallic phases or graphite can be added up to a volume fraction of 3 volume%.
  • compositions of the tapes are summarized below: alloy Cu /% Sn /% Fe /% P /% A 84.03 15.24 0.73 B 84.69 15.00 0.31 CuSn8P 91.88 7.95 0.17 (Alloy A and B according to the invention)
  • Alloys A and B according to the invention differ from the alloy of conventional phosphor bronze by their significantly higher strength values. Nevertheless, the measured values for the elongation at break A 10 and the yield point ratio R p0.2 / R m , which were determined on the alloys according to the invention, are in good agreement with the corresponding values obtained after comparable processing steps for the CuSn8P alloy deoxidized with P receives. Because one can deduce the effectiveness of deoxidation from the amount of elongation at break , it can be concluded from this agreement that Fe has a positive influence on the primary and forming of CuSn alloys in the same way as P.
  • soldering behavior two hard-rolled, 1 mm thick strip strips of the same alloy were brazed after their surfaces were degreased and mechanically cleaned. A commercially available silver solder with a working temperature of 710 ° C was used. Soldering was carried out under protective gas without the use of a flux. The result of the soldering was evaluated both by mechanical torsion testing and by metallographic inspection. The strength of the joined materials in the immediate vicinity of the soldering gap - i.e. in the heat affected zone (HAZ) - was characterized by the Vickers hardness HV. The table below shows the results obtained.
  • HZ heat affected zone
  • the amount of residual hardness of alloy A or B was evaluated after five minutes of annealing in relation to the usual phosphor bronze alloy: HV (alloy A or B, 700 ° C, 300 s) / HV (CuSnP, 700 ° C, 300 s) - 1.
  • HV alloy A or B, 700 ° C, 300 s
  • HV CuSnP, 700 ° C, 300 s
  • the alloys A and B were compared with the alloy CuSn8P in terms of reducing the difference between the hardness after 60 s and 300 s: 1 - [HV (Leg. A or B, 700 ° C, 60 s) - HV (Leg.
  • the microstructure of the alloys according to the invention is mentioned above To characterize heat treatment as follows: There is a low-segregation structure before, which is free of oxides, although - as is common in the prior art considered necessary - no phosphorus was alloyed. It can only Excretions are detected in which the alloying elements according to the invention Fe and Sn are enriched. The average grain sizes are in the alloys according to the invention after the above heat treatment only about 25 ⁇ m. This is due to the grain-refining effect of Fe. If desired, it is also possible to add the alloys according to the invention after joining reshape without creating roughness on the component surface, how to this is known from prior art tin bronze alloys.

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Abstract

Die Erfindung betrifft die Verwendung einer Kupfer-Zinn-Eisen-Legierung, die aus 12 bis 20 % Zinn; 0,1 bis 4 % Eisen; Rest Kupfer und üblichen Verunreinigungen besteht, zur Herstellung von gefügten Bauteilen, wie insbesondere Schmuck, Bekleidungsaccessoires, Brillen od. dgl.

Description

Die Erfindung betrifft die Verwendung von CuSn-Legierungen mit Zinngehalten über 12 % für unter Wärmeeinwirkung gefügte Bauteile. CuSn-Legierungen werden in großem Umfang sowohl als Gußwerkstoffe als auch als Knetwerkstoffe eingesetzt. Diese Werkstoffklasse findet sich in zahlreichen Anwendungen in der Elektrotechnik, im Maschinen- und Apparatebau sowie in der Feinwerktechnik aber auch in der Schmuckindustrie. Die üblichen Zusammensetzungen liegen im Bereich von 0,1 bis 11 % Sn, 0,01 bis 0,4 % P, Rest Cu. Die Vorteile dieser sog. Phosphor-Bronzen sind, daß sie weltweit sehr gut verfügbar und preiswert sind sowie dem Konstrukteur neben sehr guter physikalischer Eigenschaften auch hervorragende Kennwerte für die mechanische Festigkeit und die Duktilität bieten. Dabei bringen sie eine hinreichende Korrosionsbeständigkeit für die unterschiedlichsten Anwendungen mit.
Namentlich für die Herstellung von Bauteilen kleiner Abmessungen mit komplizierten Geometrien ist die Verwendung knetbarer CuSn-Werkstoffe besonders attraktiv. So werden beispielsweise in der DIN17662 für eine breite Palette von Anwendungen 4 bis 8-prozentige Bronzen definiert, die neben Sn bis zu 8,5 % auch P als Legierungsbestandteil von 0,01 bis 0,35 % vorschreiben. Als andere Beimengungen werden Fe bis 0,1 %, Ni bis 0,3 %, Zn bis 0,3 % und Pb bis 0,05 % genannt.
Besonders für die Bedarfe mit Anforderungen an elektrische Leitfähigkeit und Eignung für elektromechanische Bauteile wurden zahlreiche Verbesserungen für diese Werkstoffklasse vorgestellt. Als neueste Beispiele seien die WO98/ 20176 und WO98/48068 erwähnt. Diese Arbeiten konzentrieren sich ganz wesentlich auf die Verbesserung der elektrischen Leitfähigkeit und Relaxationsbeständigkeit der traditionellen CuSn-Werkstoffe. Solche Speziallegierungen finden zunehmend Eingang in die Anwendungen der Elektrotechnik und Elektromechanik, da die erzielten Verbesserungen für diese speziellen Anwendungen erheblich sind.
Für den Einsatz im Maschinen- und Apparatebau, in der Feinwerktechnik und in der Schmuckindustrie erscheinen die erzielten Verbesserungen allerdings von geringem Interesse zu sein. Hier werden nach wie vor fast ausschließlich die klassischen P-Bronzen eingesetzt. Dies mag darin begründet sein, daß diese Werkstoffgruppe hinsichtlich der durch Kaltverformung einstellbaren Eigenschaften für eine große Anzahl von Anwendungsfällen sehr wohl gut ausreichend ist. Allerdings sind einige Mängel offensichtlich.
Die oben genannten Branchen sehen ihre produzierten Bauteile für den Einsatz unter hohen mechanischen Belastungen vor. Daraus resultiert naturgemäß die Forderung nach hochfesten Konstruktionswerkstoffen. Die konventionellen CuSn-Knetlegierungen nehmen unter den Cu-Werkstoffen bereits eine herausragende Stellung hinsichtlich der mechanischen Eigenschaften ein: Die gängigen Phosphorbronzen mit etwa 8 % Sn erreichen durch eine Kaltumformung mit großer Formänderung tyischerweise Streckgrenzenwerte von ca. 800 MPa. Werden jedoch für bestimmte Anwendungen noch höhere Festigkeiten verlangt, können die herkömmlichen CuSn-Knetlegierungen nicht mehr als Konstruktionswerkstoffe verwendet werden.
Ein weiterer Nachteil der konventionellen Phosphorbronzen ist allerdings wesentlich gravierender. Für die Herstellung von Funktionsteilen sind häufig auch Fügeoperationen durchzuführen. Oft werden dazu Schweiß- und Hartlötverfahren eingesetzt. Durch den Wärmeeintrag in die zu fügenden Bauteile werden in der Wärmeeinflußzone Festigkeitsverluste durch Erholung oder Rekristallisation verursacht. Dies ist besonders bei Anwendung von Schmelzschweißverfahren und von Hartlötverfahren von Bedeutung. Um den Festigkeitsverlust möglichst gering zu halten, werden, wo immer möglich, Hartlötverfahren statt Schweißverfahren eingesetzt. Mit den Arbeitstemperaturen von Loten ab 450 °C können so Fügeaufgaben gelöst werden, die einen Kompromiß aus verbleibender hoher Festigkeit und guter Belastbarkeit der Fügestelle erfordern.
Bei zur Hilfenahme eines Zusatzwerkstoffes, nämlich des Lotes, spielt dessen Festigkeit für die mechanische Stabilität des gefügten Verbundes ebenfalls eine Rolle. Daher besteht der Wunsch nach bruchfesten Loten. Die Festigkeit eines Lotes skaliert in der Regel mit seiner Solidus- bzw. Arbeitstemperatur, d.h. hochfeste Hartlote schmelzen erst bei hohen Temperaturen. Dieser Zusammenhang ist kein Nachteil, denn so wird dem Konstrukteur die Möglichkeit geboten, hartgelöte Bauteile für den Einsatz bei höheren Temperaturen vorzusehen. Daneben ist die Verwendung hochschmelzender Lote auch aus fertigungstechnischen Gesichtspunkten wüschenswert, denn es ist beispielsweise mit einer zu hohen Arbeitstemperaturen aufgeweiteten Palette von unterschiedlichen Hartloten möglich, an einem Bauteil mehrere Fügeoperationen nacheinander durchzuführen.
Für die zu fügenden Werkstoffe kann der Einsatz der hochfesten Lote problematisch sein. Durch die hohen Arbeitstemperaturen bzw. durch mehrmaliges Löten vergrößert sich naturgemäß der Wärmeeintrag in die gefügten Teile, woraus ein verstärkter Festigkeitsverlust in den Bereichen nahe des Lötspaltes resultiert. Es ist leicht einzusehen, daß die Entfestigungsproblematik besonders deutlich bei solchen Bauteilen in Erscheinung tritt, an denen in kleinen räumlichen und zeitlichen Abständen mehrere Hartlötoperationen durchgeführt werden.
Daraus folgt die Notwendigkeit zur Verwendung von Werkstoffen mit einer hohen Festigkeit und mit einer hohen Entfestigungsbeständigkeit, wenn die mechanischen Eigenschaften des gefügten Verbundes optimiert werden sollen.
In der Vergangenheit hat es nicht an Versuchen gefehlt, für bestimmte Konstruktionsaufgaben Werkstoffe mit hoher Entfestigungsbeständigkeit für solche Anwendungen vorzuschlagen. Dafür sind die Entwicklungen im Bereich der Ni-freien Werkstoffe für die Brillenindustrie ein gutes Beispiel. Hier wurden verschiedenste Zusammensetzungen auf Basis von CuAl- und CuTi-Systemen formuliert. Sie bieten bessere Federeigenschaften und Entfestigungsbeständigkeiten als die heute zum Beispiel für Brillenbügel eingesetzten Phosphor-Bronzen.
Bei der Verwendung dieser Ni-freien Legierungen zeigte es sich nun, daß besonders das Hartlöten unter Schutzgas erhebliche Probleme bereitet, da diese Werkstoffe auch mit einer sauerstoffarmen Atmosphäre reagieren, wodurch die Benetzung der Bauteiloberflächen mit dem Lot stark behindert wird. Die Verarbeitbarkeit durch Hartlöten ist nur unter zur Hilfenahme von aggressiven Flußmitteln in dem gewünschten Umfang möglich. Die Verwendung solcher aggressiven Flußmittel erscheint heute unter den Aspekten der Arbeitssicherheit und des Umweltschutzes als nicht mehr zeitgemäß. Daneben müssen auch farbliche Veränderungen der gefügten Bauteile durch das Flußmittel und Rückstände der Flußmittel aufwendig entfernt werden. Unvermeidbar ist diese Reinigung, wenn es sich um Sichtflächen handelt oder aus anderen Gründen eine gleichmäßiges Aussehen erforderlich ist. Unabhängig von der Verwendung von Flußmitteln tendieren CuSn-Legierungen zur Verfärbung in der Wärme. Dieses Phänomen ist als die Bildung von Anlauffarben bekannt. Auch dies erfordert gegebenenfalls eine Reinigung der gefügten Bauteile. Diese Nachbehandlungen sind kostentreibend und damit unerwünscht.
Es drängt sich so der Wunsch nach Werkstoffen auf, die einerseits hinsichtlich Festigkeit und Entfestigungscharakteristik den zuvor dargestellten Spezialitäten gleichkommen, aber andererseits die Vorteile der sehr gut hartlötbaren Sn-Bronzen bieten. Darüber hinaus ist eine Verringerung der Neigung zur Ausbildung von Anlauffarben willkommen.
Die dadurch gestellte Aufgabe wird durch die vorliegende Erfindung in der Weise gelöst, daß für die zu fügenden Bauteile eine Legierung verwendet wird, bei der zu der Grundzusammensetzung von Kupfer ein Sn-Gehalt von 12 bis 20 % Sn und ein Fe-Gehalt von 0,1 bis 4 % zulegiert wird. Der hohe Sn-Gehalt und die Fe-Beimengungen sorgen für eine besonders hohe Festigkeit und Entfestigungsbeständigkeit. Entgegen der bisher üblichen Ansicht ist eine Desoxidation zum Beispiel mit P, wie weiter oben beschrieben, nicht notwendig. Bei Einstellung von Fe-Gehalten in der Legierung wird offensichtlich das Auftreten von dem gefürchteten Sn-Oxid soweit unterbunden, daß auf zusätzliche desoxidierende Maßnahmen verzichtet werden kann. Die Fe-Zusätze sorgen zudem überraschenderweise für eine Verbesserung der Beständigkeit gegen Verfärbung in der Wärme.
Bevorzugte Ausführungsformen der Erfindung sind Gegenstand der Ansprüche 2 bis 12.
Das Urformen einer erfindungsgemäßen Legierung erfolgt zweckmäßigerweise mit einem Gießverfahren, bei dem die Entstehung spröder Phasen durch eine hinreichend schnelle Abkühlung aus dem schmelzflüssigen Zustand unterdrückt wird. Derart hohe Abhühlraten werden beispielweise beim Bandgießen oder beim Sprühkompaktieren erreicht. Die mit diesen Verfahren hergestellten Vorformen zeichnen sich durch gleichmäßige, seigerungsarme Primärgefüge aus. Dieser Gefügezustand gewährleistet neben der hohen Festigkeit eine befreidigende Knetbarkeit, so daß die derart urgeformten Vorformen problemlos über die klassischen Umformverfahren handhabbar sind.
Gleichzeitig ist die Legierung hervorragend hart lötbar mit den verschiedensten Loten. Offensichtlich entstehen bei den erfindungsgemäßen Fe-Gehalten keine derjenigen Oxide an der Oberfläche, welche eine schlechte Benetzbarkeit oder schlechten Lotfluß verursachen würden. Die Verwendung der vorgeschlagenen Legierung für gefügte Bauteile erfüllt damit also die weiter oben formulierten Wünsche in hervorragender Weise.
P kann der erfindungsgemäßen CuSnFe-Legierung bis zu etwa 0,5 % zugesetzt werden. P bewirkt dabei eine mäßige Zunahme der mechanischen Festigkeit nach Kaltverformung. Um eine zusätzliche Desoxidation sicher zu stellen -wo immer dies als notwendig erachtet wird- sollte ein P-Gehalt von mmd. 0,01 % eingesetzt werden. Gehalte von über 0,5 % sollten vermieden werden, da die während des Lötens in einer sauerstoffhaltigen Atmosphäre entstehenden Zunderschichten zu einem verstärkten Abplatzen neigen. Darüber hinaus reduzieren hohe P-Konzentrationen die Duktilität der CuSn-Legierungen. In Verbindung mit Fe führen hohe P-Gehalte zur Bildung von groben Fe-Phosphid-Partikeln, die für sehr viele Anwendungen unerwünscht sind. Sie stören den Gefügeaufbau nachhaltig. Deshalb muß P in einem Massenverhältnis Fe / P ≥ 2 / 1 eingestellt werden, um eine günstige Ausbildung des Gefüges durch sich freiausscheidendes Fe sicher zu stellen.
Zur Verbilligung der Legierung können Teile von Kupfer durch Mn oder Zn einzeln oder zusammen ersetzt werden. Mehr als 10 % Kupfer sollten jedoch nicht durch diese Metalle ersetzt werden, da die Gießbarkeit dann deutlich erschwert wird und die guten Korrosionseigenschaften der Cu-Sn-Fe-Legierung deutlich verschlechtert werden.
Um die Zerspanen zu erleichtern, kann der Legierung Blei, intermetallische Phasen oder Graphit bis zu einem Volumenanteil von 3 Volumen-% zugesetzt werden.
Beispiel:
Die Ausführung der Erfindung kann an nachfolgendem Beispiel gezeigt werden. Die Legierungen wurden wie folgt zu Blechstreifen von 0,4 mm Dicke gefertigt:
  • Urformen von Blöcken durch Sprühkompaktieren (zum Vergleich wurde zusätzlich ein Block aus einer herkömmlichen Phosphor-Bronze mit 8 % Sn durch Kokillenguß hergestellt und anschließend bei 700 °C / 6 h homogenisiert, dieser Block wurde mit den sprühkompaktierten Vorformen verarbeitet),
  • Heraustrennen von 10 mm dicken Streifen durch Sägen und Fräsen,
  • Warmwalzen der überfrästen Gußblöcke bei 680°C (CuSn8P bei 760 °C) mit einer Querschnittsabnahme von 70 %,
  • Kaltwalzen der gereinigten Warmwalzstreifen mit einer Querschnittsänderung von 40 % bezogen auf den Querschnitt der Warmwalzstreifen,
  • Glühbehandlung bei 600 °C / 3 h,
  • Kaltwalzen der weichen Bänder mit einer Querschnittsänderung von 45 % bezogen auf den Querschnitt nach der ersten Kaltumformung,
  • Glühbehandlung bei 600 °C / 3 h,
  • Fertigwalzen über 0,8 mm und 0,6 mm an 0,4 mm mit einer Querschnittsänderung von letztlich 60 % bezogen auf den Querschnitt nach der zweiten Kaltumformung.
Die Zusammensetzungen der Bänder sind nachfolgend zusammengestellt:
Legierung Cu / % Sn / % Fe / % P / %
A 84,03 15,24 0,73
B 84,69 15,00 0,31
CuSn8P 91,88 7,95 0,17
(Legierung A und B erfindungsgemäß)
Die mechnischen Kennwerte der Bänder nach der letzten Wärmebehandlung bzw. nach dem Fertigwalzen zeigt die nachfolgende Tabelle:
Figure 00060001
Die erfindungsgemäßen Legierungen A und B unterscheiden sich von der Legierung konventionellen Phosphor-Bronze durch ihre duetlich höheren Festigkeitswerte. Trotzdem weisen die Meßwerte für die Bruchdehnung A10 und das Streckgrenzenverhältnis Rp0,2/Rm, die an den erfindungsgemäßen Legierungen ermittelt wurden, weisen eine gute Übereinstimmung mit den entsprechenden Werten auf, die man nach vergleichbaren Verarbeitungsschritten für die mit P desoxidierte Legierung CuSn8P erhält. Da man von dem Betrag der Bruchdehnung auf die Wirksamkeit der Desoxidation schließen darf, kann aus dieser Übereinstimmung gefolgert werden, daß Fe das Ur- und Umformen von CuSn-Legierungen in gleicher Weise positiv beeinflussen wie P.
Zur Charakterisierung des Lötverhaltens wurden jeweils zwei walzharte, 1 mm dicke Bandstreifen aus der gleichen Legierung hartgelötet, nachdem ihre Oberflächen entfettet und mechanisch gereinigt wurden. Zum Einsatz kam ein handelsübliches Silberlot mit einer Arbeitstemperatur von 710 °C. Gelötet wurde unter Schutzgas ohne zur Hilfenahme eines Flußmittels. Das Ergebnis der Lötung wurde sowohl durch mechanische Torsionsprüfung als auch durch metallographische Begutachtung bewertet. Die Festigkeit der gefügten Werkstoffe in unmittelbarer Nähe des Lötspaltes - also in der Wärmeeinflußzone (WEZ) - wurde durch die Vickers-Härte HV charakterisiert. Die nachstehende Tabelle gibt Aufschluß über die erhaltenen Resultate.
Legierung Härte HV Grundmaterial Niedrigste Härte in WEZ nach Hartlötung Gefüge in WEZ und Grundmaterial Qualität Hartlötung
A 270 159 in Ordnung gut
B 265 148 in Ordnung gut
CuSn8P 240 78 in Ordnung gut
(Legierung A und B erfindungsgemäß; WEZ: Wärmeeinflußzone)
Die Ergebnisse belegen die überaus günstige Wirkung von Zinn- und Eisenzugaben auf die Resthärte einer CuSn-Legierung nach dem Löten.
Zur Überprüfung der Werkstofferweichung beim Löten wurden Abschnitte der kaltverfomten Bandabschnitte bei 700°C bis zu 5 min in einem Salzbad geglüht und nach verschiedenen Zeiten t die Resthärte HV gemessen. Man erhält dadurch die isotherme Entfestigungscharakteristik HV(t) des betrachteten Werkstoffs. Der Härteverlauf über der Zeit ist wichtig zur Beurteilung der Festigkeit nach dem Löten und der Sicherheit in der industriellen Fertigung von gefügten Bauteilen: Je höher die Resthärte HV(300 s) nach fünf-minütiger Glühbehandlung ist, desto höher ist die zu erwartende mechanische Stabilität der Lötverbindung; Je weniger sich die Härte im Verlauf der Zeit ändert, desto gleichmäßiger ist die Qualität der gefügten Bauteilen und desto robuster ist der Fertigungsprozeß gegen unvermeidbare Schwankungen der Prozeßparameter. Ausgewertet wurde also einerseits die Höhe der Resthärte der Legierung A bzw. B nach fünf-minütiger Glühbehandlung im Bezug zu der üblichen Phosphorbronze-Legierung: HV(Leg. A od. B, 700 °C, 300 s) / HV(CuSnP, 700 °C, 300 s) - 1. Zum anderen wurden die Legierungen A und B mit der Legierung CuSn8P hinsichtlich der Verringerung der Differenz zwischen der Härte nach 60 s und 300 s verglichen: 1 - [HV(Leg. A od. B, 700 °C, 60 s) - HV(Leg. A od. B, 700 °C, 300s)] / [HV(CuSnP, 700 °C, 60 s) - HV(CuSnP, 700 °C, 300s)]. Gute Werkstoffe im Vergleich zeigen für beide Auswertungen besonders große, positive Werte.
Legierung Härte HV Beginn Härte HV nach 60 s Härte HV nach 180 s Härte HV nach 300 s Resthärte HV(300 s) im Vergleich zu CuSn8P Verringg. d. Härteabfalles v. 60 bis 300 s gegen CuSn8P
A 270 145 141 140 92% 69%
B 265 138 135 134 85% 75%
CuSn8P 240 89 78 73 0 % 0 %
(Legierung A, B: erfindungsgemäß)
Es zeigt sich, daß durch die Erhöhung des Sn-Gehaltes in Verbindung mit Zugaben von Eisen ein guter Zugewinn in der Resthärte erzielt werden kann.
In Ergänzung zu den oben beschriebenen Untersuchungen wurden Bandabschnitte folgendermaßen in einer Schutzgasatmosphäre wärmebehandelt:
  • zwölfminütiges Glühen der Bänder in Formiergas (95 % N2, 5 % H2) bei 700 °C,
  • Ofenabkühlung auf 200 °C,
  • Abkühlung auf Raumtemperatur in ruhender Laborluft.
    • Mit diesem Versuch wird qualitativ der Lötprozeß unter Schutzgas nachgestellt, mit dem Unterschied, daß Schwankungen durch das Fertigungsverfahren ausgeschlossen sind. Die Auswertung des Versuchs umfaßt die Beurteilung der Bänder hinsichtlich ihrer Oberflächenverfärbung und ihres Gefüges. Aus folgender Tabelle geht hervor, daß das Anlaufverhalten der Legierungen in der erfindungsgemäßen Zusammensetzung mit dem der üblichen Phosphor-Bronzen vergleichbar ist. Bei hohen Fe-Gehalten ist die Verfärbung sogar geringer als bei den gängigen CuSn-Legierungen. In diesem Fall ist eine schönende Nachbehandlung der Oberflächen in der Nähe der Lötnaht nur in verringertem Umfang oder gar nicht notwendig.
    Legierung Veränderung der Oberflächenfarbe nach der beschriebenen Wärmebehandlung im Vergleich zum ungeglühten Ausgangszustand
    A schwache Verfärbung
    B schwache Verfärbung
    CuSn8P deutliche Verfärbung
    Die Mikrostruktur der erfindungsgemäßen Legierungen ist nach oben genannter Wärmebehandlung wie folgt zu charakterisieren: Es liegt ein seigerungsarmes Gefüge vor, das frei von Oxiden ist, obwohl - wie nach dem Stand der Technik gemein hin als notwendig angesehen - wird kein Phosphor legiert wurde. Es können nur Ausscheidungen nachgewiesen werden, in denen die erfindungsgemäßen Legierungselemente Fe bzw. Sn angereichert sind. Die mittleren Korngrößen betragen in den erfindungsgemäßen Legierungen nach obiger Wärmebehandlung nur ca. 25 µm. Dies ist auf die kornfeinende Wirkung des Fe zurückzuführen. Falls gewünscht, ist es also auch möglich die erfindungsgemäßen Legierungen nach dem Fügen umzuformen, ohne daß auf der Bauteiloberfläche Rauhigkeiten entstehen, wie man dies von Zinnbronze-Legierungen nach dem Stand der Technik kennt.
    Für die Gesamtbewertung der untersuchten Legierungen ergibt sich folgende Übersicht:
    Figure 00090001
    Es wird deutlich, daß mit den erfingungsgemäßen Legierungen ein hoher Zugewinn in der Gesamteignung erzielt wird. Der Zugewinn mißt sich in Prozentpunkten gegenüber der herkömmlichen Phosphorbronze CuSn8P. Offensichtlich ist, daß mit der erfindungsgemäßen Verwendung der vorgeschlagenen Legierungen die gestellte Aufgabe hervorragend gelöst wird.

    Claims (12)

    1. Verwendung einer Kupfer-Zinn-Eisen-Legierung,
      die aus 12 bis 20 % Zinn; 0,1 bis 4 % Eisen; Rest Kupfer und üblichen Verunreinigungen besteht,
      zur Herstellung von durch Wärmeeinwirkung gefügten Bauteilen, wobei wenigstens eines der zu fügenden Teile aus der Kupfer-Zinn-Eisen-Legierung besteht.
    2. Verwendung nach Anspruch 1,
      wobei bei einem Lötverfahren als gewähltem Fügeverfahren die Arbeitstemperatur des Lotes > 300 °C beträgt.
    3. Verwendung nach Anspruch 1,
      wobei zum Fügen ein Schmelzschweiß- oder ein Preßschweißverfahren eingesetzt wird.
    4. Verwendung nach Anspruch 1, 2 oder 3
      mit Gebrauchsgegenständen des täglichen Bedarfs, wie etwa Schmuck oder Bekleidungsaccessoires, als gefügten Teilen.
    5. Verwendung nach Anspruch 1, 2 oder 3
      mit Brillen bzw. Brillenteilen, wie etwa Brillenbügeln, Brillenscharnieren, Augenrandprofilen, als gefügten Teilen.
    6. Verwendung einer Kupfer-Legierung nach Anspruch 1
      mit 13 bis 16 % Zinn; 0,5 bis 2,5 % Eisen;
      für den Zweck nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 5.
    7. Verwendung einer Kupfer-Legierung nach Anspruch 1
      mit 12 bis 15 % Zinn; 1 bis 4 % Eisen;
      für den Zweck nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 5.
    8. Verwendung einer Kupfer-Legierung nach Anspruch 1
      mit 15 bis 20 % Zinn; 1,5 bis 4 % Eisen;
      für den Zweck nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 5
    9. Verwendung einer Kupfer-Legierung nach Anspruch 1 oder 6 bis 8, bei der das Eisen ganz oder teilweise durch Kobalt ersetzt ist,
      für den Zweck nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 5.
    10. Verwendung einer Kupfer-Legierung nach Anspruch 1 oder 6 bis 9, die zusätzlich Mangan und/oder Zink bis zu insgesamt 5 % enthält,
      für den Zweck nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 5.
    11. Verwendung einer Kupfer-Legierung nach Anspruch 1 oder 6 bis 10, die zusätzlich 0,01 bis 0,5 % Phosphor enthält,
      für den Zweck nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 5.
    12. Verwendung einer Kupfer-Legierung nach Anspruch 1 oder 6 bis 11, die zusätzlich bis zu 3 Volumen-% Blei und /oder intermetallische Phasen und/oder Graphit als Spanbrecher enthält, für den Zweck nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 5.
    EP00111779A 1999-06-17 2000-06-03 Verwendung einer zinnreichen Kupfer-Zinn-Eisen-Legierung Expired - Lifetime EP1063311B1 (de)

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