DE2704765A1 - Kupferlegierung, verfahren zu ihrer herstellung und ihre verwendung fuer elektrische kontaktfedern - Google Patents
Kupferlegierung, verfahren zu ihrer herstellung und ihre verwendung fuer elektrische kontaktfedernInfo
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Description
u.Z. : M 015 (Vo/Ra/H)
Case: USSN 655 791-B
OLIN CORPORATION
New Haven, Connecticut, V.St.A.
"Kupferlegierung, Verfahren zu ihrer Herstellung und ihre Verwendung für elektrische Kontaktfedern"
Kupferlegierungen sollen gute Festigkeitseigenschaften sowie ein günstiges Verhältnis von Festigkeit zu Duktilität aufweisen.
Sie sollen sich bei niedrigen Herstellungskosten warm und kalt bearbeiten lassen und eine hohe mechanische Festigkeit,
eine günstige Verbindung von Festigkeit und Duktilität und ausgezeichnete Verformungseigenschaften besitzen. Kupferlegierungen
mit den vorstehenden Eigenschaften sollen sich außerdem bequem verarbeiten und wirtschaftlich in technischem
Maßstab herstellen lassen.
Es besteht ein Bedarf nach Kupferlegierungen der vorstehenden Art, die den hohen Anforderungen genügen, die bei der Anwendung
als elektrische Kontaktfedern gestellt werden, wobei hohe Festigkeit in Verbindung mit gutem Biegungsverhalten
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ebenso gefordert wird wie Beständigkeit gegen Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften bei mäfiig hohen Temperaturen,
beispielsweise Beständigkeit gegen Spannungsrelaxation.
Die technisch hergestellten Kupferlegierungen besitzen gewöhnlich eine oder mehrere der vorstehenden Eigenschaften
nicht in ausreichendem Maße. So weist beispielsweise die Kupferlegierung 510 (eine Phosphorbronze mit 3,5 bis 5,8% Zinn
und 0,03 bis 0,35% Phosphor) gute Festigkeit, jedoch nur unbefriedigendes
Biegungsverhalten auf. Die Kupferlegierung 725
(eine Kupfer-Nickel-Legierung mit 8,5 bis 10,5% Nickel und 1,8 bis 2,8% Zinn) ist andererseits im Hinblick auf das Biegungsverhalten,
die Lötbarkeit und den Kontaktwiderstand zufriedenstellend,
besitzt jedoch nur geringe Festigkeit.
Kupferlegierungen mit einem Gehalt an Nickel und Aluminium sind beispielsweise aus den US-PSen 2 101 087, 2 101 626 und
3 399 05? bekannt. Diese Patente betreffen jedoch nicht spi-
nodale, füllun^nyehärtete Kupferlegierungen mit einer fein
verteilten Fällung von Ni-Al-Teilchen.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine Kupferlegierung mit hervorragender Festigkeit und einem günstigen Verhält-
nis von Festigkeit zu Duktilität zu schaffen, die außerdem
xbzw. ausscheidunqsqehärteten/ hervorragende Formbarkeit im fallungsgehärtetenvZustand und
Beständigkeit gegen eine Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften bei mäßig erhöhten Temperaturen, beispielsweise
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^ gegen Spannungsrelaxation, aufweist und die besonders zur Verwendung
für elektrische Kontaktfedern geeignet ist. Außerdem soll sich die Kupferlegierung bequem bearbeiten und in technischem
Maßstab wirtschaftlich herstellen lassen. Diese Aufgabe wird durch die Erfindung gelöst.
Die Erfindung betrifft somit den in den Ansprüchen gekennzeichneten
Gegenstand.
Vorzugsweise enthält die erfindungsgemäße Kupferlegierung 10 bis 20% Nickel und 1,5 bis 3,5% Aluminium (sämtliche Prozentangaben
beziehen sich auf das Gewicht).
Die erfindungsgemäße Legierung kann zur Erzielung besonderer Kombinationen von Eigenschaften noch weitere Legierungsbestandteile
enthalten. Bis zu einer Gesamtmenge von 20% können Titan, Zirkonium, Hafnium, Beryllium, Vanadium, Niob,
Tantal, Chrom, Molybdän, Wolfram, Zink, Eisen, Zinn oder deren Gemische enthalten sein. Zink, Eisen und Zinn können jewells
in Mengen von 0,01 bis 10% zur zusätzlichen Lösungsverfestigung, Bearbeitungshärtung und Fällungshärtung verwendet
werden, da sie sich gleichmäßig oder vorzugsweise auf die Nickel-Aluminium reiche Fällung und die Matrix aus öl-Kupfer
verteilen. Sie härten dadurch die Matrix und die Fällung, da sie die Gitterparameter von Matrix und Fällung beeinflussen.
Dadurch vergrößert sich die Zwischenflächenspannung,und es erfolgt eine verstärkte Fällungshärtung. Ein Gehalt an Eisen
in der Lösung vermindert zusätzlich die Korngröße.
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Titan, Zirkonium, Hafnium und Beryllium können jeweils in einer Menge von 0,01 bis 5% verwendet werden. Diese Metalle
verursachen eine zweite Fällung in der Legierungsmatrix, da sie Zwischenphasen mit Kupfer und/oder Nickel bilden. Vanadium,
Niob, Tantal, Chrom, Molybdän und Wolfram können ebenfalls jeweils in einer Menge von 0,01 bis 5% eingesetzt werden.
Die Verwendung dieser Metalle ist günstig, da sie eine zweite Fällung in der Legierungsmatrix in elementarer Form
bilden. Infolgedessen werden Titan, Zirkonium, Hafnium, Beryllium,
Vanadium, Niob, Tantal, Chrom, Molybdän, Wolfram oder deren Gemische in der erfindungsgemäßen Legierung für eine
zusätzliche Fällungshärtung, wobei die Legierungsmatrix Teilchen einer zweiten Fällung aus diesen Metallen enthält, oder
zur Erzielung verbesserter Bearbeitungseigenschaften, bei-"15 spielsweise zur Kontrolle der Korngröße, verwendet. Sogar
eine geringe Menge eines jeden der vorstehenden Metalle kann außerdem bereits die Reaktionskinetik und die Morphologie
bei der Entstehung der Ni,Al-Fällung beeinflussen.
Zusätzlich zu den vorstehend beschriebenen Bestandteilen kann die erfindungsgemäße Legierung bis zu einer Gesamtmenge
von 5% Blei, Arsen, Antimon, Bor, Phosphor, Mangan, Silicium,
ein Lanthanidenmetall, wie Mischmetall oder Cer, Magnesium
oder Lithium jeweils in einer Menge von 0,001 bis 3% oder deren Gemische enthalten. Diese Legierungszusätze verbessern
die mechanischen Eigenschaften oder die Korrosionsbeständigkeit oder die Bearbeitungseigenschaften der Legierung. Die
geschmolzene Legierung kann mit den üblicherweise zur Des-
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oxidation oder Entschwefelung von Kupfer verwendeten Zusätzen
desoxidiert werden. Spezielle Beispiele für solche Zusätze sind Mangan, Lithium, Silicium, Bor, Magnesium oder
Mischmetall. Es können auch die vorstehend als Legierungsbestandteile oder Fällungsmittel oder dispergierte Zusätze beschriebenen
Elemente in kleinen Mengen zur Desoxidierung der Schmelze verwendet werden, beispielsweise Titan, Zirkonium,
Hafnium, Chrom, Molybdän und überschüssiges Aluminium.
Zusätze von Arsen und Antimon können zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit verwendet werden. Außerdem ergeben
Zusätze von blei-, schwefel- und/oder tellurhaltigen Verbindungen
eine gut bearbeitbare Legierung, falls die betreffende
Legierung ohne einen solchen Zusatz nicht leicht walzbar ist. 15
Der Gehalt an Nickel und Aluminium in der erfindungsgemäßen Legierung verursacht durch die spinodale Fällung der Phase
Ni3-Al aus der lösungsgeglühten und gekühlten oder der lösungsgeglühten,
gekühlten und kaltbearbeiteten Matrix den Mechanismus der Fällungshärtung. Die Morphologie der Fällung
wird dabei durch geeignete Auswahl der Bearbeitungs- und/oder Legierungsbedingungen kontrolliert. Über die Morphologie
der fein verteilten Fällung wird indirekt das Verhältnis von Festigkeit zu Duktilität der erfindungsgemäßen
Legierung kontrolliert.
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Γ - ιι - 270Α765 π
Das wichtigste Kennzeichen der erfindungsgemäßen Legierung
ist ihr Gehalt an einer fein verteilten Fällung von Hi,Al-Teilchen,
die über die gesamte Legierungsmatrix dispergiert sind. Die Legierungen können nach der Art der Bearbeitung
drei verschiedene morphologische Erscheinungsformen der Hi-Al-Fällung enthalten, deren Auswahl von den erstrebten mechanischen
Eigenschaften und/oder Bearbeitungseigenschaften abhängt. Die erste morphologische Erscheinungsform, Typ (1),
ist durch eine fein verteilte Ni,Al-Fällung gekennzeichnet,
die agglomerierte große Korngrenzen-Teilchen oder verstreute sphäroidische Teilchen bilden und nach dem Hechanismus
der klassischen Keimbildung und des Wachstums von Teilchen der zweiten Phase an Korngrenzen oder an Fehlstellen des Gitters
entstehen. Die zweite Erscheinungsform, Typ (2),der fein
verteilten Ni,Al-Fällung kann durch Ausscheidung aus dem cc-Kupfer nach dem Mechanismus der diskontinuierlichen Fällung
entstehen. Die dritte Erscheinungsform, Typ (3), der fein verteilten Ni,Al-Fällung kann in Form eines Hetzwerks extrem
fein verteilter, zusammenhängender Teilchen entstehen.
Die vorstehend beschriebenen fein verteilten Fällungen von Ni,Al-Teilchen, die in der gesamten Legierungsmatrix dispergiert
sind, entstehen durch die spinodale Zersetzung der übersättigten festen Lösung, gefolgt von Kornvergroberung
und Umwandlung der an gelösten Stoffen reichen Bereiche in Ni,Al-Vorfällungs- und Gleichgewichtsfällungsteilchen. Diese
Teilchen entstehen nach dem Mechanismus einer spinodalen Zersetzung, der für die außergewöhnlichen Eigenschaften der
L -1
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erfindungsgemäßen Legierung, beispielsweise die ungewöhnliche Verbindung von Festigkeit und Duktilität, verantwortlich ist.
Dies ist besonders überraschend, da andere spinodale Legierungen in vergütetem Zustand eine solch ungewöhnlich gute
Festigkeit und Biegungsduktilität nicht besitzen. Im Legie— rungssystem Kupfer-Nickel-Zinn treten diese Eigenschaften beispielsweise
nicht auf.
Die erfindungsgemäße Legierung kann nach jedem bekannten Verfahren,
wie unmittelbarem Hart- oder Stranggießen,gegossen werden. Die Legierung wird mindestens 15 Minuten bei einer
Temperatur von 6000C bis zu ihrer Solidustemperatur homogenisiert
und danach mit einer Endtemperatur von über 4000C warmgewalzt.
Eine typische erfindungsgemäße Legierung mit einem Gehalt von 15% Nickel und 2% Aluminium hat beispielsweise
eine Solidustemperatur von 11200C. Das Homogenisieren kann
mit dem Warmwalzen verbunden werden, d.h., die Legierung kann auf die zum Warmwalzen benötigte Anfangstemperatur erhitzt
und für die zum Homogenisieren benötigte Zeit auf dieser Temperatur gehalten werden. Die Anfangstemperatur für das Warmwalzen
liegt vorzugsweise im Bereich der festen Lösung der betreffenden Legierung.
Nach dem Warmwalzen kann die Legierung in Abhängigkeit von den besonderen Anforderungen bezüglich ihrer Dicke mit oder
ohne zwischenzeitliches Glühen bei einer Temperatur unter 2000C kaltgewalzt werden. Das Glühen kann im allgemeinen im
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Streifen- oder Chargenbetrieb 10 Sekunden bis 24· Stunden bei
Temperaturen von 25O°C bis 5O°C unterhalb der Solidustemperatur
der betreffenden Legierung ausgeführt werden.
Anschließend wird die Legierung bei einer Temperatur von 650 bis 11000C, im allgemeinen oberhalb von 8000C,lösungsgeglüht.
Dieses Lösungsglühen ist im erfindungsgemaßen Verfahren von größter Bedeutung, da es für die Entstehung der extrem
fein verteilten Νΐ,ΑΙ-Teilchen durch die spinodale Zersetzung
während des Abkühlens benötigt wird. Die Dauer des Lösungsglühens beträgt 10 Sekunden bis 24 Stunden.
Nach dem Lösungsglühen wird die Legierung auf Raumtemperatur
abgekühlt. Es wurde festgestellt, daß eine Änderung der Bearbeitungsparameter zu deutlich verschiedenen Eigenschaftskombinationen der erhaltenen Legierung führen kann. Im beson-
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deren wurde gefunden, daß die Abkühlungsgeschwindigkeit von der Temperatur des Lösungsglühens für die Morphologie der Fäl
lung bei der nachfolgenden Vergütungsbehandlung der lösungsgeglühten
oder lösungsgeglühten und kaltgewalzten Legierung von Bedeutung ist. Wenn die Legierung nach dem Lösungsglühen
in Wasser abgeschreckt wird, d.h. beispielsweise mit einer durchschnittlichen Geschwindigkeit von 650°C/min oder schneller
abgekühlt wird, dann beobachtet man in der vergüteten Legierung die Fällung des diskontinuierlichen Typs (2) und möglicherweise
auch des agglomerierten Typs (1).Eine Legierung die nach dem Lösungsglühen in Wasser abgeschreckt und danach
kaltgewalzt und vergütet wurde, enthält ein Gemisch von allen drei Typen der Ni,Al-Fällung. Wird die Legierung dagegen
nach dem Lösungsglühen langsam abgekühlt, d.h. beispielsweise
mit einer Durchschnittsgeschwindigkeit von 80°C/min oder weniger, dann beobachtet man die Ni,Al-Fällung vom Typ (3)»
die als Netzwerk von zusammenhängenden, extrem fein verteilten Teilchen ausgebildet is"C. Dieser Fällungstyp wird in der
nur lösungsgeglühten Legierung ebenso wie in der lösungsgeglühten und vergüteten oder in der lösungsgeglühten, kaltgewalzten
und vergüteten Legierung beobachtet. In einer anderen Ausführungsform kann die lösungsgeglühte Legierung
auch nur bis zur Vergütungstemperatur abgekühlt, hierauf bei dieser Temperatur vergütet und danach auf Raumtemperatur abgekühlt
werden. Auch in diesem Fall wird die Fällung des Typs (3) erhalten.
ORIGINAL INSPECTEb
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Nach dem Lösungsglühen kann die Legierung also langsam abgekühlt oder abgeschreckt werden. Zusätzlich kann die lösungsgeglühte
Legierung 30 Minuten bis 24- Stunden bei einer Temperatur von 250 bis 65O°C vergütet werden. Der Endzustand der
Legierung kann entweder lösungsgeglüht, lösungsgeglüht und vergütet oder lösungsgeglüht, kaltgewalzt und vergütet sein.
In einer weiteren Ausführungsform der Erfindung kann nach der Vergütungsbehandlung ein weiteres Kaltwalzen vorgesehen sein.
Dieses zusätzliche Kaltwalzen ergibt zusätzliche Festigkeit, vermindert jedoch die Formbarkeit und die DuktilitäLt.
Für Anwendungen, die ein Höchstmaß an Duktilität erfordern, wird die erfindungsgemäße Legierung nach dem Lösungsglühen
abgeschreckt. Anschließendes Kaltwalzen und Vergüten ergeben sowohl höhere Festigkeit als auch bessere Duktilität als ausschließliches
Kaltwalzen. Die Verbesserung beider Eigenschaften durch die Vergütungsbehandlung ist besonders bemerkenswert
.
Wenn eher ein Höchstmaß an Festigkeit als an Duktilität erwünscht ist, wird die Legierung nach dem Lösungsglühen langsam abgekühlt. Die Nachbearbeitung in diesem Zustand, d.h.
Kaltwalzen und Vergüten, verbessert die Festigkeit bei nur geringer Verminderung der Formbarkeit. Es ist überraschend,
daß eine nach dem Lösungsglühen langsam abgekühlte Legierung derart auf eine VergUtungsbehandlung reagiert.
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Die erfindungsgemäßen Legierungen können also durch unterschiedliche
Bearbeitung eine Reihe verschiedener Eigenschaften erhalten, die mit der Kontrolle der Abkühlungsgeschwindigkeit
nach dem Lösungsglühen bei einer Temperatur von 650 bis 11OO°C
verbunden sind. Die Vergütungsbehandlung bei Temperaturen von 250 bis 6500G und einer Dauer von 30 Minuten bis 24 Stunden
führt zu einer verbesserten Kombination von Eigenschaften. Die Legierungen können gegebenenfalls zwischen dem Lösungsglühen
und dem Vergüten beispielsweise bis zu einem Verformungsgrad von 9.0% kaltgewalzt werden, wobei die einzelnen Bedingungen
und das Ausmaß des Walzens von den gewünschten Endeigenschaften abhängen. Das Verfahren zur Herstellung der erfindungsgemäßen
Legierungen ist also überraschend vielseitig und erlaubt eine große Zahl von Änderungen um eine große Breite
verschiedener Kombinationen von Eigenschaften zu erhalten.
Die bevorzugte Bearbeitungsmaßnahme des erfindungsgemäßen Verfahrens
ist das Walzen. Es können jedoch auch andere Bearbeitungsarten, wie Strangpressen, Schmieden oder Ziehen zu Drähten,
verwendet werden.
Formteile können aus der kaltgewalzten und/oder vergüteten Legierung hergestellt und nach dem Formen gegebenenfalls wärmebehandelt
werden. Die Wärmebehandlung kann in dem vorstehend beschriebenen Vergüten bestehen oder wenigstens 15 Minuten
bei niedrigen Temperaturen, wie I50 bis 3000C, zur
Verbesserung der Beständigkeit gegen Spannungsrelaxation und -korrosion durchgeführt werden.
L -J
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Die Beispiele erläutern die Erfindung.
Beispiel 1 Zugeigenschaften
Eine Kupferlegierung mit einem Gehalt von 15 Gewichtsprozent Nickel und 2 Gewichtsprozent Aluminium wird bei einer Temperatur
von 13500C in eine Stahlform mit einer wassergekühlten
Grundplatte aus Kupfer gegossen. Danach wird die 4,54 kg schwere Beschickung 4- Stunden bei 1000 C geglüht, anschließend
sofort mit einer Endtemperatur von etwa 5000C von 44,5 mm
auf 10,2 mm heißgewalzt und danach auf 3,0 mm kaltgewalzt. Sodann wird die Legierung 1 Stunde bei 8500C lösungsgeglüht
und anschließend in Wasser auf Raumtemperatur abgeschreckt. Danach werden Proben der Legierung weiter auf eine Dicke von
0,5 nun im abgeschreckten und auf einen Verformungsgrad von
20, 40, 60 und 83% kaltgewalzten Zustand bearbeitet. Ein Teil
der Legierung wird direkt auf 0,5 mm, d.h. mit einem Verformungsgrad
von 83%,kaltgewalzt. Ein anderer Teil der Legierung wird zunächst auf 1,3 mm kaltgewalzt, danach 1 Stunde bei
8500C lösungsgeglüht und dann auf 0,5 mm kaltgewalzt, d.h.
mit einem Verformungsgrad von 60%. Ein weiterer Teil der Legierung wird zunächst auf 0,8 mm kaltgewalzt, danach 1 Stunde
bei einer Temperatur von 8500C lösungsgeglüht und dann auf
0,5 mm, d.h. mit einem Verformungsgrad von 40%, kaltgewalzt.
Ein weiterer Teil der Legierung wird auf 0,6 mm kaltgewalzt, danach 1 Stunde bei einer Temperatur von 85O°C lösungsgeglüht
und hierauf auf 0,5 mm, d.h. mit einem Verformungsgrad von 20%, kaltgewalzt. Ein Teil der mit einem Verformungsgrad
L -I
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von 60% kaltgewalzten Legierung wird zur Herstellung von abschließend
lösungsgeglühter Legierung, d.h. mit einer Kaltverformung von 0%, 1 Stunde "bei einer Temperatur von 8500C
lösungsgeglüht. Die Legierungen werden nach jedem Lösungsglühen in Wasser auf Raumtemperatur abgeschreckt. Von den auf
0,5 mm kaltgewalzten Legierungen wird jeweils ein Teil 24 Stunden bei einer Temperatur von 4000C vergütet. Danach werden
die Zugeigenschaften der ausschließlich kaltgewalzten und der zusätzlich vergüteten Legierungen gemessen. Die Ergebnis-
^ se sind in Tabelle I zusammengefaßt. Zum Vergleich sind auch
die Werte der technischen hochfesten Kupferlegierungen CDA 510 (4,4% Zinn, 0,07% Phosphor, Rest Kupfer) und CDA 638 (2,7%
Aluminium, 1,7% Silizium, 0,4% Kobalt, Rest Kupfer) angegeben. Die Werte in Tabelle I zeigen die auffallende Festigkeit
und das gute Verhältnis von Festigkeit zu Duktilität der vergüteten erfindungsgemäßen Legierungen. Die Untersuchung der
Mikrostruktur der vergüteten Legierungen zeigt, daß sie eine
fein verteilte Fällung von Ni-Al-Teilchen in der gesamten Legierungsmatrix
enthalten.
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| Legierung | Kaltver- | Zugspannung, | Zugfestig | Dehnung, |
| formungs- | die eine blei | keit, | % | |
| grad, % | bende Verfor | kg/cm2 | ||
| mung von 0,2% | ||||
| hervorruft, | ||||
| kg/cm2 | ||||
| Cu-15Ni-2Al | 0 | 1547 | 4218 | 32,8 |
| Cu-15Ni-2Al | 0+ vergütet | 5343 | 7944 | 17,2 |
| CDA 510 | 0 | 2812 | 3937 | 46,0 |
| CDA 638 | 0 | 3585 | 5624 | 35,0 |
| Cu-15Ni-2Al | 20 | 4148 | 4640 | 13,3 |
| Cu-15Ni-2Al | 20+ vergütet | 5694 | 8085 | 17,7 |
| CDA 510 | 20 | 4570 | 5062 | 20,0 |
| CDA 638 | 20 | 5765 | 7452 | 10,0 |
| Cu-15Ni-2Al | 40 | 5483 | 5694 | 1,0 |
| Cu-15Ni-2Al | 40+ vergütet | 6397 | 8436 | 16,8 |
| CDA 510 | 40 | 6538. | 6819 | 5,0 |
| CDA 638 | 40 | 6960 | 8436 | 5,0 |
| Cu-15Ni-2Al | 60 | 5905 | 6046 | 1,3 |
| Cu-15Ni-2Al | 60+ vergütet | 7382 | 8788 | 15,0 |
| CDA 510 | 60 | 7522 | 7733 | 2,0 |
| CDA 638 | 60 | 7733 | 9139 | 3,0 |
| Cu-15Ni-2Al | 83 | 6327 | 6468 | 1,0 |
| Cu-15Ni-2Al | 83+ vergütet | 8295 | 9912 | 14,0 |
| CDA 510 | 83 | 8014 | 8436 | 1,0 |
| CDA 638 | 83 | 8295 | 9772 | 1,0 |
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Eine Kupferlegierung mit einem Gehalt von 15 Gewichtsprozent
Nickel und 2 Gewichtsprozent Aluminium wird gemäß Beispiel 1 gegossen und bearbeitet, jedoch mit der Änderung, daß die
Legierung nach jedem Lösungsglühen an der Luft auf Raumtemperatur abgekühlt wird. Es werden wieder die Zugeigenschaften
der ausschließlich kaltgewalzten und der zusätzlich vergüteten Legierungen gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle II
zusammengefaßt. Die Mikrostrukturen der lösungsgeglühten, der lösungsgeglühten und kaltgewalzten sowie der lösungsgeglühten,
kaltgewalzten und vergüteten Legierungen werden untersucht. Dabei wird festgestellt, daß sie fein verteilte
Fällungen von Ni,Al-Teilchen in der ganzen Legierungsmatrix enthalten. Im Vergleich mit den in Tabelle I aufgeführten
Eigenschaften der beiden technischen, hochfesten Legierungen 510 und 638 zeigen die Werte von Tabelle II eine deutliche
Verbesserung der Festigkeit sowohl der ausschließlich gewalzten als auch der zusätzlich vergüteten erfindungsgemäßen Legierungen.
Es ist besonders überraschend, daß langsam abgekühlte, vergütbare Legierungen ohne Bruch in solchem Ausmaß
kaltgewalzt werden können.
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- 2Λ -Tabelle II
| Bearbeitung | Zugspannung, die eine bleibende Verformung von 0,2% hervorruft, kg/cm2 |
Zugfestig keit, kg/cm2 |
Deh nung |
| lösungsgeglüht | 3234 | 6186 | 28,0 |
| lösungsgeglüht + vergütet | 3656 | 6468 | 19,7 |
| 20% kaltgewalzt | 8998 | 9350 | 4,8 |
| 20% kaltgewalzt + vergütet | 9280 | 9631 | 2,9 |
| 40% kaltgewalzt | 9280 | 9983 | 1,0 |
| 40% kaltgewalzt + vergütet | IOI23 | 10826 | 2,1 |
| 60% kaltgewalzt | 9209 | 9983 | 2,0 |
| 60% kaltgewalzt + vergütet | 10404 | 11107 | 2,1 |
| 83% kaltgewalzt | 8788 | 9772 | 3,5 |
| 83% kaltgewalzt + vergütet | 10615 | 11951 | 3,0 |
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Es wird das Biegungsverhalten der gemäß Beispiel 1 und 2 bearbeiteten
Kupferlegierung mit einen Gehalt von 15% Nickel und 2% Aluminium untersucht. Im einzelnen wird die 9O°-Biegefestigkeit
der vergüteten Legierungen gemessen. Die Biegefestigkeit ist durch den kleinsten Radius bestimmt, um den ein
Streifen ohne Bruch gebogen werden kann. Die Biegeprüfung wird um eine senkrecht und um eine parallel zur Walzrichtung
verlaufende Achse ausgeführt. Die longitudinale Festigkeit
bezieht sich auf die Achse senkrecht zur Walzrichtung und die transversale Festigkeit auf die Achse parallel zur Walzrichtung.
Es wird der kleinste Biegeradius, bei dem noch kein Bruch auftritt, und die Dicke des Streifens bestimmt, die in
diesem Fall stets 0,5 mm beträgt. Die Ergebnisse sind in den Tabellen ΙΙΙΑ,ΙΙΙΒ, HIC und HID zusammengefaßt. In Tabelle
IHA sind die Ergebnisse der Biegeprüfung der in Wasser abgeschreckten
und in Tabelle IHB die Ergebnisse der an der Luft abgekühlten erfindungsgemäßen Kupferlegierung aufgeführt. In
Tabelle IHC werden die Werte für den kleinsten Biegeradius dividiert durch die Dicke des Streifens der bekannten Legierungen
510 und 638 mit den entsprechenden Werten einer erfindungsgemäßen
Legierung verglichen. Bei gegebener Festigkeit zeigt die vergütete Legierung der vorliegenden Erfindung
eine größere Biegeformbarkeit sowohl senkrecht als auch parallel zur Walzrichtung,· d.h. niedrigere Werte für den kleinsten
Biegeradius dividiert durch die Dicke des Streifens, als die Legierungen 510 und 633. Tabelle HID zeigt, daß, die
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erfindungsgemäßen Legierungen im Vergleich zu den Legierungen
510 und 638 bei einem gegebenen Wert für den kleinsten Biegeradius dividiert durch die Dicke des Streifens eine höhere
Zugspannung benötigen, um eine bleibende Verformung von 0,2% hervorzurufen. Eine höhere Festigkeit bei gegebenem Biegeradius
ist in der Technik wünschenswert. Die vergüteten Legierungen gemäß Beispiel 1 und 2 weisen im Vergleich zu den hochfesten technischen bearbeiteten Legierungen 510 und 638 eine
größere Festigkeit bei gegebenem Biegeradius auf, besonders in.der kritischen Richtung parallel zur Walzrichtung. Besonders
bedeutsam ist, daß die erfindungsgemäßen Legierungen eine hinreichende Biege-Duktilität bei gegebener Festigkeit
besitzen, die von anderen Legierungen nicht erreicht wird.
Bearbeitung * Zugspannung, Kleinster Biegeradius/
die nach dem Dicke
Vergüten eine
bleibende Ver- senkrecht parallel
formung von 0,2% hervorruft, kg/cm2
Abgeschreckt + vergütet 5343 spitz spitz
20% kaltgewalzt + vergüt. 5694 0,4 1,6
40% " " " 6397 0,4 0,4
60% " " " 7382 0,8 1,6
83% " " " 8295 7,8 9,4
* Die Vergütung erfolgt 24 Stunden bei 4000C und einer Dicke
von 0,5
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Bearbeitung* Zugspannung, Kleinster Biegera-
die nach dem dius/Dicke Vergüten eine
bleibende Ver- senkrecht parallel formung von 0,2% hervorruft, kg/cm2
Abgeschreckt + vergütet 3656
20% kaltgewalzt + vergüt. 9280
40% " " " 10123
10 60% " " " 10404
83% " " " 10615
* Die Vergütung erfolgt 24 Stunden bei 4000C und einer
Dicke von 0,5 mm
| spitz | spitz |
| 6,2 | 5,5 |
| 6,2 | 5,5 |
| 6,2 | 7,8 |
| 7,8 | 12,5 |
| Tabelle | IHC | 2 | parallel | CDA | 510 | CDA 638 | ,8 2,1 | |
| Zugspannung, die eine |
4 | 0,2 | senkr | . parallel | senkr.par. | ,5 3,3 | ||
| bleibende Verformung von 0,2% her- 2 vorruft, kg/cm |
Kleinster Biegeradius/Dicke | 7 | 0,4 | 0,2 | 1,6 | O | ,2 4,3 | |
| 5624 | Cu~15Ni-2Al | 4 | 1,1 | 0,4 | 3,2 | 1 | ,2 10,0 | |
| 6327 | senkr. | 4 | 2,0 | 1,0 | 4,3 | 2 | ,8 >25 | |
| 7O3O | 0, | 2 | . 3,2 | 1,8 | 9,0 | 3 | - | |
| 7733 | 0, | 7 | 5,0 | - | - | 4 | ||
| 8436 | 0, | 7,0 | - | - | - | |||
| 9139 | 1, | _ | _ | |||||
| 9842 | 2, | |||||||
| 4, | ||||||||
| 5, | ||||||||
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| - 25 - | 2704765 | 7IOO |
kaltgewalzt
CDA 638 |
|
| Tabelle HID | 7803 | 5976 | ||
|
Senkrecht
Kleinster Biegera dius/Dicke |
Zugspannung, die eine bleibende Verformung von
0,2% hervorruft, kg/cm |
— | 6819 | |
| 1 |
vergütet kaltgewalzt
CU-151H.-2A1 CDA 510 |
— | 7522 | |
| 2 | 7382 | - | 8225 | |
| 3 | 8155 | — | 8936 | |
| * | 86*7 | — | ||
| 5 | 9069 | 53*3 | ||
| 6 | 9*91 | 5905 | *921 | |
|
parallel
kleinster Biegera dius/Dicke |
9983 | 6327 | 555* | |
| 1 | 6679 | 6257 | ||
| 2 | 6889 | 6960 | 6679 | |
| 3 | 7733 | 7171 | 6960 | |
| * | 8295 | 7171 | ||
| 5 | 8788 | |||
| 6 | 9209 | |||
| 9631 | ||||
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Der überraschende Vorteil der erfindungsgemäßen Legierung beruht darin, daß sie in vergütetem Zustand bei hoher Festigkeit
ein ausgezeichnetes Verhältnis von Festigkeit zu Duktilität aufweist. Diese Eigenschaft wird bei technischen, vergffitungsgehärteten
Kupferlegierungen mit hoher Festigkeit, wie Beryllium-Kupferlegierungen und einer Legierung mit einem nominalen
Gehalt von 9% Sicke1 und 6% Zinn,nicht beobachtet.
Qb ihre potentiell hohe Festigkeit auszunutzen, werden
auch diese bekannten Legierungen lösungsgeglüht, kaltgewalzt und vergütet. Ein Formteil, das durch Pressen oder
Biegen hergestellt werden muß, wie es bei einer typischen elektrischen Kontaktfeder notwendig ist, muß jedoch in kaltgewalztem
Zustand verformt und erst nach der Verformung vergütet werden. Dies bedeutet in der Praxis, daß das verfcrmte
Teil mit Hilfe teurer Haltevorrichtungen in entsprechender Weise gestützt werden muß, um während der Vergütung auftretende
unerwünschte Verformungen zu vermeiden. Ein anderer Weg besteht darin, die lösungsgeglühte Legierung kalt zu walzen
und den Streifen nur teilweise zu vergüten, so daß eine ausreichende Biegungsformbarke it und Festigkeit ohne die Vergütung
nach dem Verformen erreicht wird. Bei diesem Verfahren wird jedoch die mögliche Festigkeit dieser teuren Legierungen
nur zum Teil ausgenutzt.Die erfindungsgemäße Legierung besitzt dagegen den Vorteil, daß das entsprechende Biegungsverhalten
auch erreicht wird,wenn sie nach dem Lösungsglühen und Kaltwalzen auf hohe Festigkeit vergütet wird. Dadurch wird
I- _J
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1 die volle Verwertung der hohen Festigkeit gleichzeitig mit
entsprechendem Biegungsverhalten möglich. In Tabelle IV sind die Dehnungs- und Biegewerte für die erfindungsgemäße Legierung
sowie zum Vergleich für eine Beryllium-Kupfer- und eine
5 Kupfer-Hickel-Zinn-Legierung zusammengefaßt.
Legierung und
Bearbeitung
Zugspannung7 Zug- Deh- Kleinster Biege-
die eine festig- nung, radius/Dicke
bleibende keiti 2 % senk- paral-
Verformung kg/cm
von 0,2%
hervorruft,
kg/cm^
recht
lel
Cu-15Ni-2Al
40% kaltgewalzt 9280
vergütet 4000C,
24 Stunden 10123
Cu-11,9Ni-4,8Sn
kaltgewalzt 78?4
vergütet 9420
CDA 172 (Cu-1,9Be-O,2Co)
kaltgewalzt, teil weise vergütet 7522
9983 1,0 3,9 5,0
10826 2,1 6,2 5,0
8577 2,7 2,8 2,8
9983 5,0 11,1 >11,1
9491 14,8 1,2
1,5
Kupfer-Nickel-Aluminium-Legierungen mit hoher Festigkeit
In Tabelle V sind die Werte der Zugfestigkeit für erfindungs-25 gemäße Legierungen mit einem Gehalt von 15% Nickel und 2%
Aluminium sowie einem zusätzlichen vierten oder fünften Legierungsbestandteil
und für Legierungen mit anderen Hickel- und Aluminiumgehalten zusammengefaßt. Die Zugfestigkeit wird
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- 23 -
an lösungsgeglühten, kaltgewalzten und vergüteten Legierungen gemessen. Die Herstellung und Bearbeitung der Legierungen erfolgt
gemäß Beispiel 1 und 2. Das Lösungsglühen wird bei einer Temperatur von 1OOO°C durchgeführt. Die Untersuchung der Mikrostruktur
aller Legierungen zeigt den Gehalt an fein verteilter Fällung von Ni,Al-Teilchen in der gesamten Legierungsmatrix. Die MikroStruktur der Legierungen mit einem Gehalt von
Chrom, Vanadium und Titan zeigt zusätzlich die Anwesenheit einer zweiten Fällung.
| 15 | Legierung | Zugspannung, die eine blei bende Verfor mung von 0,2% hervorruft, kg/cm2 |
Zug festig keit^ kg/cm |
Dehnung,% |
| Cu-15Ni-2Al-2Cr | 10545 | 11810 | 1,6 | |
| Cu-2ONi-3Al | 12373 | 13568 | 0,8 | |
| Cu-15Ni-2Al-6Fe | 11248 | 12654 | 2,0 | |
| 20 | Cu-15Ni-2Al-2Cr-0,5Tj | ι 12021 | 12935 | 0,3 |
| Cu-15Ni-2Al-1V | 11670 | I3OO6 | 5,0 | |
| Cu-15Ni-3Al | 10897 | 13568 | 2,7 |
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Claims (22)
1. Spinodale, fällungsgehärtete Kupferlegierung mit einem
Gehalt an Nickel und Aluminium, dadurch gekennzeichnet
, daß sie 10 bis 30% Nickel, 1 bis 5% Aluminium, Rest Kupfer und übliche Verunreinigungen
enthält und eine in der.Legierungsmatrix fein verteilte Fällung von Ni,Al-Teilchen aufweist.
2. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Fällung aus agglomerierten großen Korngrenzen-Teilchen
oder verstreuten sphäroidischen Teilchen besteht.
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3· Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die
Fällung aus diskontinuierlichen, fein verteilten Teilchen besteht.
4. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die
Fällung aus zusammenhängenden, fein verteilten Teilchen besteht.
5. Legierung nach Anspruch 1 bis 4-, dadurch gekennzeichnet, daß sie bis zu einer Gesamtmenge von höchstens 20% als
weiteren Legierungsbestandteil jeweils 0,01 bis 10% Zink, Zinn oder Eisen und/oder jeweils 0,01 bis 5% Titan, Zirkonium,
Hafnium, Beryllium, Vanadium, Niob, Tantal, Chrom, Molybdän, V/olfram oder deren Gemische enthält.
15
6. Legierung nach Anspruch 5» gekennzeichnet durch einen Gehalt
an einer zweiten Fällung in der Legierungsmatrix, die Titan, Zirkonium, Hafnium, Beryllium, Vanadium, Niob,
Tantal, Chrom, Molybdän, V/olfram oder deren Gemisch enthält.
7. Legierung nach Anspruch 5 und 6, dadurch gekennzeichnet,
daß sie bis zu einer Gesamtmenge von höchstens 5% als weiteren Bestandteil Blei, Arsen, Antimon, Bor, Phosphor,
Mangan, Silicium, ein Lanthanidenmetall, Magnesium oder Lithium jeweils in einer Menge von 0,001 bis 3% oder deren
Gemisch enthält.
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8. Legierung nach Anspruch 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß sie lösungsgeglüht ist.
9. Legierung nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß sie
lösungsgeglüht und vergütet ist.
10. Legierung nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß sie lösungsgeglüht, kaltgewalzt und vergütet ist.
11. Verfahren zur Herstellung der Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß man eine Legierung mit 10 bis
30% Nickel und 1 bis 5% Aluminium, Rest Kupfer und übliche Verunreinigungen mit einer Endtemperatur von über 4000C
warmbearbeitet, 10 bis 24 Stunden bei 650 bis 110O0C lösungsglüht
und dann auf Raumtemperatur abkühlt.
12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß man die Legierung vor der Warmbearbeitung mindestens 15 Minuten
bei einer Temperatur von 6000C bis zur Solidustemperatur
der Legierung homogenisiert.
13. Verfahren nach Anspruch 11 und 12, dadurch gekennzeichnet,
daß man die Legierung nach der Warmbearbeitung, jedoch vor dem Lösungsglühen,kaltbearbeitet.
14. Verfahren nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß alle Bearbeitungsstufen aus Walzen bestehen.
709832/0743
15· Verfahren nach Anspruch 14-, dadurch gekennzeichnet, daß
man die Legierung während der Kaltbearbeitung zwischendurch 10 Sekunden bis 24 Stunden bei einer Temperatur von
25Ö°C bis 5O°C unterhalb der Solidustemperatur glüht.
16. Verfahren nach Anspruch 11 und 12, dadurch gekennzeichnet,
daß man die Legierung nach dem Lösungsglühen in Wasser abschreckt.
17. Verfahren nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, daß
man die Legierung nach dem Abschrecken 30 Minuten bis
24 Stunden bei einer Temperatur von 250 bis 65O°C vergütet.
18. Verfahren nach Anspruch 16 und I7, dadurch gekennzeichnet,
daß man die Legierung nach dem Abschrecken kaltwalzt und vergütet.
19. Verfahren nach Anspruch 11 und 12, dadurch gekennzeichnet,
daß man die Legierung nach dem Lösungsglühen langsam abkühlt.
20. Verfahren nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, daß man die Legierung nach dem langsamen Abkühlen 30 Minuten
bis 24 Stunden bei einer Temperatur von 250 bis 6500C
vergütet.
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1
21. Verfahren nach Anspruch 20, dadurch gekennzeichnet, daß
man die Legierung nach dem langsamen Abkühlen kaltwalzt und vergütet.
5
22. Verwendung der Legierungen nach Anspruch 1 "bis 10 zur
Herstellung von elektrischen Kontaktfedern.
709832/0743
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