RU2508415C2 - Copper-based alloy treated by cutting, and method for its production - Google Patents
Copper-based alloy treated by cutting, and method for its production Download PDFInfo
- Publication number
- RU2508415C2 RU2508415C2 RU2011145017/02A RU2011145017A RU2508415C2 RU 2508415 C2 RU2508415 C2 RU 2508415C2 RU 2011145017/02 A RU2011145017/02 A RU 2011145017/02A RU 2011145017 A RU2011145017 A RU 2011145017A RU 2508415 C2 RU2508415 C2 RU 2508415C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- alloy
- weight
- product
- alloys
- heat treatment
- Prior art date
Links
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 135
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims abstract description 135
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 title claims abstract description 10
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 26
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 7
- 239000010949 copper Substances 0.000 title description 29
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 title description 6
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 title description 6
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 16
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims abstract description 16
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 18
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 17
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 15
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 14
- 230000035882 stress Effects 0.000 claims description 14
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 9
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 9
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims description 7
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims description 7
- 230000032683 aging Effects 0.000 claims description 4
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 claims description 4
- 239000007921 spray Substances 0.000 claims description 4
- 229910001369 Brass Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 238000005452 bending Methods 0.000 claims description 3
- 239000010951 brass Substances 0.000 claims description 3
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 3
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims description 2
- 238000005242 forging Methods 0.000 claims description 2
- 239000000155 melt Substances 0.000 claims description 2
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 2
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract 1
- 239000011133 lead Substances 0.000 description 37
- 239000000047 product Substances 0.000 description 23
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 17
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 13
- 239000011135 tin Substances 0.000 description 12
- 229910000881 Cu alloy Inorganic materials 0.000 description 9
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 8
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 6
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 6
- 229910020816 Sn Pb Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910020922 Sn-Pb Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910008783 Sn—Pb Inorganic materials 0.000 description 5
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 239000000463 material Substances 0.000 description 4
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 4
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 4
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910018100 Ni-Sn Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910018532 Ni—Sn Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 3
- 238000013019 agitation Methods 0.000 description 3
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 3
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 3
- 239000011148 porous material Substances 0.000 description 3
- 238000003756 stirring Methods 0.000 description 3
- 238000007514 turning Methods 0.000 description 3
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000012298 atmosphere Substances 0.000 description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 2
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 2
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 2
- 238000005553 drilling Methods 0.000 description 2
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 description 2
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 2
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 2
- 238000009616 inductively coupled plasma Methods 0.000 description 2
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910001338 liquidmetal Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 2
- 238000010907 mechanical stirring Methods 0.000 description 2
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 2
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 2
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 2
- 238000001330 spinodal decomposition reaction Methods 0.000 description 2
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 2
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910002482 Cu–Ni Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910017061 Fe Co Inorganic materials 0.000 description 1
- 241000566150 Pandion haliaetus Species 0.000 description 1
- 229910000978 Pb alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001128 Sn alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000003917 TEM image Methods 0.000 description 1
- VRUVRQYVUDCDMT-UHFFFAOYSA-N [Sn].[Ni].[Cu] Chemical compound [Sn].[Ni].[Cu] VRUVRQYVUDCDMT-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910002065 alloy metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000012300 argon atmosphere Substances 0.000 description 1
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000000889 atomisation Methods 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- 230000001419 dependent effect Effects 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 239000012634 fragment Substances 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 1
- 230000001788 irregular Effects 0.000 description 1
- 230000002262 irrigation Effects 0.000 description 1
- 238000003973 irrigation Methods 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 230000001050 lubricating effect Effects 0.000 description 1
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 229910001092 metal group alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 1
- 238000003801 milling Methods 0.000 description 1
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 1
- 239000012768 molten material Substances 0.000 description 1
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 238000012552 review Methods 0.000 description 1
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 230000003068 static effect Effects 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 239000000758 substrate Substances 0.000 description 1
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 1
- 230000001052 transient effect Effects 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
- 238000002604 ultrasonography Methods 0.000 description 1
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C9/00—Alloys based on copper
- C22C9/02—Alloys based on copper with tin as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C9/00—Alloys based on copper
- C22C9/06—Alloys based on copper with nickel or cobalt as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Conductive Materials (AREA)
- Forging (AREA)
Abstract
Description
Область изобретенияField of Invention
Настоящее изобретение относится к сплаву на основе меди, никеля, олова, свинца и к способу его получения. В частности, но не исключительно, настоящее изобретение относится к сплаву на основе меди, никеля, олова, свинца, легко обрабатываемому точением, резкой или фрезерованием.The present invention relates to an alloy based on copper, Nickel, tin, lead and to a method for its production. In particular, but not exclusively, the present invention relates to an alloy based on copper, nickel, tin, lead, easily processed by turning, cutting or milling.
Описание уровня техникиDescription of the prior art
Сплавы на основе меди, никеля и олова известны и широко применяются. Они предлагают отличные механические свойства и проявляют сильное твердение при деформационном упрочнении. Их механические свойства еще больше улучшают известными термообработками старением, такими как спинодальный распад. Для сплава, содержащего, по весу, 15% никеля и 8% олова (стандартный сплав ASTM C72900), механическая прочность может достигать 1500 МПа. Эти сплавы также предлагают хорошую стойкость к релаксации напряжений и высокую коррозионную стойкость на воздухе.Alloys based on copper, nickel and tin are known and widely used. They offer excellent mechanical properties and exhibit strong hardening during strain hardening. Their mechanical properties are further improved by known heat treatments by aging, such as spinodal decomposition. For an alloy containing, by weight, 15% nickel and 8% tin (standard ASTM C72900 alloy), the mechanical strength can reach 1500 MPa. These alloys also offer good resistance to stress relaxation and high corrosion resistance in air.
Другим преимуществом этих материалов является их отличная формуемость, сочетаемая с благоприятными упругими свойствами, обеспечиваемыми их высоким пределом текучести. Кроме того, эти сплавы обладают хорошим сопротивлением коррозии и отличной стойкостью к тепловой релаксации. По этой причине пружины из Cu-Ni-Sn не теряют своего сжимающего усилия со временем, даже при вибрациях и в условиях сильного тепла или высоких напряжений.Another advantage of these materials is their excellent formability, combined with favorable elastic properties provided by their high yield strength. In addition, these alloys have good corrosion resistance and excellent resistance to thermal relaxation. For this reason, Cu-Ni-Sn springs do not lose their compressive force over time, even under vibration and in conditions of high heat or high stress.
Эти благоприятные свойства в сочетании с хорошей тепло- и электропроводностью означают, что эти материалы широко применяются для производства высоконадежных соединителей для телекоммуникации и автомобильной промышленности. Эти сплавы применяются также в выключателях и электрических или электромеханических приборах, или в качестве подложек в электронных компонентах, или для изготовления поверхностей трения в подшипниках, подвергаемых высоким нагрузкам.These favorable properties, combined with good thermal and electrical conductivity, mean that these materials are widely used for the production of highly reliable connectors for telecommunications and the automotive industry. These alloys are also used in switches and electrical or electromechanical devices, or as substrates in electronic components, or for the manufacture of friction surfaces in bearings subjected to high loads.
Хорошую обрабатываемость резанием в этих сплавах обычно получают, добавляя свинец, который распределяется в виде тонкой дисперсии включений в матрице сплава. К сожалению, такие добавки свинца заметно повышают также горячеломкость сплава, что может привести к проблемам как при обработке, так и при эксплуатации.Good machinability in these alloys is usually obtained by adding lead, which is distributed as a fine dispersion of inclusions in the alloy matrix. Unfortunately, such lead additives also significantly increase the heat resistance of the alloy, which can lead to problems both during processing and during operation.
Потеря пластичности сплавов на основе Cu при промежуточной температуре (300°C-700°C) является давно известной проблемой и была проанализирована в работах R.V. Foulger, E. Nicholls в “Metals Technology” 3, pages 366-369 (1976), и V. Laporte, A. Mortensen в “International Materials Reviews” (в печати) (2009). Возникновение зернограничного проскальзывания (ползучести по границам зерен) в этом диапазоне температур приводит к образованию пор и пустот на границах зерен и изменяет обычно вязкое разрушение меди и ее сплавов на межзеренное хрупкое разрушение. Это явление наблюдали для чистой меди, но оно намного более выражено, когда в сплаве присутствуют охрупчивающие легирующие или примесные элементы. При более высоких температурах, превышающих этот критический диапазон, динамическая рекристаллизация может восстановить пластичность.The loss of ductility of Cu-based alloys at an intermediate temperature (300 ° C-700 ° C) is a long-known problem and was analyzed by R.V. Foulger, E. Nicholls in “Metals Technology” 3, pages 366-369 (1976), and V. Laporte, A. Mortensen in “International Materials Reviews” (in press) (2009). The occurrence of grain-boundary slippage (creep along grain boundaries) in this temperature range leads to the formation of pores and voids at grain boundaries and usually changes the viscous fracture of copper and its alloys to intergrain brittle fracture. This phenomenon was observed for pure copper, but it is much more pronounced when brittle alloying or impurity elements are present in the alloy. At higher temperatures exceeding this critical range, dynamic recrystallization can restore ductility.
Присутствие включений расплавленного Pb в таких медных сплавах может привести к жидкометаллическому охрупчиванию (LME, от liquid metal embrittlement), особенно при высоких скоростях деформации. Одновременно сообщалось, что столь низкие содержания свинца, как 18 ppm (миллионных долей), охрупчивают границы зерен сплавов Cu-Ni, а сплавы, которые были подвергнуты действию паров свинца при 800°C, разрушались хрупким образом, показывая, что свинец может также вызывать твердофазное охрупчивание по границам зерна; оно, в отличие от LME, является более сильным при низких скоростях деформации. Другими элементами, известными как вызывающие охрупчивание по границам зерен в сплавах меди, являются сера и кислород.The presence of molten Pb inclusions in such copper alloys can lead to liquid metal embrittlement (LME, from liquid metal embrittlement), especially at high strain rates. At the same time, it was reported that lead levels as low as 18 ppm (parts per million) embrittle the grain boundaries of Cu-Ni alloys, and alloys that were exposed to lead vapors at 800 ° C were broken in a brittle manner, indicating that lead could also cause solid-state embrittlement along grain boundaries; it, unlike LME, is stronger at low strain rates. Other elements known as causing embrittlement along grain boundaries in copper alloys are sulfur and oxygen.
Краткая сущность изобретенияSUMMARY OF THE INVENTION
Таким образом, задача изобретения состоит в том, чтобы предложить металлический продукт, состоящий из сплава на основе Cu-Ni-Sn-Pb, который устраняет по меньшей мере некоторые ограничения уровня техники.Thus, the object of the invention is to provide a metal product consisting of an alloy based on Cu-Ni-Sn-Pb, which eliminates at least some of the limitations of the prior art.
Другая задача изобретения состоит в том, чтобы предоставить металлический продукт, состоящий из сплава на основе Cu-Ni-Sn-Pb с улучшенными свойствами на растяжение и хорошей обрабатываемостью резанием.Another objective of the invention is to provide a metal product consisting of an alloy based on Cu-Ni-Sn-Pb with improved tensile properties and good machinability.
Согласно изобретению эти задачи решаются посредством системы и способа, содержащих признаки независимых пунктов, а предпочтительные варианты осуществления указаны в зависимых пунктах формулы изобретения и в описании.According to the invention, these tasks are solved by means of a system and method containing features of independent claims, and preferred embodiments are indicated in the dependent claims and in the description.
Эти задачи решаются также посредством сплава, содержащего между 1% и 20% по весу Ni, между 1% и 20% по весу Sn, между 0,5% и 3% по весу Pb в Cu, которая составляет по меньшей мере 50% по весу сплава, отличающегося тем, что сплав дополнительно содержит между 0,01% и 5% по весу P или B, по отдельности или в комбинации.These problems are also solved by means of an alloy containing between 1% and 20% by weight of Ni, between 1% and 20% by weight of Sn, between 0.5% and 3% by weight of Pb in Cu, which is at least 50% by weight the weight of the alloy, characterized in that the alloy further comprises between 0.01% and 5% by weight of P or B, individually or in combination.
В одном варианте осуществления изобретения сплав дополнительно содержит между 0,01% и 0,5% по весу P или B, по отдельности или в комбинации.In one embodiment, the alloy further comprises between 0.01% and 0.5% by weight of P or B, individually or in combination.
В предпочтительном варианте осуществления изобретения сплав содержит 9% по весу Ni, 6% по весу Sn, 1% по весу Pb.In a preferred embodiment, the alloy contains 9% by weight of Ni, 6% by weight of Sn, 1% by weight of Pb.
Сплав по изобретению характеризуется пределом текучести Rp0,2 и максимальным напряжением Rm существенно выше 180 МПа и 333 МПа соответственно, измеренными при 400°C после термообработки при 800°C в течение примерно одного часа с последующей закалкой в воде или на воздухе. Сплав характеризуется также твердостью Hv существенно выше 190 после термообработки при 800°C в течение примерно одного часа и последующего старения при 320°C в течение примерно двенадцати часов.The alloy according to the invention is characterized by a yield strength R p0.2 and a maximum stress R m substantially higher than 180 MPa and 333 MPa, respectively, measured at 400 ° C after heat treatment at 800 ° C for about one hour, followed by quenching in water or air. The alloy is also characterized by a hardness of Hv substantially higher than 190 after heat treatment at 800 ° C for about one hour and subsequent aging at 320 ° C for about twelve hours.
Эти задачи решаются также способом получения металлического продукта, состоящего из сплава по изобретению, включающим в себя этапы: получение первой заготовки из упомянутого сплава с гомогенной структурой; отжиг упомянутого сплава при температуре, составляющей между 690°C и 880°C, для гомогенизации и улучшения свойств холодного деформирования сплава; охлаждение со скоростью охлаждения, составляющей между 50°C/мин и 50000°C/мин, в зависимости от поперечного размера упомянутого продукта и состава упомянутого сплава; и холодное деформирование.These problems are also solved by the method of obtaining a metal product consisting of an alloy according to the invention, which includes the steps of: obtaining the first workpiece from the said alloy with a homogeneous structure; annealing said alloy at a temperature of between 690 ° C and 880 ° C to homogenize and improve the cold deformation properties of the alloy; cooling at a cooling rate between 50 ° C / min and 50,000 ° C / min, depending on the transverse size of said product and the composition of said alloy; and cold warping.
Настоящее изобретение относится также к металлическому продукту, состоящему из сплава по изобретению и полученному способом по изобретению, причем этот продукт характеризуется механической прочностью, составляющей между 700-1500 Н/мм2, твердостью Hv, составляющей между 250 и 400, и показателем обрабатываемости резанием более 70% в сравнении со стандартной латунью ASTM C36000.The present invention also relates to a metal product consisting of an alloy according to the invention and obtained by the method according to the invention, which product is characterized by a mechanical strength between 700-1500 N / mm 2 , a hardness Hv between 250 and 400, and a machinability index of more than 70% compared to standard brass ASTM C36000.
Обрабатываемый резанием металлический продукт может быть изготовлен без растрескивания и имеет отличные механические свойства на растяжение при промежуточной температуре (300°C-700°C).The metal product processed by cutting can be manufactured without cracking and has excellent tensile properties at an intermediate temperature (300 ° C-700 ° C).
В настоящем описании изобретения все % выражены в % по весу, даже если в тексте это явно не упоминается.In the present description of the invention, all% are expressed in% by weight, even if this is not explicitly mentioned in the text.
Краткое описание чертежейBrief Description of the Drawings
Настоящее изобретение станет более понятным после изучения приложенной формулы изобретения и описания, приведенного в качестве примера и проиллюстрированного приложенными фигурами, на которых:The present invention will become more clear after studying the attached claims and the description given by way of example and illustrated by the attached figures, in which:
фиг.1 показывает шлиф B-содержащего сплава Cu-Ni-Sn-Pb согласно изобретению; иfigure 1 shows a section of a B-containing alloy of Cu-Ni-Sn-Pb according to the invention; and
фиг.2 показывает шлиф P-содержащего сплава Cu-Ni-Sn-Pb согласно изобретению.2 shows a thin section of a P-containing Cu-Ni-Sn-Pb alloy according to the invention.
Подробное описание возможных вариантов осуществления изобретенияDetailed Description of Possible Embodiments
В одном варианте осуществления изобретения сплавы на основе Cu содержат между 1% и 20% по весу Ni, между 1% и 20% по весу Sn, а также Pb в доле, которая может варьироваться между 0,1% и 4% по весу, а остальное состоит по существу из Cu с неизбежными примесями, типично содержащимися в количестве 500 ppm или менее.In one embodiment of the invention, Cu-based alloys contain between 1% and 20% by weight of Ni, between 1% and 20% by weight of Sn, and also Pb in a fraction that can vary between 0.1% and 4% by weight, and the rest consists essentially of Cu with unavoidable impurities, typically contained in an amount of 500 ppm or less.
Так как свинец по существу не растворим в других металлах сплава, полученный продукт будет содержать частицы свинца, диспергированные в матрице Cu-Ni-Sn. При операциях обработки резанием свинец оказывает смазывающий эффект и облегчает отделение осколков.Since lead is essentially insoluble in other alloy metals, the resulting product will contain lead particles dispersed in a Cu-Ni-Sn matrix. In cutting operations, lead has a lubricating effect and facilitates the separation of fragments.
Количество свинца, введенного в сплав, зависит от степени обрабатываемости резанием, которой стремятся достичь. Обычно может быть введено количество свинца до нескольких процентов по весу без изменения механических свойств сплава при нормальной температуре. Однако выше температуры плавления свинца (327°C) жидкий свинец сильно разупрочняет сплав. Поэтому содержащие свинец сплавы сложно получать, с одной стороны, потому, что они имеют очень сильно выраженную тенденцию к растрескиванию, а, с другой стороны, потому, что они обнаруживают двухфазную кристаллографическую структуру, содержащую нежелательную разупрочняющую фазу. Поэтому в сплаве по изобретению содержание свинца предпочтительно составляет между 0,5% и 3% или 0,5% и 2% по весу, еще более предпочтительно-между 0,5% и 1,5% по весу.The amount of lead introduced into the alloy depends on the degree of machinability that they seek to achieve. Usually, up to several percent by weight of lead can be added without changing the mechanical properties of the alloy at normal temperature. However, above the melting point of lead (327 ° C), liquid lead greatly softens the alloy. Therefore, lead-containing alloys are difficult to obtain, on the one hand, because they have a very pronounced tendency to crack, and, on the other hand, because they exhibit a two-phase crystallographic structure containing an undesirable softening phase. Therefore, in the alloy of the invention, the lead content is preferably between 0.5% and 3% or 0.5% and 2% by weight, even more preferably between 0.5% and 1.5% by weight.
Состав сплава необязательно может дополнительно содержать между 0,1% и 1% элемента, такого как Mn, введенного в состав в качестве раскислителя. Сплав Cu может также содержать другие элементы, такие как Al, Mg, Zr, Fe, или комбинацию по меньшей мере двух из этих элементов, вместо Mn или в дополнение к Mn. Наличие этих элементов может также улучшить спинодальное упрочнение сплава Cu. Альтернативно, могут применяться устройства, предотвращающие окисление сплава Cu.The alloy composition optionally may additionally contain between 0.1% and 1% of an element, such as Mn, introduced into the composition as a deoxidizing agent. The Cu alloy may also contain other elements, such as Al, Mg, Zr, Fe, or a combination of at least two of these elements, instead of Mn or in addition to Mn. The presence of these elements can also improve the spinodal hardening of the Cu alloy. Alternatively, devices can be used to prevent oxidation of the Cu alloy.
В другом варианте осуществления часть содержания Cu в сплаве по настоящему изобретению может быть заменена другими элементами, такими как Fe или Zn, при доле, например, до 10%.In another embodiment, part of the Cu content in the alloy of the present invention can be replaced by other elements, such as Fe or Zn, with a proportion, for example, up to 10%.
В еще одном варианте осуществления изобретения сплав на основе Cu содержит по меньшей мере 0,01% по весу дополнительного легирующего элемента, выбранного из Al, Mn, Zr, P (фосфора) или B (бора). Альтернативно, сплав на основе Cu по изобретению содержит по меньшей мере 0,01% по весу смеси по меньшей мере двух дополнительных элементов, выбранных из Al, Mn, Zr, P или B.In yet another embodiment, the Cu-based alloy contains at least 0.01% by weight of an additional alloying element selected from Al, Mn, Zr, P (phosphorus) or B (boron). Alternatively, the Cu-based alloy of the invention contains at least 0.01% by weight of a mixture of at least two additional elements selected from Al, Mn, Zr, P or B.
В одном предпочтительном варианте осуществления изобретения сплав на основе Cu содержит между 0,01% и 5% по весу P или B.In one preferred embodiment of the invention, the Cu-based alloy contains between 0.01% and 5% by weight of P or B.
В более предпочтительном варианте осуществления изобретения сплав на основе Cu содержит 9% по весу Ni, 6% по весу Sn, 1% по весу Pb и между 0,02% и 0,5% P или B.In a more preferred embodiment, the Cu-based alloy contains 9% by weight of Ni, 6% by weight of Sn, 1% by weight of Pb and between 0.02% and 0.5% P or B.
Было исследовано влияние добавления P и/или B на механические свойства сплавов Cu-Ni-Sn-Pb при промежуточных температурах. Для этого приготовили металлические продукты, состоящие из сплава на основе Cu, содержащего примерно: 9% по весу Ni, 6% по весу Sn, 1% по весу Pb и примерно между 0,02 и 0,5% P или B, из чистых компонентов (лигатур Cu3P и CuZr: 99,5% по весу, Al: 99,9% по весу, все остальные: 99,99% по весу) на установке полунепрерывной разливки (емкость: 30 кг) в защитной атмосфере аргона.The effect of the addition of P and / or B on the mechanical properties of Cu-Ni-Sn-Pb alloys at intermediate temperatures was investigated. To this end, metal products were prepared consisting of a Cu-based alloy containing approximately: 9% by weight of Ni, 6% by weight of Sn, 1% by weight of Pb, and between about 0.02 and 0.5% P or B, from pure components (Cu 3 P and CuZr ligatures: 99.5% by weight, Al: 99.9% by weight, all the rest: 99.99% by weight) in a semi-continuous casting unit (capacity: 30 kg) in a protective argon atmosphere.
Состав разных исследованных сплавов, определенный анализом с индуктивно связанной плазмой (ICP), приведен в таблице 1, где составы указаны в % по весу, а остальное составляет Cu. Значение для Zr нельзя было определить методом ICP.The composition of the various alloys studied, determined by inductively coupled plasma (ICP) analysis, is shown in Table 1, where the compositions are indicated in% by weight, and the rest is Cu. The value for Zr could not be determined by ICP.
Металлические продукты отливали в цилиндрические прутки диаметром 12 мм и затем обжимали в три этапа до диаметра 7,5 мм. Из этих прутков вырезали цилиндрические образцы для испытания на растяжение, имеющие базовую длину 30 мм и диаметр 4 мм. Образцы гомогенизировали при 800°C в течение одного часа на воздухе и закаливали в воде.Metal products were cast into cylindrical rods with a diameter of 12 mm and then crimped in three stages to a diameter of 7.5 mm. Cylindrical tensile test specimens having a base length of 30 mm and a diameter of 4 mm were cut from these rods. Samples were homogenized at 800 ° C for one hour in air and quenched in water.
В этот список были добавлены сплавы C1 и C2, чтобы проверить, можно ли и при низком содержании легирующих добавок добиться характеристик по обрабатываемости резанием и высокой прочности. В отличие от сплавов, обозначенных буквой B, образцы сплавов C1 и C2 охлаждали на воздухе после отжига при 800°C в течение 1 ч.Alloys C1 and C2 were added to this list to check whether it is possible to achieve cutting performance and high strength even with low alloying additives. Unlike the alloys denoted by the letter B, the samples of alloys C1 and C2 were cooled in air after annealing at 800 ° C for 1 h.
Фигуры 1 и 2 показывают ПЭМ-микроснимки шлифа соответственно B-содержащего (B4) и P-содержащего (B5) сплавов согласно изобретению. Оба сплава B4 и B5 обнаруживают твердые частицы 1 вторичной фазы, богатые Ni, Sn и либо B, либо P соответственно, образовавшиеся, когда в сплав на основе Cu добавлен B или P. Также образуются твердые частицы 1 вторичной фазы, богатые Ni, Sn и Zr (не показано), когда в сплав на основе Cu добавляют Zr. Вторичная фаза 1 тверже, чем остальная матрица сплава на основе Cu. Сплавы B4 и B5 отличаются также размером зерна, здесь - средним диаметром по существу 35 мкм, почти в два раза меньшим, чем в других сплавах, не содержащий B или P. Сплавы C1 и C2 с более низким содержанием B или P соответственно также обнаруживают частицы вторичной фазы 1, хотя и в уменьшенном количестве (микроснимок не показан). Частицы 1 вторичной фазы равномерно распределены в микроструктуре и имеют размер несколько микрометров. Включения 2 Pb на фигурах 1 и 2 выглядят белыми.Figures 1 and 2 show TEM micrographs of a thin section, respectively, of B-containing (B4) and P-containing (B5) alloys according to the invention. Both alloys B4 and B5 exhibit
Таблица 2 приводит экспериментальные значения твердости по Виккерсу (HV10), измеренные для сплавов с B1 по B5, после термообработки при 800°C в течение примерно одного часа и последующего старения при 320°C в течение примерно 10 и 12 ч. Экспериментальные значения сравниваются со значениями, полученными для сплава A2. Самое большое увеличение твердости было обнаружено для сплавов B4 и B5 согласно изобретению.Table 2 lists the experimental Vickers hardness values (HV10) measured for alloys B1 to B5 after heat treatment at 800 ° C for about one hour and subsequent aging at 320 ° C for about 10 and 12 hours. The experimental values are compared with values obtained for alloy A2. The largest increase in hardness was found for alloys B4 and B5 according to the invention.
В таблице 3 приведены значения предела текучести (Rp0,2) и максимального напряжения (Rm) для образцов сплавов с A1 по B5. Эти значения были получены при проведении испытаний на растяжение в горячем состоянии после термообработки при 800°C в течение примерно одного часа, с последующей закалкой в воде или на воздухе. Испытания на растяжение проводили с серво-гидравлической испытательной машиной (максимальная предельная нагрузка 100 кН) при 400°C и скорости деформации 10-2 с-1. Образцы быстро нагревали, используя ламповую печь (Research Inc., модель 4068-12-10), достигая стабилизировавшейся температуры испытания в пределах менее 2 мин с тем, чтобы минимизировать протекание фазовых превращений в период нагрева. Благодаря как быстрому нагреву, так и высокой скорости деформации, разрушение образцов получали не позднее чем через три минуты выдержки при 400°C.Table 3 shows the values of yield strength (R p0,2 ) and maximum stress (R m ) for alloy samples A1 to B5. These values were obtained during hot tensile tests after heat treatment at 800 ° C for about one hour, followed by quenching in water or air. Tensile tests were carried out with a servo-hydraulic testing machine (maximum ultimate load of 100 kN) at 400 ° C and a strain rate of 10 -2 s -1 . Samples were quickly heated using a tube furnace (Research Inc., model 4068-12-10), reaching a stabilized test temperature within less than 2 minutes in order to minimize phase transitions during heating. Due to both rapid heating and high strain rate, the destruction of the samples was obtained no later than after three minutes of exposure at 400 ° C.
Свинец, добавленный в сплав CuNi9Sn6, значительно охрупчивает сплав. Улучшенные значения предела текучести (Rp0,2) и максимального напряжения (Rm) получены для сплавов B4 и B5 по изобретению в сравнении со значениями, полученными для других Pb-содержащих сплавов с A2 по B3 без добавления P и/или B. Значения предела текучести и максимального напряжения, полученные для сплавов C1 и C2 с уменьшенными количествами B (0,03 вес.%) и P (0,1 вес.%), соответственно 160 МПа и около 300 МПа при 400°C, также были улучшены по сравнению со значениями у сплавов с A2 по B3 при этой же температуре.Lead added to CuNi9Sn6 alloy significantly embrittle the alloy. Improved values of yield strength (R p0,2 ) and maximum stress (R m ) were obtained for alloys B4 and B5 according to the invention in comparison with the values obtained for other Pb-containing alloys A2 to B3 without adding P and / or B. Values the yield strength and maximum stress obtained for alloys C1 and C2 with reduced amounts of B (0.03 wt.%) and P (0.1 wt.%), respectively 160 MPa and about 300 MPa at 400 ° C, were also improved compared with the values for alloys A2 through B3 at the same temperature.
Исследования методом ПЭМ продольных разрезов разломанных образцов (не показаны) сплавов C1 и C2 после разрушения в указанных выше испытаниях на растяжение в горячем состоянии показали, что частицы 1 вторичной фазы часто расположены рядом с включениями 2 Pb (см. фигуры 1 и 2) и что разрушение является межзеренным, предполагая, что разрушение не зарождается на более крупных частицах 1 вторичной фазы.TEM studies of longitudinal sections of broken samples (not shown) of C1 and C2 alloys after fracture in the above hot tensile tests showed that particles of the
Таблица 3 приводит качественные данные о подверженности сплавов с A2 по B5 образованию закалочных трещин. В таблице 3 знак “+” означает наличие трещин, с увеличением числа и глубины идя от “+” к “+++”, тогда как “0” означает отсутствие каких-либо трещин. Эксперименты с закалкой проводили на образцах сплавов с A2 по B5 в отлитом состоянии, вначале термообрабатывая образцы при 800°C в течение одного часа, а затем бросая образцы в ванну с водой при комнатной температуре или с маслом, поддерживаемым при 80°C или, альтернативно, при 180°C. После этого поверхности образцов сплава исследовали оптически на трещины. Таблица 3а показывает, что сплавы B4 и B5 согласно изобретению являются наименее подверженными образованию закалочных трещин.Table 3 provides qualitative data on the susceptibility of alloys A2 through B5 to the formation of quenching cracks. In table 3, the “+” sign indicates the presence of cracks, with an increase in the number and depth going from “+” to “+++”, while “0” means the absence of any cracks. Hardening experiments were carried out on alloy samples A2 to B5 in the cast state, first by heat treatment of the samples at 800 ° C for one hour, and then throwing the samples into a bath of water at room temperature or with oil maintained at 80 ° C or, alternatively at 180 ° C. After that, the surfaces of alloy samples were examined optically for cracks. Table 3a shows that the alloys B4 and B5 according to the invention are the least susceptible to the formation of quenching cracks.
Было найдено, что характеристики обрабатываемости резанием сплавов с B4 по C2 согласно изобретению, испытанные путем сверления, с учетом скорости резки, подачи и длины стружки, были подобны характеристикам других сплавов, не содержащих P или B. Сплав B5 оказался имеющим наилучшие характеристики обрабатываемости резанием по сравнению с другими сплавами группы с A1 по C2.It was found that the machining characteristics of alloys B4 to C2 according to the invention, tested by drilling, taking into account the cutting speed, feed rate and chip length, were similar to the characteristics of other alloys not containing P or B. Alloy B5 turned out to have the best machining characteristics compared with other alloys of the group from A1 to C2.
Вышеуказанные результаты предполагают, что твердые частицы 1 вторичной фазы не представляют собой предпочтительные центры зарождения межзеренных пор в сплаве, а скорее препятствуют ползучести по границам зерен, которая является одной из основных причин охрупчивания при промежуточной температуре (300°C - 700°C) медных сплавов без зарождения пор. Кроме того, в Zr-, B-и P-содержащих сплавах по изобретению (B3, B4, B5, C1, C2) включения 2 Pb обнаруживают заметную тенденцию располагаться рядом с твердыми выделениями 1 B-или P-содержащей вторичной фазы и имеют довольно неправильные, сложные формы. Это может приводить к низкоэнергетическим границам раздела между расплавленными включениями 2 свинца и твердой вторичной фазой 1 при промежуточных температурах, так что Pb “смачивает” частицы 1 вторичной фазы. Это повышает приложенное напряжение, необходимое для достижения нестабильности включений 3 расплавленного Pb, замедляющих разрушение B- и P-содержащего сплава, делая его более прочным и более пластичным и, возможно, давая улучшенные свойства на растяжение при промежуточных температурах. Другими словами, добавленные в сплав на основе Cu элементы, такие как P, B или Zr, вызывают образование твердой вторичной фазы 1, которая имеет, в контакте с расплавленным Pb, низкую межфазную энергию, тем самым стабилизируя частицы по отношению к изменению формы при приложении напряжения. Более высокие свойства на растяжение сплавов B4 и B5 по сравнению с A2 и остальными сплавами B-серии (таблица 2) также можно объяснить разницей в размере зерна, причем и B, и P действуют как измельчающие зерно добавки, и тем, что нагрузку несет менее пластичная вторичная фаза 1.The above results suggest that solid particles of the second phase do not represent the preferred centers of nucleation of intergranular pores in the alloy, but rather prevent creep along the grain boundaries, which is one of the main causes of embrittlement at intermediate temperatures (300 ° C - 700 ° C) of copper alloys without pore nucleation. In addition, in the Zr-, B- and P-containing alloys of the invention (B3, B4, B5, C1, C2), 2 Pb inclusions show a noticeable tendency to be located next to solid precipitates of 1 B-or P-containing secondary phase and have rather irregular, complex shapes. This can lead to low-energy interfaces between molten
Очевидно, сплавы B4, B5, C1 и C2 по изобретению в значительной степени решают проблему охрупчивания при промежуточной температуре, которая вызвана добавкой свинца для улучшения обрабатываемости сплава CuNi9Sn6 резанием. Свинцовистые сплавы с B3 по C2 сохраняют присущие им качества легкой обрабатываемости резанием.Obviously, the alloys B4, B5, C1 and C2 according to the invention significantly solve the problem of embrittlement at an intermediate temperature, which is caused by the addition of lead to improve the machinability of the CuNi9Sn6 alloy by cutting. Lead alloys B3 to C2 retain their inherent qualities of easy machinability.
В одном варианте осуществления изобретения обрабатываемый резанием металлический продукт, состоящий из сплава на основе Cu по изобретению, получают способом, включающим процесс непрерывной или полунепрерывной разливки. В этом способе экструдируют первую заготовку, например, с диаметром, который типично может составлять между 25 мм и 1 мм. Затем сплав охлаждают, например, потоком сжатого воздуха или водяным орошением, или любым другим подходящим средством, способным обеспечить подходящую скорость охлаждения, которая предпочтительно достаточно высока, чтобы ограничить образование охрупчивающей вторичной фазы, и достаточно быстра, чтобы предотвратить растрескивание, как будет обсуждаться ниже.In one embodiment of the invention, the machined metal product consisting of the Cu-based alloy of the invention is prepared by a process including a continuous or semi-continuous casting process. In this method, a first preform is extruded, for example, with a diameter that can typically be between 25 mm and 1 mm. The alloy is then cooled, for example, by a stream of compressed air or water irrigation, or any other suitable means capable of providing a suitable cooling rate, which is preferably high enough to limit the formation of an embrittle secondary phase, and fast enough to prevent cracking, as will be discussed below.
Затем материал первой заготовки подвергают одной или нескольким операциям холодного деформирования, например, прокатке, волочению, гибке с вытяжкой, ковке или любому другому процессу холодной деформации. После этапа холодного деформирования вторую заготовку отжигают, типично в проходной печи или в печи со съемной крышкой, при температуре отжига, которая должна лежать в том диапазоне, в пределах которого сплав является однофазным. В случае сплава Cu по изобретению с одним из описанных выше составов, температура отжига составляет между 690°C и 880°C. Этап отжига, или этап гомогенизирующей термообработки, применяется, наряду с прочим, чтобы вызвать пластичность, измельчить структуру, делая ее гомогенной, и улучшить свойства сплава при холодном деформировании.Then, the material of the first workpiece is subjected to one or more operations of cold deformation, for example, rolling, drawing, bending with a hood, forging or any other cold deformation process. After the cold deformation step, the second preform is annealed, typically in a continuous furnace or in a furnace with a removable lid, at an annealing temperature that should lie in the range within which the alloy is single-phase. In the case of the Cu alloy of the invention with one of the compositions described above, the annealing temperature is between 690 ° C and 880 ° C. The annealing stage, or the stage of homogenizing heat treatment, is used, among other things, to cause plasticity, to grind the structure, making it homogeneous, and to improve the properties of the alloy during cold deformation.
В одном варианте осуществления вторую заготовку можно подвергнуть отжигу или этапу гомогенизирующей термообработки до процесса холодного деформирования.In one embodiment, the second preform can be annealed or a homogenizing heat treatment step prior to the cold forming process.
На этапе отжига будет происходить по меньшей мере частичная рекристаллизация второй заготовки, где будут зарождаться и расти новые недеформированные зерна, заменяя зерна, деформированные внутренними напряжениями. После этапа отжига вторую заготовку снова охлаждают со скоростью охлаждения, которая предпочтительно достаточно высока, чтобы ограничить образование охрупчивающей вторичной фазы, и достаточно быстра, чтобы предотвратить растрескивание.At the annealing stage, at least partial recrystallization of the second preform will occur, where new undeformed grains will nucleate and grow, replacing grains deformed by internal stresses. After the annealing step, the second preform is again cooled at a cooling rate that is preferably high enough to limit the formation of an embrittlement secondary phase and fast enough to prevent cracking.
Можно провести один или несколько последовательных этапов холодного деформирования, причем за каждым этапом холодного деформирования следует этап отжига и охлаждения, чтобы получить последовательные заготовки, имеющие желаемые диаметры и формы.One or more successive stages of cold deformation can be carried out, with each stage of cold deformation followed by an annealing and cooling step to obtain successive workpieces having the desired diameters and shapes.
После последовательных этапов холодного деформирования, отжига и охлаждения конечную заготовку можно подвергнуть волочению или гибке с вытяжкой до конечных диаметра и/или формы для получения обрабатываемого резанием продукта. Наконец, затем обрабатываемый резанием продукт или обработанные резанием детали можно подвергнуть термообработке для спинодального распада, или закалке, чтобы получить оптимальные механические свойства. Последняя термообработка может проводиться до или после чистовой обработки.After successive stages of cold deformation, annealing and cooling, the final workpiece can be drawn or bent with a hood to a final diameter and / or shape to obtain a machined product. Finally, then the machined product or machined parts can be heat treated for spinodal decomposition, or quenched to obtain optimal mechanical properties. Last heat treatment can be carried out before or after finishing.
Этап охлаждения после экструдирования и/или отжига должен протекать при достаточно медленной скорости, чтобы предотвратить растрескивание сплава из-за внутренних напряжений, создаваемых разницей температур при охлаждении, но достаточно быстро, чтобы ограничить образование двухфазной структуры. Если скорость слишком низкая, может появиться значительное количество вторичной фазы. Эта вторичная фаза очень хрупкая и сильно снижает деформируемость сплава. Критическая скорость охлаждения, необходимая для того, чтобы избежать образования слишком большого количества вторичной фазы, будет зависеть от химии сплава и является большей для большего количества никеля и олова.The cooling step after extrusion and / or annealing should proceed at a sufficiently slow speed to prevent cracking of the alloy due to internal stresses created by the temperature difference during cooling, but fast enough to limit the formation of a two-phase structure. If the speed is too low, a significant amount of the secondary phase may appear. This secondary phase is very brittle and greatly reduces the deformability of the alloy. The critical cooling rate needed to avoid the formation of too much secondary phase will depend on the chemistry of the alloy and is greater for more nickel and tin.
Кроме того, при охлаждении в сплаве образуются переходные (временные) внутренние напряжения. Они связаны с разницей температур между поверхностью и центром заготовки или продукта. Если эти напряжения превысят прочность сплава, он будет трескаться и больше не будет годен к применению. Внутренние напряжения из-за охлаждения тем выше, чем больше диаметр продукта. Таким образом, критические скорости охлаждения во избежание растрескивания зависят от диаметра продукта. В способе по настоящему изобретению охлаждение после этапов экструдирования и/или отжига проводится со скоростью охлаждения, составляющей между 50°C/мин и 50000°C/мин.In addition, during cooling in the alloy, transient (temporary) internal stresses are formed. They are associated with the temperature difference between the surface and the center of the workpiece or product. If these stresses exceed the strength of the alloy, it will crack and will no longer be suitable for use. Internal stresses due to cooling are higher, the larger the diameter of the product. Thus, critical cooling rates to avoid cracking depend on the diameter of the product. In the method of the present invention, cooling after the extrusion and / or annealing steps is carried out at a cooling rate of between 50 ° C / min and 50,000 ° C / min.
Медно-никель-оловянные сплавы имеют большой интервал затвердевания, приводящий к значительной ликвации при операции разливки. В процессе непрерывной или полунепрерывной разливки расплавленный сплав можно перемешивать, чтобы получить большую равномерность литого металла в отношении состояния его поверхности и его внутренних свойств, таких как ликвация и усадка. Кроме того, когда расплавляемый сплав плавят и разливают, образуется дендритная структура, и нельзя получить мелкозернистый сплав.Copper-nickel-tin alloys have a large solidification interval, leading to significant segregation during the casting operation. During continuous or semi-continuous casting, the molten alloy can be mixed to obtain greater uniformity of the cast metal in relation to its surface condition and its internal properties, such as segregation and shrinkage. In addition, when the molten alloy is melted and cast, a dendritic structure is formed, and it is not possible to obtain a fine-grained alloy.
Медный сплав можно перемешивать электромагнитным методом, чтобы размешивать расплав. Такие магнитные силы способны создавать достаточное перемешивание заготовки, позволяя уменьшить число центров ликвации и получить сплав на основе Cu, имеющий мелкие одноосные кристаллы со средним размером зерна существенно меньше 5 мм.The copper alloy can be mixed by electromagnetic method to stir the melt. Such magnetic forces are able to create sufficient mixing of the workpiece, making it possible to reduce the number of segregation centers and obtain a Cu-based alloy having small uniaxial crystals with an average grain size substantially less than 5 mm.
Альтернативно, расплавленный сплав Cu в заготовке можно перемешивать механически, используя энергию ультразвука, чтобы получить кавитацию и акустические потоки в расплавленном материале. Может использоваться также другой тип механического перемешивания, такой как принудительное перемешивание газом, и физическое перемешивание, такое как вибрации или встряхивание расплавленного сплава, или механические устройства, такие как ротор, винт или перемешивающая импульсная струя. Альтернативно, электромагнитное перемешивание может применяться в сочетании с механическим перемешиванием, или же ультразвуковое перемешивание может применяться в сочетании с механическим перемешиванием.Alternatively, the molten Cu alloy in the preform can be mechanically mixed using ultrasound energy to obtain cavitation and acoustic flows in the molten material. Another type of mechanical agitation, such as gas agitation, and physical agitation, such as vibrations or shaking of a molten alloy, or mechanical devices, such as a rotor, screw, or agitating impulse jet, can also be used. Alternatively, electromagnetic stirring may be used in combination with mechanical stirring, or ultrasonic stirring may be used in combination with mechanical stirring.
В другом варианте осуществления изобретения первые заготовки из сплава на основе Cu с диаметром до 320 мм получают, используя процесс распылительной штамповки, такой как процесс, известный как способ “Osprey” и описанный в патенте EP 0225732. При этом, используя распыленные частицы с размерами в диапазоне 1-500 микрон, можно получить сплав со средним размером зерна меньше 200 микрон. Способ распылительной штамповки позволяет получать почти гомогенную микроструктуру, имеющую минимальную степень ликвации. Способом распылительной штамповки могут быть получены также другие типы заготовок, такие как слиток, диск или пруток, имеющий прямоугольное сечение. Распыление частиц расплавленного металла или металлического сплава проводится в желаемой атмосфере, предпочтительно в инертной атмосфере, такой как азот или аргон.In another embodiment of the invention, the first preforms of a Cu-based alloy with a diameter of up to 320 mm are obtained using a spray stamping process, such as the process known as the “Osprey” method and described in patent EP 0225732. Moreover, using atomized particles with sizes of range of 1-500 microns, you can get an alloy with an average grain size of less than 200 microns. The method of spray stamping allows to obtain an almost homogeneous microstructure having a minimum degree of segregation. Other types of workpieces, such as an ingot, disk or bar having a rectangular section, can also be obtained by spray stamping. The atomization of the molten metal or metal alloy particles is carried out in the desired atmosphere, preferably in an inert atmosphere, such as nitrogen or argon.
Альтернативно, металлический продукт может быть получен способом статического литья заготовок или любым другим подходящим способом.Alternatively, the metal product may be obtained by static casting or any other suitable method.
Продукт из сплава на основе Cu характеризуется пределом прочности на растяжение, составляющим между 700-1500 Н/мм2 (700-1500 МПа), измеренным при комнатной температуре, после этапов обработки отжигом и охлаждения; твердостью по Виккерсу (HV10) между 250 и 400, измеренной после этапов обработки отжигом и охлаждения; и показателем обрабатываемости резанием выше 70%, в сравнении со стандартной латунью ASTM C36000. Кроме того, продукт из сплава на основе Cu можно легко обрабатывать резанием благодаря облегченному удалению стружки, образующейся при токарной обработке, и можно с выгодой применять для станочных операций, требующих, в частности, стадии обточки, или стадии легкой резки, стадии штамповки, стадии гибки, стадии сверления и т.д.A Cu-based alloy product is characterized by a tensile strength between 700-1500 N / mm 2 (700-1500 MPa) measured at room temperature after the annealing and cooling steps; Vickers hardness (HV10) between 250 and 400, measured after the annealing and cooling steps; and a machinability index of above 70%, compared to standard ASTM C36000 brass. In addition, the Cu-based alloy product can be easily cut by facilitating the removal of chips generated during turning, and can advantageously be used for machine operations requiring, in particular, a turning step, or an easy cutting step, a stamping step, a bending step drilling stages, etc.
Продукт из сплава на основе Cu по изобретению может с выгодой применяться для получения продукта, имеющего форму прутков, проволоки с круглой или любой другой формой профиля, полос, например, катаных полос, слябов, слитков, листов и т.д. Продукт из сплава на основе Cu может с выгодой применяться также для изготовления всей или части обработанной резанием детали, такой как электропроводящие детали, имеющие, например, высокий предел упругости выше 700 Н/мм2, такие как соединители (разъемы), электромеханические детали, детали для телефонии, пружины и т.д., или микромеханические детали для таких применений, как микромеханика, часовое дело, трибология, аэронавтика и т.д., или любых других деталей различных назначений.The Cu-based alloy product of the invention can advantageously be used to produce a product in the form of rods, wires with a round or any other profile shape, strips, for example, rolled strips, slabs, ingots, sheets, etc. A Cu-based alloy product can also advantageously be used to manufacture all or part of a machined part, such as electrically conductive parts having, for example, a high elastic limit of above 700 N / mm 2 , such as connectors, electromechanical parts, parts for telephony, springs, etc., or micromechanical parts for applications such as micromechanics, watchmaking, tribology, aeronautics, etc., or any other parts for various purposes.
Способ по настоящему изобретению позволяет получать обрабатываемые резанием продукты на основе Cu-Ni-Sn, содержащие до нескольких весовых процентов Pb и между 0,01% и 0,5% P и/или B, без образования в них трещин при изготовлении, и имеющие отличные механические свойства на растяжение.The method of the present invention allows to obtain machined products based on Cu-Ni-Sn containing up to several weight percent Pb and between 0.01% and 0.5% P and / or B, without cracking in them during manufacture, and having excellent tensile properties.
Ссылочные позиции и обозначенияReference Positions and Symbols
1 - частица вторичной фазы1 - particle of the secondary phase
2 - включения Pb2 - inclusion Pb
Rp0,2 - предел текучестиR p0,2 - yield strength
Rm - максимальное напряжение.R m is the maximum voltage.
Claims (17)
a) получение отливки из упомянутого сплава с гомогенной структурой;
b) отжиг упомянутого сплава при температуре, составляющей между 690°С и 880°С, для гомогенизации и улучшения свойств холодного деформирования сплава;
c) охлаждение со скоростью охлаждения, составляющей между 50°С/мин и 50000°С/мин, в зависимости от поперечного размера упомянутого продукта и состава упомянутого сплава; и
d) холодное деформирование.8. A method of obtaining a metal product consisting of an alloy, characterized according to any one of claims 1 to 7, including the steps of:
a) obtaining a cast from said alloy with a homogeneous structure;
b) annealing said alloy at a temperature of between 690 ° C. and 880 ° C. to homogenize and improve the cold deformation properties of the alloy;
c) cooling at a cooling rate of between 50 ° C / min and 50,000 ° C / min, depending on the transverse size of said product and the composition of said alloy; and
d) cold deformation.
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| PCT/EP2009/054250 WO2010115462A1 (en) | 2009-04-08 | 2009-04-08 | Machinable copper-based alloy and method for producing the same |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2011145017A RU2011145017A (en) | 2013-05-20 |
| RU2508415C2 true RU2508415C2 (en) | 2014-02-27 |
Family
ID=42235291
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2011145017/02A RU2508415C2 (en) | 2009-04-08 | 2009-04-08 | Copper-based alloy treated by cutting, and method for its production |
Country Status (10)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20120073712A1 (en) |
| EP (1) | EP2417275A1 (en) |
| JP (1) | JP2012523493A (en) |
| KR (1) | KR20140042942A (en) |
| CN (1) | CN102439182A (en) |
| CA (1) | CA2759308A1 (en) |
| IL (1) | IL215607A0 (en) |
| RU (1) | RU2508415C2 (en) |
| TW (1) | TWI467034B (en) |
| WO (1) | WO2010115462A1 (en) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2699482C2 (en) * | 2014-03-24 | 2019-09-05 | Мэтерион Корпорейшн | Drilling component |
| US11352838B2 (en) | 2014-03-24 | 2022-06-07 | Materion Corporation | Low friction and high wear resistant sucker rod string |
| US11725463B2 (en) | 2014-06-05 | 2023-08-15 | Materion Corporation | Coupling for rods |
Families Citing this family (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE102012013817A1 (en) * | 2012-07-12 | 2014-01-16 | Wieland-Werke Ag | Molded parts made of corrosion-resistant copper alloys |
| JP2015531829A (en) * | 2012-08-22 | 2015-11-05 | バオシダ スイスメタル アーゲーＢａｏｓｈｉｄａ Ｓｗｉｓｓｍｅｔａｌ Ａｇ | Machinable copper alloy for electrical connectors |
| KR101765729B1 (en) | 2013-06-07 | 2017-08-07 | 파우데엠 메탈스 게엠베하 | Method for the production of a metal foil |
| SI3004409T1 (en) | 2013-06-07 | 2017-11-30 | Vdm Metals International Gmbh | Method for producing a metal film |
| US9140302B2 (en) * | 2013-06-13 | 2015-09-22 | The Boeing Company | Joint bearing lubricant system |
| CN106232844B (en) * | 2014-03-17 | 2020-03-27 | 美题隆公司 | High-strength homogeneous copper-nickel-tin alloy and preparation method thereof |
| CN109475205B (en) * | 2016-07-26 | 2021-11-12 | Ykk株式会社 | Copper alloy zipper teeth and zipper |
| JP7126198B2 (en) * | 2018-09-27 | 2022-08-26 | 株式会社栗本鐵工所 | Lead-free free-cutting phosphor bronze rod wire |
| CN110923505B (en) * | 2019-12-31 | 2021-11-02 | 内蒙古工业大学 | Cu-Ni-Mn alloy and its preparation method and application |
| CN111961914B (en) * | 2020-08-20 | 2022-01-07 | 合肥波林新材料股份有限公司 | Tin bronze-steel bimetal composite material and preparation method thereof |
| CN113046586A (en) * | 2020-12-23 | 2021-06-29 | 大连理工大学 | Cu-Cr alloy and ultrasonic-assisted smelting method thereof |
| CN117418356B (en) * | 2023-10-18 | 2024-07-05 | 中南大学 | Strong-elimination sterilization discoloration-prevention copper alloy woven material and preparation method and application thereof |
| CN117604715B (en) * | 2023-10-18 | 2024-07-05 | 中南大学 | Antibacterial and anti-discoloration copper alloy wire braiding material, and preparation method and application thereof |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006291356A (en) * | 2005-03-17 | 2006-10-26 | Dowa Mining Co Ltd | Ni-Sn-P copper alloy |
| JP2007039735A (en) * | 2005-08-03 | 2007-02-15 | Kobe Steel Ltd | Manufacturing method of irregular cross-section copper alloy sheet |
| US20070089816A1 (en) * | 2004-04-05 | 2007-04-26 | Swissmetal Ums Usines Metallurgiques Suisse Sa | Machinable copper-based alloy and production method |
| RU2007124274A (en) * | 2005-09-22 | 2009-01-10 | Санбо Синдо Когио Кабусики Кайся (Jp) | EASY-CUTTING COPPER ALLOY CONTAINING VERY LOW LEAD |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5360315A (en) * | 1976-11-11 | 1978-05-30 | Furukawa Kogyo Kk | Wear resistant phosphor bronze castings |
| CN100503854C (en) * | 2007-08-16 | 2009-06-24 | 宁波博威集团有限公司 | A low-lead-boron free-cutting antimony brass alloy and its manufacturing method |
-
2009
- 2009-04-08 JP JP2012503870A patent/JP2012523493A/en active Pending
- 2009-04-08 KR KR1020117026546A patent/KR20140042942A/en not_active Ceased
- 2009-04-08 EP EP09779274A patent/EP2417275A1/en not_active Withdrawn
- 2009-04-08 RU RU2011145017/02A patent/RU2508415C2/en not_active IP Right Cessation
- 2009-04-08 WO PCT/EP2009/054250 patent/WO2010115462A1/en not_active Ceased
- 2009-04-08 CA CA2759308A patent/CA2759308A1/en not_active Abandoned
- 2009-04-08 CN CN2009801591773A patent/CN102439182A/en active Pending
-
2010
- 2010-04-08 TW TW99110864A patent/TWI467034B/en not_active IP Right Cessation
-
2011
- 2011-10-06 IL IL215607A patent/IL215607A0/en unknown
- 2011-10-07 US US13/267,973 patent/US20120073712A1/en not_active Abandoned
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20070089816A1 (en) * | 2004-04-05 | 2007-04-26 | Swissmetal Ums Usines Metallurgiques Suisse Sa | Machinable copper-based alloy and production method |
| JP2006291356A (en) * | 2005-03-17 | 2006-10-26 | Dowa Mining Co Ltd | Ni-Sn-P copper alloy |
| JP2007039735A (en) * | 2005-08-03 | 2007-02-15 | Kobe Steel Ltd | Manufacturing method of irregular cross-section copper alloy sheet |
| RU2007124274A (en) * | 2005-09-22 | 2009-01-10 | Санбо Синдо Когио Кабусики Кайся (Jp) | EASY-CUTTING COPPER ALLOY CONTAINING VERY LOW LEAD |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2699482C2 (en) * | 2014-03-24 | 2019-09-05 | Мэтерион Корпорейшн | Drilling component |
| US10597949B2 (en) | 2014-03-24 | 2020-03-24 | Materion Corporation | Drilling component |
| US11352838B2 (en) | 2014-03-24 | 2022-06-07 | Materion Corporation | Low friction and high wear resistant sucker rod string |
| US11725463B2 (en) | 2014-06-05 | 2023-08-15 | Materion Corporation | Coupling for rods |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN102439182A (en) | 2012-05-02 |
| CA2759308A1 (en) | 2010-10-14 |
| TWI467034B (en) | 2015-01-01 |
| TW201042060A (en) | 2010-12-01 |
| JP2012523493A (en) | 2012-10-04 |
| US20120073712A1 (en) | 2012-03-29 |
| KR20140042942A (en) | 2014-04-08 |
| WO2010115462A1 (en) | 2010-10-14 |
| IL215607A0 (en) | 2011-12-29 |
| RU2011145017A (en) | 2013-05-20 |
| EP2417275A1 (en) | 2012-02-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2508415C2 (en) | Copper-based alloy treated by cutting, and method for its production | |
| JP6263333B2 (en) | Cu-Ti copper alloy sheet, method for producing the same, and current-carrying component | |
| AU2004319350B2 (en) | Free-cutting, lead-containing Cu-Ni-Sn alloy and production method thereof | |
| KR100535737B1 (en) | High strength copper alloy excellent in bendability and method for producing the same and terminal and connector using the same | |
| KR20150116825A (en) | HIGH-STRENGTH Cu-Ni-Co-Si BASE COPPER ALLOY SHEET, PROCESS FOR PRODUCING SAME, AND CURRENT-CARRYING COMPONENT | |
| CN110952019B (en) | Free-cutting zinc white copper and preparation method and application thereof | |
| WO2006093140A1 (en) | Copper alloy | |
| KR101717386B1 (en) | Cu-Be ALLOY AND METHOD FOR PRODUCING SAME | |
| JP2011036903A (en) | Method for manufacturing copper alloy | |
| JP2017039959A (en) | Cu-Ti copper alloy sheet, method for producing the same, and current-carrying component | |
| KR100861152B1 (en) | Copper alloy | |
| RU2348720C2 (en) | Machinable alloy on basis of copper and method of its manufacturing | |
| JP6799933B2 (en) | Manufacturing method of copper alloy plate and connector and copper alloy plate | |
| JP4130593B2 (en) | High strength and high conductivity copper alloy with excellent fatigue and intermediate temperature characteristics | |
| CN106435250A (en) | Machinable copper base alloy and production method thereof | |
| CN109504873B (en) | Cu-Ni-Si copper alloy having excellent die wear properties | |
| JP4875772B2 (en) | Copper alloy sheet for electrical and electronic parts and method for producing the same | |
| KR100527994B1 (en) | Phosphor bronze strip for terminal and connector with excellent punching formability, and phosphor bronze strip for terminal and connector with excellent bending formability and punching formability and method of manufacturing the same | |
| US10364482B2 (en) | Copper-zinc alloy, band material composed thereof, process for producing a semifinished part composed of a copper-zinc alloy and sliding element composed of a copper-zinc alloy | |
| JP2009108392A (en) | High-strength nickel silver superior in bendability, and manufacturing method therefor | |
| HK1168636A (en) | Machinable copper-based alloy and method for producing the same | |
| JP4315797B2 (en) | Zn-Al alloy having excellent high-speed deformation characteristics and method for producing the same | |
| Naveen et al. | Tribo-Mechanical Behaviour of Al-Cu-Si castings | |
| JP2025527197A (en) | Copper-zinc wrought alloy, semi-finished products made from copper-zinc wrought alloy, and method for manufacturing such semi-finished products | |
| JP2025527198A (en) | Copper-zinc wrought alloy, semi-finished products made from copper-zinc wrought alloy, and method for manufacturing such semi-finished products |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20160409 |