DE1483271A1

DE1483271A1 - Kupfer-Eisen-Aluminium Legierungen mit Faserstruktur

Info

Publication number: DE1483271A1
Application number: DE19651483271
Authority: DE
Inventors: Sydney Harper; Eborall Richard John Lane; Anderson Ross Mckenzie
Original assignee: National Research Development Corp UK
Current assignee: National Research Development Corp UK
Priority date: 1964-12-22
Filing date: 1965-12-22
Publication date: 1969-01-23
Also published as: GB1137123A; CH450733A; US3384517A

Description

National Reeearoh Development Corporation Kingsgate House 66-74 Victoria Street, London S.IÄM,

England

betreffend
Kupfer-Eisen-Aluminium Legierungen mit Faserstruktur

Die Erfindung betrifft Kupfer-Eisen-Aluminium Legierungen, die erfindungsgemäß aus einer Grundmasse einer kupferreichen festen Lösung mit einem Gehalt an Aluminium von etwa 5-10 Gew.-^ bestehen, in die in Form von Fasern eine eisenreiche feste Lösung mit einem Aluminiumgehalt von etwa 10 - 20 Gew.-$ eingebettet ist.

Die erfindungsgemässe Legierung soll vorzugsweise nicht weniger als 20 Gew.-⁰Jo und nicht mehr als etwa 50 Gew.-^ an Eisen enthalten und der Gesamtgehalt an Aluminium soll vorzugsweise weder größer als etwa 15 Gew.-^, noch geringer als etwa 5 Gew.-^ sein.

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Selbstverständlich oraucht die Faserstruktur nicht auf tatsächliche Fasern beschränkt zu sein - sie kann aus einer Vielzahl von z.B. Plättchen oder ahnlichem bestehen, aber die Form der Struktur wird im allgemeinen charakterisiert durch die Anwesenheit von Teilchen der eisenreichen festen Lösung mit mindestens einer Langsdimension, die um ein vielfaches grower ist als die Queraimension.

Die beigefügte Zeichnung gibt ein Zustandsdiagramm nach Braaley und Goidschraidt (J. Inst. Metals, 1939,£5 389) wieder, das den Zustand von langsam gekühlten Legierungen in dem Kupfer-Eisen-Aluminiumsystem veranschaulicht. Da Zustandsveranderungen bei Temperaturen unterhalb 500 C langsam sind, wird das Diagramm allgemein als dem Gleichgewicht bei etwa 500⁰C entsprechend angesehen., Das Zustandsdiagramm zeigt, daß bei Temperaturen in der Nähe von 500⁰C und darunter eine erfindungsgemässe Legierung vorzugsweise praktisch aus einer der in dem schraffierten Gebiet angegebenen Zusammensetzungen besteht. Man sieht, daß keine Neigung zur Bildung der ffp-Kupfer-Aluniiniumphase in den erfindungsgemässen Legierungen besteht, mit Ausnahme in der Mähe der oberen Grenzwerte des Aluminiumgehalts. In der Tat kann, wie das Zustandsdiagramm zeigt, der obere Grenzwert des Aluminiumgehaltes bei etwa 15 Gew_e-?ü liegen, wenn Eisen in höheren Konzentrationen vorliegt.

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Da Jedoch die ^p-Kupfer-Aluminiumphase spröde ist, wird man es wahrscheinlich mit Bezug" auf die mechanischen Eigenschaften für wünschenswert halten, den Aluminiumgehalt so sorgfältig zu steuern, daß dieser obere Grenzwert, wenn überhaupt, durch nur eine ganz geringe Menge überschritten und so die Anwesenheit von mehr als einer vernachlässigbaren Menge von Einschlüssen der 0.,-Kupfer-Aluminiumphase verhindert wird.

Die erfindungsgemässen Legierungen liegen fast

als
ausnahmslos zunächst G-ießlinge vor und werden unter Verwendung von Arbeitsverfahren hergestellt, die denen gleichen, die zur Herstellung der bekannten Aluminium/ Bronze/Legierungen angewendet werden unter Berücksichtigung des etwas höheren Schmelzpunktes, der im Bereich bis zu 1 375⁰C liegt, verglichen mit etwa 1 08O⁰G für die Aluminiumbronzen und einem längeren Erstarrungsbereich. Die Mikrostruktur in dem Gußgefüge der erfinüungsgemässen Legierungen besteht aus Dendriten der eisenreichen festen Lösung in der Grundmasse einer kupferreichen Phase und es scheint, daß diese eisenreiche feste Lösung die Fe~A.l-Phase in dem binären Pe-Al System unter Zusatz von etwa 5-10 Gew.-fo Kupfer in Lösung ist. Die Gieülinge müssen so bearbeitet werden, aaß die eisenreiche feste Lösung zu der gewünsch ten Faserform gedehnt oder gestreckt wird» In manchen Fällen kann eine befriedigende Faserstruktur durch

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Kaltbearbeitung des G-iesslings z.B, durch hydrostatisches Strangverpressen erhalten werden, am Besten wird sie aber durch eine Warmformgebung, wie Strangpressen oder Walzen erreicht. Die Faserstruktur kann jedoch noch weiter durch eine auf die Warmformgebung folgende Kaltverarbeitung entwickelt werden.

Es wurden Versuche mit legierungen durchgeführt, in welchen das Verhältnis von Kupfer zu Eisen in der Größenordnung von 1 t 1 und 1 t 2 liegt, und die Resultate sind in den folgenden Tabellen 1, 2 und 3 wiedergegeben.

Folgt Tabelle

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Tabelle I

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Mechanische Eisensehaften der Legierung 61Cu - 26Fe - 13Al

Zustand

Streckgrenze ^x kg/mm² (tons/in²) Zugfestigkeit
kg/mm (tons/in

Sehnung

65,1

(41,1)

Heiß gewalzt zu Band

bei 600⁰C, 60 % Querschnittsverminderung

bei 70O⁰O, 87 % Querschnittsverminderung

49,4 49,4

(31,2) (31,2) ö2,6

(52,2) (68,0)

3,5 3,5

Stranggepresst 9*1 bei 900⁰C

86,5

(54,6) (65,9)

Stranggepresst 15:1 bei 80O⁰C

73,5

(46,4) 05,2

(66,8)

Stranggepresst 40:1 bei 800⁰C

77,9

(49,1) 07,3

(68', 1)

1,5

Streckgrenze 0,5

Tabelle II
Mechanische Eigenschaften der Legierung 59Cu - 33Fe - 8Al

Zustand

Streckgrenze** kg/mnr (tons/in^) Zugfestigkeit ₂ Dehnung kg/mm^ (tons/in j #

Stranggepresst 16:1 bei O⁰

51,1 (32,2) 69,7 (44,0)

29

Stranggepresst 16:1

bei 85O⁰C kalt gewalzt zu Band Querschnittsvenninderung 80 °/o 105,5 (67,0)

Stranggepresst 16:1 bei 850⁰C, kalt gewalzt Querschnittaverminderung 80 fo angelassen' 5 h bei 5?Cr und mit H₂O abgeschreckt 76,3 (48,2)

1Ί

^xStreokgrenze 0,5 Ί»

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Tabelle III

Mechanische Eigenschaften der Legierung 45Cu -

- 10Al

Zustand

Streckgrenze kg/mnr (tonkin ) Zugfestigkeit kg/mm (t ons

Dehnung

Stranggenresst 9:1 bei 900⁰C

ü6,4 (42,2) 82,ö (52,6)

Stranggepresst 16:1 bei 95O⁰C

37,7* (23,9)' 80,3 (51,0)

13

Stranggepresst und heiü gewalzt, beides bei 95O⁰C, Gesamtquer schnitt sverminderung 150:1

81,8 (52,0)

Stranggepresst 9i1 bei 900⁰C

kaltgewalzt zu Band Querschnittsverminderung ^O fo

114,ö (72,9)

Stranggepresst S:1 bei 95O⁰C
kaltgeschmiedet, Gesamtquerschnittsverminderung 80 ^a/o

03,2 (65,5) 115,8 (73,5)

7,5

wie oben, aber angelassen

4 h bei 800⁰C, im Ofen abgekühlt

70,8 (45,0) 87,5 (55,6)

17,5

Streckgrenze 0,5 ^ Streckgrenze 0,1 i>

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Tabelle I zeigt, daß man, indem man einen Gießiing einer QuerschnittBverminderung um 50 - 90 °J» durch Heißwalzen in einer Richtung und bei Temperaturen über 500⁰C unterwirft, die Streckgrenze von erfindungsgemäseen Legierungen um einige 50 # erhöhen kann gegenüber der Streok-

zugeschrieben werden grenze, die für gewöhnlich Aluminiumbronze/, in welcher der Eisengehalt nur bis zu 6 % betragt· Typische Werte für diese Aluminiumbronzen sind Zugfestigkeiten von

2 / Dehn-

63-70 kg/mm (40 - 44,5 tons/sq..in·) und 'eung um 12 - 20 #. Strangpressen im Verhältnis von etwa 9 t 1 an aufwärts bei Temperaturen von etwa 800°-900°C ergibt, wie die Tabellen zeigen, auch ein Material mit Eigenschaften, die jenen vergleichbar sind, die durch Heißwalzen mit geradem Durchzug erzielt werden können. Darüberhinaus wurde festgestellt, daß durch anschließendes Kaltbearbeiten des stranggepressten Materials wie Walzen oder Schmieden zu Bandstahl oder zu Stangen sogar noch höhere Zugfestigkelten erzielt werden können, und die Größenordnung der Ergebnisse, die durch die Weiterbearbeitung erzielt werden können, ist wiederum in den Tabellen angegeben. Die zweckmässlgste Bearbeitung zur Erzielung optimaler Resultate besteht in der Tat wahrscheinlich in einem Strangpressen, gefolgt von Kaltbearbeitung wie Walzen, Schmieden oder Ziehen. Wenn die verhältnismäesig niedrigen Dehnungezahlen für bestimmte Anwendungen nicht voll genügen, kann die Dehnfähigkeit

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des Materials durch Anlassen verbessert werden, allerdings zu Lasten der höchsten Zugfestigkeiten. Dies wird im Falle der legierungen 45Ou - 45Fe - 10Al und 59Ou - 33Fe- 8Al der Tabellen II und III erläutert.

Man hat festgestellt, daß bei den erfindungsgemässen Legierungen die HäArte der eisenreichen Phase, obwohl wesentlich größer als die der kupferreichen Grundmaase, immer noch in derselben Größenordnung lieg!?. Z.B. wurde in einer Legierung die Härte der eisenreichen Phase mit 360 nach Vickers gemessen, während die Härte der kupferreichen Phase 200 betrug. Daher erscheinen trotz der faserigen Natur der ersteren Phase die Legierungen nicht als wirkliche sogenannte faserverstärkte Legierungen, da in diesen letzteren Legierungen die Härte des Fasermaterials für gewöhnlich um mindestens eine Größenordnung höher ist, als die der Grundmasse. Die von den erfindungsgemässen Legierungen erzielten hohen mechanischen Festigkeiten sind daher etwas unerwartet.

Manchmal betragen Kurze Festigkeiten in Querrichtung einiger der erfindungsgemässen Legierungen lediglich einen Bruchteil, möglicherweise nicht mehr als 1/3 der Festigkeiten in Längsrichtung und es scheint daher, daß die letzteren hohen Werte Ergebnisse der faserigen Form der eisenreichen Phase in jedem einzelnen Falle sind.

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Gewiß, bei einem Eerbversuoh nach Izod bei Eaumteoperatur mit Prüfstäben einer Legierung von einer Zusammensetzung gemäß Tabelle II, wobei die Proben nur zum Teil zerbroohen werden, wies das Material eine gut entwickelte Paserstruktur auf. Die Schlagwerte dieser legierungen liegen jedoch im allgemeinen innerhalb eines weiten Bereiohs, je nach der Struktur des Materials.

Selbstverständlich können, während die Mengenver-BHtnisse der Hauptbestandteile innerhalb der gegebenen Grenzen bleiben, geringe Mengen anderer Bestandteile vorhanden sein, sowohl als normale Verunreinigungen ale auch in Form geringer Zusätze, z.B. um die fasrige elsenreiche feste Lösung zu verstärken oder deren Korrosionsbeständigkeit zu verbessern. Solche Zusätze sind dem Pach- wemt geläufig und werden daher hier nicht im einzelnen aaageführt.

Patentansprüche

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Claims

Λ ν U-30 9Γ9Γ Ξ5 7~\

Ι γ. Expl. j

Patentansprüche 1483 27 1

M. ) Kupfer-Eisen-Aluminium legierung, g e k e η η zeichnet durch eine kupferreiche feste Phase mit etwa 5-10 Gew.-^ Aluminium, die eine eisenreichere Phase mit etwa 10-20 Gew.-^ Aluminium in Form von Pasern enthält.
2. Legierung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch einen Gehalt von 20 - 50 Gew.-J& Eisen.
3. Legierung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch einen Gesamtgehalt von 5-15 Gew.-fi Aluminium.
4. Verfahren zur Herstellung der Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet , daß man die Paserform der eisenreicheren festen Phase durch Warm-. formgebung eines Legierungsgießlings, vorzugsweise durch Strangpressen mit einer Querschnittsverminderung von mindestens etwa 9 s 1 bei Temperaturen oberhalb 500°C erzielt.
5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet , daß man zur weiteren Ausbildung der

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Fasern der eisenreicheren festen Phase kalt verformt.
6. Verfahren naoh Anspruch 5?_f dadurch gekennzeichnet , daß man durch Kaltwalzen oder Kaltschmieden verformt.