Kupfer-Nickel-Legierung
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf eine Kupfer-Nickel Legierung und deren Verwendung für die Herstellung von Formkörpern, die erhöhten Temperaturen ausgesetzt werden.
Bekanntlich haben Kupfer-Nickel-Legierungen mit einem nominellen Nickelgehalt von 30 O/o eine hohe Beständigkeit gegen den Angriff durch Alkalien, insbesondere gegen die korrodierende Wirkung von sich schnell bewegendem Meerwasser und anderen salzsole artigen Lösungen. Diese Eigenschaften und ihre ausgezeichnete Beständigkeit gegen Rissbildung durch Belastungskorrosion machen sie besonders geeignet für die Verwendung in Kühlern, als Destillationsvorrichtungen, Verdampfer und Wärmeaustauscherrohre und als Zwingen.
Eine andere, mögliche Verwendung der 70:30-Kup fer-Nickel-Legierungen besteht in Entsalzungsvorrichtungen. Dies könnte eine ausserordentlich gross angelegte Verwendung sein, insbesondere da die Nachfrage nach Frischwasser ständig wächst. Um jedoch die Verwendbarkeit für die Meerwasserumwandlung sicherzustellen und um eine ständige Verwendung in Kühlern, Verdampfern, Wärmeaustauschern und anderen, korrosionsbeständigen Wärmeübertragungsvorrichtungen zu bewahren, wurde versucht, die Eigenschaften der Kup fer-Nickel-Legierungen bei hohen Temperaturen zu verbessern, so dass derartige Vorrichtungen bei den höheren Temperaturen, die für ein wirtschaftlicheres Arbeiten notwendig sind, verwendet werden können. Zurzeit scheint z.
B. die mehrstufige Blitzdestillation eines der stärker Erfolg versprechen den Verfahren für die Umwandlung von Meerwasser zu sein. Dieses Verfahren benötigt grosse Wärme und die Handhabung grosser Mengen des sehr korrodierenden, heissen Meerwassers bei einer Mindestschädigung der Anlage für eine wirksame Produktion von Frischwasser.
Die Schaffung eines Materials mit der Doppelfunktion der Beständigkeit gegenüber hohen Temperaturen plus einer Beständigkeit gegenüber einer stark korrodierenden Umgebung war schwierig und hat zu Versuchen mit anderen Metallen und Legierungen geführt. Die Versuche, die 70: 30-Kupfer-Nickel-Legierungen durch rostfreie Stahle der Typen 304 und 316, die ziemlich gute Eigenschaften bei hoher Temperatur haben, zu ersetzen, waren jedoch nicht besonders erfolgreich, da diese Stahle dazu neigen, bei den zur Entsalzung notwendigen hohen Temperaturen angefressen ( pit corrosion ) zu werden. Zur Lösung der Probleme hat sich die Technik daher erneut der Verbesserung der Kupfer Nickel-Legierungen zugewandt.
Die bisherigen Versuche zur Verbesserung der Kup fer-Nickel-Legierungen waren nicht besonders erfolgreich, da es nicht genügt, dass das Material nur die oben genannten, wünschenswerten Eigenschaften hat. Es sollte weiterhin leicht schweissbar und leicht heiss und kalt zu Stäben, Rohren, Rohrplatten, Nuten, Bolzen usw. verarbeitbar sein. Obgleich viele Versuche zur Schaffung derartiger Kupfer-Nickel-Legierungen unternommen wurden, war bisher keiner völlig erfolgreich, wenn er in grosstechnischem Industriemassstab in die Praxis umgesetzt wurde.
Es wurde nun gefunden, dass 70:30-Kupfer-Nickel Legierungen mit hoher Festigkeit bei Temperaturen bis zu 600 OC und mehr, einer Korrosionsbeständigkeit gegenüber heissem Meerwasser und Frischwasser sowie guter Schweissbarkeit und Verarbeitbarkeit in wirtschaftlicher Weise mit relativ geringen Mengen zusätzlicher Legierungssubstanzen erhalten werden können.
Es besteht die Nachfrage nach neuen 70:30-Kupfer- Nickel-Legierungen mit einer einmaligen Kombination von Eigenschaften, wie verbesserten Alterungs-Härtungs Eigenschaften, guten Eigenschaften bei Zimmertemperatur und erhöhten Temperaturen und/oder guten Eigenschaften in geschmiedeter Form sowie guter Schweissbarkeit.
Weiterhin besteht die Nachfrage nach Kupferbasis Legierungen mit guten Gusseigenschaften und nach Kupfer-Nickel-Legierungen mit ausgezeichneter Festigkeit bei Zimmertemperatur und erhöhten Temperaturen, die gleichzeitig jedoch leicht in die üblichen und in komplizierte Formen und Gebilde verarbeitet werden kön nen. Ausserdem besteht Nachfrage nach Kupfer-Nickel Legierungen mit guter Festigkeit im von Spannungen befreiten ( lösungsgeglühten ) und vergüteten ( aged ) Zustand sowie im kaltverarbeiteten und vergüteten Zustand.
Durch die vorliegende Erfindung wird eine Verbesserung der Festigkeit von 70:30-Kupfer-Nickel-Legierungen durch Zugabe von einem oder mehreren ausgewählten Legierungsbestandteilen in relativ geringen Mengen ohne nachteilige Beeinflussung der Verarbeitbarkeit, Korrosionsbeständigkeit und/oder Schweissbarkeit dieser Legierungen erreicht.
Die erfindungsgemässe Kupfer-Nickel-Legierung eignet sich für die Herstellung leicht schweissbarer und bearbeitbarer Formkörper mit unerwartet guten metallurgischen, physikalischen und mechanischen Eigenschaften über einen weiten Temperaturbereich einschliesslich von Temperaturen über 700 "C sowie guter Beständigkeit gegen Korrosion in Anwesenheit heisser salziger Lösungen.
Die erfindungsgemässe Kupfer-Nickel-Legierung enthält 25-35 Gew.-O/o Nickel; 0-3 Gew.- /o Mangan, 0-1,5 Gew.-O/o Eisen; 0,1-0,7 Gew.-O/o Titan, 0-0,6 Gew.- /o Beryllium, bis zu 0,08 Oew.-0/o Kohlenstoff und als Rest Kupfer.
Der Titangehalt und Berylliumgehalt stehen zueinander und zur Temperatur des für die Legierung be absichtigten Verwendungszweckes in Beziehung, so dass bei einer Verwendungstemperatur unter 600 0C das Beryllium vorzugsweise in Mengen von mindestens 0,3 Gew.- /0 anwesend ist; bei einer Verwendungstemperatur von mindestens 600 "C liegt die Menge an vorhandenem Titan plus der Menge an etwaig anwesendem Beryllium bei mindestens 0,5 Gew.-O/o, jedoch unter 1,2 Gew.-O/o. Bei Verwendungstemperaturen über 700 OC ist die Legierung zweckmässig praktisch frei von Beryllium, und der Titangehalt liegt zwischen 0,5-0,7 Gew.-0/o.
Neben den oben genannten Elementen in den angegebenen Mengen enthalten die erfindungsgemässen Legierungen Kupfer, das den Rest der Legierungen neben den üblichen Verunreinigungen und restlichen Deoxydierungsmitteln ausmacht. Das verwendete Kupfer hat zweckmässig eine Reinheit von mindestens 99,5 /o.
Die erfindungsgemässen Legierungen, die die genannten Bestandteile in den angegebenen, proportionalen Mengen enthalten, sind nach üblichen Giessereiverfahren herstellbar und haben ein gutes Giessverhalten; so sind z. B. alle Oberflächen der Legierung im wiegegossenen Zustand glatt. Diese Legierungen sind weiterhin dadurch gekennzeichnet, dass sie alterungshärtbar ( age-hardenable ) sind und gute Festigkeiten im lösungsgeglühten Zustand und vergüteten Zustand und ausserdem im kaltbearbeiteten und vergüteten Zustand haben.
Die Alterungshärtbarkeit bzw. Vergütbarkeit der erfindungsgemässen Legierungen ist dem in ihnen enthaltenen Titan oder Titan plus Beryllium zuzuschreiben, vorausgesetzt, dass diese Elemente in den oben angegebenen Mengen anwesend sind. So ist Titan in den erfindungsgemässen Legierungen immer in Mengen von mindestens 0,1 0/0, jedoch nicht mehr als 0,7 O/o, anwesend. Sind weniger als 0,1 O/o Titan anwesend, so haben die Legierungen nicht das entsprechende Ansprechen auf die Alterung bzw. Vergütung, um optimale Eigenschaften zu erzielen. Sind anderseits mehr als 0,7 /o Titan anwesend, so werden die Legierungen spröde und schwierig zu bearbeiten.
Weiterhin haben Legierungen mit mehr als 0,7 O/o Titan überraschenderweise eine geringere Festigkeit als Legierungen, die Titan in den oben angegebenen Mengen enthalten. Zweckmässig ist das Titan in Mengen von mindestens 0,15 O/o anwesend. Soll die Legierung jedoch bei Temperaturen über 600 OC verwendet werden und ist kein Beryllium anwesend, so liegt das Titan in Mengen von mindestens 0,5 O/o, vorzugsweise mindestens 0,6 O/o, vor.
Das Beryllium verbessert bei Verwendung in Kombination mit Titan in den oben angegebenen Mengen und unter den aufgeführten Bedingungen wesentlich die Eigenschaften der erfindungsgemässen Kupfer-Nickel Legierungen. Sollen daher die Legierungen bei Temperaturen unter 600 0C verwendet werden, so ist das Beryllium in Mengen von mindestens 0,3 O/o anwesend, während das Titan in Mengen von mindestens 0,1 0/o vorhanden ist. Beträgt dagegen die Verwendungstemperatur mindestens 600 9C, so braucht kein Beryllium anwesend zu sein, solange mindestens 0,5 O/o Titan anwesend sind.
Liegt der Titangehalt jedoch unter 0,5 O/o, so muss Beryllium gleichzeitig in solchen Mengen anwesend sein, dass die Summe von Beryllium plus Titan mindestens 0,5 O/o, jedoch nicht mehr als 1,2 O/o, beträgt.
Zweckmässig sind die erfindungsgemässen Legierungen praktisch frei von Beryllium, d. h. sie enthalten weniger als 0,01 0/0 Beryllium, wenn die Verwendungstemperatur hoch ist, d. h. über 700 "C oder 750 OC liegt. Offenbar bildet das Beryllium in einem solchen Legierungssystem bei Vergätungstemperaturen zwischen 500 bis 600 OC eine Ausfällung. Liegt die Vergütungs- oder Verwendungstemperatur jedoch über 600 "C, so werden die Legierungen offenbar zu stark gealtert, und das Beryllium scheint an den Korugrenzen zu agglomerieren, wodurch die Legierung geschwächt wird.
Das Titan scheint dagegen dem Legierungssystem ein fortdauerndes Ansprechen auf die Vergütung bei Temperaturen zwischen 600-650 oC und grössere Festigkeit bei Temperaturen über 700 OC zu verleihen, wenn kein Beryllium gleichzeitig anwesend ist.
Wie oben ausgeführt, können die erfindungsgemäs sen Legierungen auch noch bis zu 3 Gew.-O/o Mangan und bis zu 1,5 Gew.-O/o Eisen gemäss den Vorschriften des US-Verteidigungsministeriums, Mil-C-15726D enthalten, die bis zu 1,5 Gew.-O/o, z. B. 1 Gew.-O/o, Mangan und 0,4-0,7 Gew.-O/o Eisen fordern. Das Mangan wird zugefügt zur Verbesserung der Schweissbarkeit und zur Eliminierung der nachteiligen Wirkungen des möglichen Schwefels, der gegebenenfalls als Deoxydierungsmittel anwesend sein kann. Eisen trägt selbstverständlich zur Festigkeit der Legierung bei.
In den erfindungsgemässen Legierungen kann Silicium in Mengen nicht über 0,3 Gew.- /o, z. B. 0,2 Gew.-O/o, und zweckmässig nicht über 0,1 Gew.-O/o, toleriert werden. In einer Menge über 0,3 Gew.-O/o bewirkt Silicium Warmbrüchigkeit, wodurch die Legierungen schwierig zu bearbeiten sind und ihre Verwendung nur auf Giessverfahren beschränkt wird.
Zweckmässig sind die erfindungsgemässen Kupfer Nickel-Legierungen praktisch frei von Kohlenstoff und solchen Elementen mit niedrigem Schmelzpunkt, wie Zink, Wismut, Blei, Schwefel, Zinn und Phosphor, da sie eine nachteilige Wirkung auf die andernfalls guten metallurgischen und/oder physikalischen Eigenschaften dieser Legierungen haben. Zink scheint z. B. die Neigung zu haben, sich in den Korngrenzen zu konzentrie: ren und schwächt somit die Legierungen. Daher liegt die tolerierbare Zinkmenge unter etwa 0,01 /o; zweckmässig ist es nicht in irgendeiner Menge anwesend, die durch Spektralanalyse feststellbar ist.
Wismut macht die erfindungsgemässen Legierungen spröde und sollte unter 0,001 O/o gehalten werden, während Blei, das ebenfalls eine spröde machende Wirkung hat und das Schmiedeverhalten ernstlich beeinträchtigen kann, unter 0,01 O/o gehalten werden sollte. Zinn sollte nicht in Mengen über 0,1 O/o anwesend sein, das es die Legierung, insbesondere bei den höheren Verwendungstemperaturen, weich macht. Weiterhin verschlechtert die Anwesenheit von Zinn die andernfalls guten Schweisseigenschaften der erfindungsgemässen Legierungen.
Phosphor ist ein weiteres Element mit einer nachteiligen Wirkung auf das Legierungssystem und sollte unter 0,01 o/o gehalten werden, um eine gute Heissbearbeitbarkeit sicherzustellen. Daher sollte die Verwendung von mit Phosphor deoxydierten Kupferabfällen zur Herstellung dieser Legierungen vermieden werden. Kohlenstoff bewirkt nicht nur, ebenso wie Phosphor, Warmbrüchigkeit, sondern er hat eine nachteilige Wirkung auf die Kaltbearbeitbarkeit der erfindungsgemässen Legierungen. Die Kohlenstoffmenge sollte vorzugsweise weniger als 0,08 O/o, z. B. 0,05 O/o, betragen.
Schwefel in so geringen Mengen wie z. B. 0,01 0/0 macht die nickelhaltigen Kupferlegierungen unbearbeitbar, und zwar vermutlich auf Grund der Anwesenheit eines Nickel-Nickelsulfid-Eutektikums mit relativ niedrigem Schmelzpunkt, das sich an den Korngrenzen abscheidet.
Die nachteilige Wirkung von Schwefel kann jedoch verringert werden, indem man entweder Magnesium oder Mangan während des Schmelzens mitverwendet. Jedes dieser Elemente hat eine Affinität für Schwefel und verbindet sich mit jedem vorhandenen Schwefel zur Bildung kleiner Kügelchen, die während der Heissbearbeitung keine spröde machende Wirkung haben.
Bei der Durchführung der vorliegenden Erfindung werden vorteilhaftere Ergebnisse erzielt, wenn die in der Schmelze verwendeten Bestandteile eine Reinheit von mindestens jeweils 99,5 O/o haben und wenn diese Bestandteile für die in Tabelle 1 angegebenen, besonderen Verwendungstemperaturen in den bevorzugten Mengen anwesend sind.
Tabelle 1 Verwendungs- Bestandteile; /o (der Rest ist Kupfer und weniger als 0,OS O/o Kohlenstoff) temperatur cc Nickel Titan Beryllium Titan und Beryllium unter 600" 27-33 0,15-0,7 0,3-0,6 < 1,2 600-700 27-33 0,15-0,7 bis zu 0,6 mindestens 0,5-1,2 über 750" 27-33 0,5 -0,7 < 0,01
Jede dieser in Tabelle 1 angegebenen Legierungen, die gegebenenfalls auch noch bis zu 1,5 O/o Mangan und bis zu 1 O/o Eisen enthalten kann, hat eine äusserste Zugfestigkeit (UTS) über 6300 kg/cm2 im nicht vergüteten, jedoch kalt bearbeiteten Zustand, wenn die Menge an Kaltbearbeitung mindestens 50 /o beträgt,
und eine 0,1 O/o offset Streckgrenze (YS) von mindestens 2800 kg/cm nach einstündiger Vergütung bei der sehr hohen Temperatur von 750 OC und eine Streckgenze (YS) von mindestens 6300 kg/cm2 nach einstündigem Vergüten bei 600 OC.
Die vorliegende Erfindung betrifft auch ein Verfahren zur Verbesserung der physikalischen und metallurgischen Eigenschaften einschliesslich der Festigkeit von Legierungen auf Kupferbasis, die 25-35 Gew.- /o Nikkel und gegebenenfalls bis zu 3 Gew.-O/o Mangan und bis zu 1,5 Gew.-O/o Eisen enthalten.
Dieses Verfahren besteht in der Festigkeitsverbesserung der Legierungen durch Vergütung mit 0,1-0,7 Gew.-O/o Titan und bis zu 0,6 Gew.-O/o Beryllium mit der Voraussetzung, dass Beryllium in Mengen von mindestens 0,3 Gew.- /o anwesend ist, wenn die Legierung bei Temperaturen unter 600 OC verwendet werden soll; soll die Legierung bei Temperaturen über 600 C verwendet werden, so ist die Summe aus Titan und irgendwelchem anwesendem Beryllium mindestens 0,5 Gew.-O/o, jedoch höchstens 1,2 Oew.0/o.
Bei einer Verwendungstemperatur über 700 cc, z. B.
750 OC, wird der Legierung zweckmässig kein Beryllium zugefügt, jedoch wird Titan in Mengen zwischen 0,5 bis 0,7 Gew.-O/o zugegeben.
Zum besseren Verständnis der vorliegenden Erfindung und ihrer Vorteile werden im folgenden Beispiele mit unterschiedlichen Mengen der legierenden Bestandteile gegeben. In jedem dieser Beispiele wurde eine Anzahl von Kupfer-Nickel-Legierungen hergestellt, indem man Kupfer und Nickel bei einer Temperatur von etwa 1400 cm zusammen in einem Graphitschmelztiegel schmolz. Jede Schmelze wurde gerührt, bis alles Nickel gelöst war. Dann wurde die Temperatur jeder Schmelze auf 1350 OC verringert, und es wurden die anderen legierenden Elemente zugefügt und 5 Minuten auf dieser Temperatur gehalten.
Das in diesen Beispielen verwendete Nickel war elektrolytisches Nickel, während die Titanzugabe in Form einer Kupfer-Titan-Legierung erfolgte, die nominell 24 Gew.- /o Titan enthielt. Jede Berylliumzugabe zur Schmelze erfolgte ebenfalls in Form einer Legierung auf Kupferbasis, die nominell 4 Gew.-O/o Beryllium enthielt. Das verwendete Kupfer war von hoher Reinheit; selbstverständlich ist erfindungsgemäss jedoch auch Kupfer von geringerer Reinheit, z. B. einer Reinheit von 99,5 O/o, verwendbar.
Nach dem Schmelzen wurden die Legierungen auf Kupferbasis zur Bildung von Gussstücken in Formen von 2,5 cm Durchmesser gegossen. Die Gussstücke waren durch gute, saubere, glatte Oberflächen gekenn zeichnet. Das Schmelzen und Giessen erfolgte unter einer Schutzdecke aus Argon. Erfindungsgemäss kann das Schmelzen und/oder Giessen selbstverständlich auch mit Erfolg an der Luft durchgeführt werden.
Jedes der oben genannten Gussstücke wurde angebohrt, um Proben für die chemische Analyse zu erhalten; die Zusammensetzung ist in der folgenden Tabelle 2 angegeben:
Tabelle 2 Legierung Zusammensetzung in Gew.- /o
Nr. Nickel Titan Beryllium Kupfer
1 29,5 0,64 - Rest
2 30 0,19 0,37 Rest
3 30 0,65 0,1 Rest
4 29,9 0,67 0,31 Rest
5 29,95 0,14 0,39 Rest Legierung Zusammensetzung in Gew.- /o
Nr.
Nickel Titan Beryllium Kupfer
6 30,1 0,57 - Rest
7 30,8 0,66 - Rest
8 30,2 0,76 - Rest
9 30,1 0,67 - Rest
10 30 0,15 0,4 Rest enthielt noch 0,88 O/o Eisen und 0,98 O/o Magnesium
Gemäss dem für die Legierungen 1 bis 10 angewendeten Verfahren wurden vier weitere Kupfer-Nickel Legierungen, die nicht unter den Umfang der vorliegende den Erfindung fallen, jedoch den erfindungsgemässen Legierungen ähnlich zu sein scheinen, zu Gussrohlingen von 2,5 cm Durchmesser verarbeitet. Gemäss chemischer Analyse hatten diese vier anderen Legierungen die folgende Zusammensetzung:
Tabelle 3 Legierung Zusammensetzung in Gew.-O/o
Nr.
Nickel Titan Beryllium Silicium Niob Zinn Kupfer
11 29,4 - - 0,52 0,17 - Rest
12 29,2 1,4 - - - - Rest
13 28,9 1,38 - - - 2,44 Rest
14 29 1,51 0,07 - - 2,5 Rest
Dann wurden alle 14 Legierungen heiss verwalzt, indem jeder Rohling 1 Stunde auf 950 0C vorerhitzt wurde. Die erfindungsgemässen Legierungen 1-10 wurden erfolgreich auf Stäbe von 0,65 cm Durchmesser heruntergewalzt, während die nicht erfindungsgemässen Legierungen 11-14 splitterten. Es ist daher klar, dass die erfindungsgemässen Legierungen heiss bearbeitbar und in geschmiedeter Form wertvoll sind. Weiterhin ist ersichtlich, dass die Erhöhung des Titangehaltes über den oberen Teil der oben angegebenen Bereiche hinaus, z. B. wie bei Legierung 12, eine nachteilige, spröde machende Wirkung hat.
Die erfindungsgemässen, heiss bearbeiteten Legierungen wurden dann verschiedenen Behandlungen einschliesslich Wärmebehandlungen, z. B. Lösungsglühen, und Kaltbearbeitungen unterworfen. Diese Behandlungen waren wie folgt: Behandlung A: Lösungsglühen auf 1040 OC unter Holzkohle für 30 Minuten und anschliessendes Abschrecken mit Wasser; zu 71 O/o kalt bearbeitet zu Draht von 0,338 cm Durchmesser; dann wiederum bei 1040 OC 30 Minuten unter Holzkohle lösungsgeglüht und mit Wasser abgeschreckt.
Behaeldtung B: Unter Holzkohle 30 Minuten bei 1040 0C lösungsgeglüht und mit Wasser abgeschreckt; zu 78 O/o kalt zu Draht von 0,295 cm Durchmesser bearbeitet; 30 Minuten bei 1040 0C unter Holzkohle lö sungsgeglüht und mit Wasser abgeschreckt; dann zu 51,2 O/o kalt zu Draht von 0,201 cm Durchmesser bearbeitet.
Behandlung C: 30 Minuten unter Holzkohle bei 980 C lösungsgeglüht und mit Wasser abgeschreckt; zu 90 O/o kalt zu Draht von 0,201 cm Durchmesser bearbeitet.
Behandlung D: Unter Holzkohle 30 Minuten bei 980 0C lösungsgeglüht und mit Wasser abgeschreckt; zu 71 O/o kalt zu Draht von 0,338 cm Durchmesser bearbeitet; dann wiederum 30 Minuten unter Holzkohle bei 980 "C lösungsgeglüht und mit Wasser abgeschreckt.
Behandlung E: Eine Stunde unter Holzkohle bei 1040 0C lösungsgeglüht und mit Wasser abgeschreckt; zu 71 O/o kalt zu Draht von 0,338 cm Durchmesser bearbeitet; und dann wiederum 30 Minuten unter Holz.
kohle bei 1040 0C lösungsgegiüht und mit Wasser abgeschreckt.
Behandlung F: Eine Stunde unter Holzkohle bei 1040 0C lösungsgeglüht und mit Wasser abgeschreckt und zu 90 O/o kalt zu Draht von 0,201 cm Durchmesser gezogen.
Beispiel 2
Um die Eigenschaften der erfindungsgemässen Kupfer-Nickel-Legierungen bei Zimmertemperatur im nicht vergüteten, jedoch kaltbearbeiteten Zustand zu zeigen, wurden Proben dieser Legierungen physikalisch auf Bruch getestet; weiterhin wurde für jede Probe der UTS- und YS-Wert in kg/cm2 bestimmt. Ausserdem wurden die Dehnungsprozente in 5,1 cm festgestellt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 4 angegeben:
Tabelle 4 Legierung Behandlung UTS YS Dehnung
Nr. kg/cm2 kg/cm2 O/o
1 B 6510 6000 4
2 B 7650 7220 4
3 B 6980 6630 3
4 B 8150 7650 4
5 C 8850 8000 3
6 F 6850 6300 3
7 F 7000 6510 4
8 F 6950 6630 4
9 F 7360 7000 4
Tabelle 4 zeigt, dass die erfindungsgemässen Legierungen eine gute Festigkeit bei Zimmertemperatur sowie eine zufriedenstellende Duktilität im kaltbearbeiteten, jedoch nicht vergüteten Zustand haben.
Beispiel 3
Um die günstigen Eigenschaften der erfindungsgemässen, kaltbearbeiteten Legierungen bei hohen Temperaturen zu zeigen, wurden Proben dieser Legierungen nach der in Tabelle 3 aufgeführten Behandlung vergütet.
Jede Legierung wurde 1 Stunde auf der Vergütungstemperatur gehalten und mit Wasser abgeschreckt. Die Ergebnisse des mechanischen Testens nach der Vergütung bei den angegebenen Temperaturen und Abschrekken mit Wasser sind in Tabelle 5 aufgeführt:
Tabelle 5 Legierung Vergütungstemperatur
Nr. 600 OC 700 OC 750 OC
UTS YS UTS YS UTS YS kg/cm2 kg/cm2 kg/cm2
1 7800 7000 7980 7130 7280 5050
2 8950 7280 6050 4240 5370 3150
3 9160 8000 7300 5910 6440 4870
4 9300 7500 6480 4380 5880 3470
5 9900 8440 5420 3150 - -
6 7630 7100 7430 6160 6510 5280
7 7980 7300 7770 6580 6830 5630
8 7800 7280 7140 6090 5150 4870
9 7900 7280 7630 6550 6830 5630
Aus den Testdaten von Tabelle 5 geht hervor, dass die erfindungsgemässen Legierungen bei Temperaturen über 600 C, z.
B. 750 C, sehr wertvolle Festigkeitseigenschaften haben. Tatsächlich hatte die Legierung 1 eine äusserste Zugfestigkeit von 6230 kg/cm2 und eine Streckgrenze von 4830 kg/cm2, als man sie auf Bruch testete, nachdem die Legierung zuerst auf 780 OC erhitzt, eine Stunde auf dieser Temperatur gehalten und mit Wasser abgeschreckt worden war. Die Legierung 5 hatte eine äusserste Zugfestigkeit von 4800 kg/cm2, als man sie auf Bruch testete, nachdem sie zuerst auf die sehr hohe Temperatur von 800 OC eine Stunde erhitzt und dann mit Wasser abgeschreckt worden war.
Als Vergleich und zur weiteren Darstellung der ausgezeichneten Eigenschaften der erfindungsgemässen Legierungen wurde eine Anzahl bekannter Kupfer-Nickel Legierungen und nicht unter die vorliegende Erfindung fallender Legierungen hergestellt und in oben beschriebener Weise getestet. Diese Vergleichslegierungen und ihre Zusammensetzung ist in Tabelle 6 angegeben:
Tabelle 6 Legierung Bestandteile in Gew.-0/o (der Rest ist Kupfer)
Nr.
Nickel Titan Beryllium Eisen Mangan Niob andere
15 30,4
16 28,9 - - - - - 0,14 Zirkonium
17 29,4 - ¯ ¯ ¯ 0,16 0,1 Zirkonium
0,52 Silicium
18 30,4 0,15 - - - -
19 29,4 0,21 0,1 - - -
20 30,27 - - - - - 0,3 Chrom
21 29,67 - - - - - 0,52 Chrom
22 30 - - 0,86 1,02 - -
23 30 0,45 - - - - -
Dann wurden die Legierungen mit Ausnahme von Nr. 20 und 21 einer der Behandlungen A bis F unterworfen, eine Stunde bei 700 OC und 750 "C wärmebehandelt, mit Wasser abgeschreckt und auf Bruch getestet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 7 aufgeführt.
Legierung 20 und 21 wurden nur eine Stunde bei 600 OC wärmebehandelt.
Tabelle 7 Legierung Behandlung Temperatur
Nr. 700 OC 750 C
UTS YS UTS YS kg/cm2 kg/cm2 kg/cm2 kg/cm2
15 B 3180 875 3150 1000
16 B 6230 1510 4060 945
17 B 4730 2490 4620 2660
18 B 3710 1440 3710 1400
19 B 6230 1820 4030 1640
20* C 4620 2520 - -
21* C 5950 4900 -
22 F 4340 1720 4270 1580
23 F 4270 2070 6230 1580 *1 Stunde auf 600 C erhitzt und mit Wasser abgeschreckt
Aus Tabelle 5 und 7 geht hervor, dass jede der Legierungen 1 bis 9 (erfindungsgemäss) bessere Eigenschaften bei hohen Temperaturen hatte als die nicht erfindungsgemässen Legierungen 15 bis 23. So hat z. B.
Legierung 1 und 9 bei der höheren Temperaturbehandlung eine 2mal so hohe Streckgenze wie der höchste Wert einer Streckgenze von Legierung 15 bis 23, die nicht unter die vorliegende Erfindung fallen.
Ein Vergleich der Tabellen 5 und 7 zeigt weiterhin deutlich die Wirkung der Anderung des Titangehaltes oder Titan- plus Berylliumgehaltes auch nur wenig unter den unteren Teil des erfindungsgemäss angegebenen Bereiches, wenn die beabsichtigte Verwendungstemperatur über etwa 600 OC liegt. Diese Wirkung zeigt sich am besten !durch die erfindungsgemässe Legierung 1 und die nicht erfindungsgemässe Legierung 23. Die Streckgrenze von Legierung 1 nach einer Wärmebehandlung bei 750 OC beträgt 5950 kg/cm2, was mehr als das Dreifache des Streckgrenzwertes von 1580 kg/cm2 für Legierung 23 ist, die 0,45 O/o Titan enthält, obgleich Legierung 23 zu 35 Olo mehr kaltbearbeitet wurde als Legierung 1.
Beispiel 4
Die Wirkung von Titan in Verbindung mit Beryllium in Mengen von mindestens 0,4 ovo wurde durch einen Vergleich der (nicht vergüteten) Zimmertemperaturproben von Legierung 2, die 0,19 O/o Titan und 0,37 O/o Beryllium enthielten, und Legierung 5, die 0,14 O/o Titan und 0,39 O/o Beryllium enthielten, mit Legierung 19 gezeigt, die 0,21 0/0 Titan und 0,1 0/0 Beryllium für insgesamt nur 0,31 /0 Titan und Beryllium enthielten. Legierung 19 hatte eine Streckgrenze von nur 6130 kg/cm2 im Vergleich zu 7210 kg/cm2 für Legierung 2 und 7980 kg/cm2 für Legierung 5.
Wurde die Legierung 19 wie Legierung 2 der Behandlung B unterworfen und dann eine Stunde bei 700 C vergütet und mit Wasser abgeschreckt, zeigte sie eine Streckgrenze von nur 1820 kg/cm2, während Legierung 2 nach einer identischen Behandlung eine Streckgrenze von 4240 kg/cm2 hatte, was mehr als 100 O/o über dem Wert für Legierung 19 lag.
Beispiel 5
Um die nicht durch irgendwelche Kaltbearbeitung verschleierte Wirkung der Vergütungsbehandlung zu zeigen, wurden erfindungsgemasse und nicht erfindungs- gemässe dead soft -Legierungen 2 Stunden bei unterschiedlichen Temperaturen vergütet, mit Wasser abgeschreckt und auf Bruch getestet. Die Ergebnisse sind in Tabelle 8 aufgeführt. Weiterhin angegeben wurden die mechanischen Testergebnisse im dead soft -Zustand und im unvergüteten Zustand.
Tabelle 8 Legierung Behand- O,I /o offset, Streckgrenze in kg/cm2 (YS)
Nr. lung unver- Vergütungstemperatur in cc gütet
600 650 700 750
1 A 1020 4230 3010 3640 2730
2 A 1960 5180 2980 2480 2240
3 A 1260 3530 3760 3320 3840
4 A 2700 6550 5880 4130 3400
5 D 2070 3150 - - -
6 E 1050 1960 2380 3180 2560
7 E 980 2030 2520 3180- 2560
8 E 1190 2030 2450 2940 2520
9 E - 2000 2280 2940 2420
15 A 805 770 740 770 810
16 A 1300 1300 1260 1260 1230
17 A 1610 1680 1650 1650 1510
18 A 1050 1120 1120 1050 1050
19 A 1260 1400 1230 1370 1190
20 D 1020 1190 - - -
21 D 1470 1510 - -
22 E 1120 1120 1020 1190 1120
23 E 1330 1940 2030 1260 1120
Tabelle 8 zeigt,
dass die Legierungen 1 bis 9 ein deutliches Ansprechen auf die Vergütung haben, während dies bei den nicht erfindungsgemässen Legierungen, mit Ausnahme von Nr. 23, nicht der Fall ist. Obgleich Legierung 23 vergütbar scheint, sinkt ihre Festigkeit schnell von einer Vergütungstemperatur von 650 9C aufwärts an ab. So beträgt bei der Vergütungstemperatur von 750 OC die Streckgrenze nur 1120 kg/cm2, was weniger als die Hälfte des Wertes der Legierungen 1 bis 9 ist. Auch die äussersten Zugfestigkeiten der erfindungsgemässen Legierungen sind höher als die der nicht erfindungsgemässen Legierungen. So zeigt z. B. Legie rung 4 im bei 650 0C vergüteten Zustand einen UTS Wert von 8160 kg/cm2 im Vergleich zu 3820 kg/cm2 für Legierung 18.
Beispiel 6
Die Eigenschaften bei hoher Temperatur der erfindungsgemässen Legierungen wurden durch Zeitstandverfahren-Tests mit Legierung 10 dargestellt. Bei einer Temperatur von 300 OC und einer Belastung von 5941 kg/cm2 brach die Probe selbst nach 2470,4 Stunden nicht. Der Mindestkriechwert für diese Probe betrug 1,2X10-7 cm/cm pro Std. Das heisst es würde über 11 Jahre dauern, bis sich eine Probe von 2,5 cm um 1 O/o gedehnt hätte.
Bei einer Testtemperatur von 400 OC und derselben Belastung hatte eine andere Probe eine Bruchzeit von 77 Stunden und einen Mindestkriechwert von 1,6 X 10 - 4 cm/cm/Std. Bei einer Belastung von 4571 kg/cm2 erhöhte sich die Bruchzeit auf 333,5 Stunden.
Copper-nickel alloy
The present invention relates to a copper-nickel alloy and its use for the production of shaped bodies which are exposed to elevated temperatures.
It is known that copper-nickel alloys with a nominal nickel content of 30 O / o have a high resistance to attack by alkalis, in particular to the corrosive effect of fast-moving seawater and other brine-like solutions. These properties, and their excellent resistance to stress corrosion cracking, make them particularly suitable for use in coolers, as distillation devices, evaporators and heat exchanger tubes, and as ferrules.
Another possible use of the 70:30 copper-nickel alloys is in desalination devices. This could be an extraordinarily large-scale use, especially since the demand for fresh water is constantly growing. However, in order to ensure the usability for seawater conversion and to maintain constant use in coolers, evaporators, heat exchangers and other corrosion-resistant heat transfer devices, attempts have been made to improve the properties of the copper-nickel alloys at high temperatures, so that such devices at the higher temperatures that are necessary for more economical work can be used. At the moment z.
B. the multi-stage flash distillation to be one of the more successful processes for the conversion of seawater. This process requires great heat and the handling of large amounts of the very corrosive, hot sea water with a minimum damage to the system for an effective production of fresh water.
The creation of a material with the dual functions of resistance to high temperatures plus resistance to a highly corrosive environment has been difficult and has led to attempts with other metals and alloys. However, attempts to replace the 70:30 copper-nickel alloys with stainless steels of Types 304 and 316, which have fairly good high temperature properties, have not been particularly successful as these steels tend to be desalinated necessary high temperatures to be pitted (pit corrosion). To solve the problems, technology has therefore turned again to improving copper-nickel alloys.
The previous attempts to improve the copper-nickel alloys have not been particularly successful because it is not enough for the material to only have the above-mentioned desirable properties. It should also be easy to weld and easy to process hot and cold into rods, tubes, tube plates, grooves, bolts, etc. Although many attempts have been made to create such copper-nickel alloys, none have been completely successful when put into practice on a large industrial scale.
It has now been found that 70:30 copper-nickel alloys with high strength at temperatures of up to 600.degree. C. and more, corrosion resistance to hot seawater and fresh water, and good weldability and processability can be obtained economically with relatively small amounts of additional alloying substances .
There is a demand for new 70:30 copper-nickel alloys with a unique combination of properties such as improved aging-hardening properties, good properties at room and elevated temperatures and / or good properties in forged form and good weldability.
Furthermore, there is a demand for copper-based alloys with good casting properties and for copper-nickel alloys with excellent strength at room temperature and elevated temperatures, but which at the same time can easily be processed into the usual and complicated shapes and structures. There is also demand for copper-nickel alloys with good strength in the stress-relieved (solution-annealed) and tempered (aged) condition as well as in the cold-processed and tempered condition.
The present invention improves the strength of 70:30 copper-nickel alloys by adding one or more selected alloy components in relatively small amounts without adversely affecting the workability, corrosion resistance and / or weldability of these alloys.
The copper-nickel alloy according to the invention is suitable for the production of easily weldable and machinable molded bodies with unexpectedly good metallurgical, physical and mechanical properties over a wide temperature range including temperatures above 700 ° C. and good resistance to corrosion in the presence of hot salty solutions.
The copper-nickel alloy according to the invention contains 25-35% by weight of nickel; 0-3 wt / o manganese, 0-1.5 wt / o iron; 0.1-0.7 wt / o titanium, 0-0.6 wt / o beryllium, up to 0.08 wt / o carbon and the remainder copper.
The titanium content and beryllium content are related to one another and to the temperature of the intended use for the alloy, so that at a use temperature below 600 ° C., the beryllium is preferably present in amounts of at least 0.3% by weight; at a use temperature of at least 600 "C, the amount of titanium present plus the amount of any beryllium present is at least 0.5% by weight but below 1.2% by weight. At use temperatures above 700 ° C the alloy is expediently practically free of beryllium and the titanium content is between 0.5-0.7% by weight.
In addition to the abovementioned elements in the specified amounts, the alloys according to the invention contain copper, which makes up the remainder of the alloys in addition to the usual impurities and residual deoxidizing agents. The copper used expediently has a purity of at least 99.5%.
The alloys according to the invention, which contain the stated constituents in the stated, proportional amounts, can be produced by customary foundry processes and have good casting behavior; so are z. B. all surfaces of the alloy smooth in the as-cast state. These alloys are also characterized by the fact that they are age-hardenable and have good strengths in the solution-annealed and tempered condition and also in the cold-worked and tempered condition.
The aging hardenability or heat treatment of the alloys according to the invention is attributable to the titanium or titanium plus beryllium contained in them, provided that these elements are present in the amounts indicated above. Thus, titanium is always present in the alloys according to the invention in amounts of at least 0.1%, but not more than 0.7%. If less than 0.1% titanium is present, the alloys do not have the appropriate response to aging or tempering to achieve optimal properties. If, on the other hand, more than 0.7 / o titanium is present, the alloys become brittle and difficult to work.
Furthermore, alloys with more than 0.7% titanium surprisingly have a lower strength than alloys which contain titanium in the amounts indicated above. The titanium is expediently present in amounts of at least 0.15%. If, however, the alloy is to be used at temperatures above 600.degree. C. and if beryllium is not present, the titanium is present in amounts of at least 0.5%, preferably at least 0.6%.
When used in combination with titanium in the quantities specified above and under the conditions specified, the beryllium significantly improves the properties of the copper-nickel alloys according to the invention. If the alloys are therefore to be used at temperatures below 600 ° C., the beryllium is present in amounts of at least 0.3%, while the titanium is present in amounts of at least 0.1%. If, on the other hand, the use temperature is at least 600 ° C., no beryllium need be present as long as at least 0.5% titanium is present.
However, if the titanium content is below 0.5%, beryllium must be present in such quantities at the same time that the sum of beryllium plus titanium is at least 0.5%, but not more than 1.2%.
The alloys according to the invention are expediently practically free from beryllium; H. they contain less than 0.01% beryllium when the use temperature is high; H. above 700 "C or 750 OC. Apparently, the beryllium in such an alloy system forms a precipitate at tempering temperatures between 500 and 600 OC. However, if the tempering or use temperature is above 600" C, the alloys are evidently aged too much, and that Beryllium appears to agglomerate at the corrugated edges, weakening the alloy.
The titanium, on the other hand, seems to give the alloy system a continuous response to tempering at temperatures between 600-650 oC and greater strength at temperatures above 700 oC when no beryllium is simultaneously present.
As stated above, the alloys according to the invention can also contain up to 3% by weight of manganese and up to 1.5% by weight of iron in accordance with the regulations of the US Department of Defense, Mil-C-15726D, which up to 1.5% by weight, e.g. B. 1 wt. O / o, manganese and 0.4-0.7 wt. O / o iron. The manganese is added to improve the weldability and to eliminate the adverse effects of the possible sulfur, which can optionally be present as a deoxidizing agent. Iron, of course, contributes to the strength of the alloy.
In the alloys according to the invention, silicon can be used in amounts not exceeding 0.3% by weight, e.g. B. 0.2 wt. O / o, and preferably not more than 0.1 wt. O / o, can be tolerated. In an amount in excess of 0.3% by weight, silicon causes hot brittleness, making the alloys difficult to work and restricting their use only to casting processes.
The copper-nickel alloys according to the invention are expediently practically free of carbon and elements with a low melting point, such as zinc, bismuth, lead, sulfur, tin and phosphorus, since they have an adverse effect on the otherwise good metallurgical and / or physical properties of these alloys . Zinc seems to be B. to have the tendency to concentrate in the grain boundaries and thus weakens the alloys. Therefore, the tolerable amount of zinc is below about 0.01 / o; it is expediently not present in any amount that can be determined by spectral analysis.
Bismuth makes the alloys according to the invention brittle and should be kept below 0.001%, while lead, which also has a brittle effect and can seriously impair the forging behavior, should be kept below 0.01%. Tin should not be present in amounts above 0.1%, as it softens the alloy, especially at the higher temperatures of use. Furthermore, the presence of tin worsens the otherwise good welding properties of the alloys according to the invention.
Phosphorus is another element with an adverse effect on the alloy system and should be kept below 0.01 o / o to ensure good hot workability. The use of copper waste deoxidized with phosphorus for the production of these alloys should therefore be avoided. Carbon, like phosphorus, not only causes hot brittleness, but it also has an adverse effect on the cold workability of the alloys according to the invention. The amount of carbon should preferably be less than 0.08%, e.g. B. 0.05 o / o.
Sulfur in as small amounts as e.g. B. 0.01 0/0 makes the nickel-containing copper alloys unworkable, presumably due to the presence of a nickel-nickel sulfide eutectic with a relatively low melting point, which is deposited at the grain boundaries.
However, the adverse effect of sulfur can be reduced by including either magnesium or manganese during smelting. Each of these elements has an affinity for sulfur and combines with any sulfur present to form small spheres that do not have any embrittling effect during hot working.
When carrying out the present invention, more advantageous results are achieved if the constituents used in the melt have a purity of at least 99.5% each and if these constituents are present in the preferred amounts for the particular use temperatures indicated in Table 1.
Table 1 Ingredients for use; / o (the remainder is copper and less than 0. OS O / o carbon) temperature cc nickel titanium beryllium titanium and beryllium below 600 "27-33 0.15-0.7 0.3-0.6 <1.2 600-700 27-33 0.15-0.7 up to 0.6 at least 0.5-1.2 over 750 "27-33 0.5 -0.7 <0.01
Each of these alloys listed in Table 1, which may also contain up to 1.5% manganese and up to 1% iron, has an ultimate tensile strength (UTS) of over 6300 kg / cm2 in the non-tempered but cold machined condition if the amount of cold working is at least 50 / o,
and a 0.1 O / o offset yield point (YS) of at least 2800 kg / cm after one hour tempering at the very high temperature of 750 OC and a stretch limit (YS) of at least 6300 kg / cm2 after one hour tempering at 600 OC.
The present invention also relates to a method for improving the physical and metallurgical properties, including the strength, of copper-based alloys containing 25-35 wt / o nickel and optionally up to 3 wt / o manganese and up to 1.5 Contains O / o by weight of iron.
This process consists in improving the strength of the alloys by tempering them with 0.1-0.7% by weight of titanium and up to 0.6% by weight of beryllium, provided that beryllium is used in quantities of at least 0. 3 wt / o is present if the alloy is to be used at temperatures below 600 OC; if the alloy is to be used at temperatures above 600 ° C., the sum of titanium and any beryllium present is at least 0.5% by weight, but at most 1.2% by weight.
At a use temperature above 700 cc, e.g. B.
750 ° C., it is advisable not to add beryllium to the alloy, but titanium is added in amounts between 0.5 to 0.7% by weight.
For a better understanding of the present invention and its advantages, examples with different amounts of the alloying constituents are given below. In each of these examples, a number of copper-nickel alloys were made by melting copper and nickel together in a graphite crucible at a temperature of about 1400 cm. Each melt was stirred until all of the nickel was dissolved. Then the temperature of each melt was reduced to 1350 ° C. and the other alloying elements were added and held at this temperature for 5 minutes.
The nickel used in these examples was electrolytic nickel, while the titanium addition was in the form of a copper-titanium alloy containing nominally 24 wt / o titanium. Any beryllium addition to the melt was also made in the form of a copper-based alloy containing nominally 4% by weight beryllium. The copper used was of high purity; Of course, according to the invention, copper of a lower purity, e.g. B. a purity of 99.5 O / o, usable.
After melting, the copper-based alloys were cast in 2.5 cm diameter molds to form castings. The castings were characterized by good, clean, smooth surfaces. Melting and casting took place under an argon protective blanket. According to the invention, the melting and / or casting can of course also be carried out successfully in air.
Each of the above castings was drilled to provide samples for chemical analysis; the composition is given in Table 2 below:
Table 2 Alloy composition in weight / o
No. Nickel Titanium Beryllium Copper
1 29.5 0.64 - remainder
2 30 0.19 0.37 remainder
3 30 0.65 0.1 remainder
4 29.9 0.67 0.31 remainder
5 29.95 0.14 0.39 remainder alloy composition in weight / o
No.
Nickel titanium beryllium copper
6 30.1 0.57 - remainder
7 30.8 0.66 - remainder
8 30.2 0.76 - remainder
9 30.1 0.67 - remainder
10 30 0.15 0.4 the remainder still contained 0.88% iron and 0.98% magnesium
According to the method used for alloys 1 to 10, four further copper-nickel alloys, which do not fall under the scope of the present invention, but which appear to be similar to the alloys according to the invention, were processed into cast blanks 2.5 cm in diameter. According to chemical analysis, these four other alloys had the following composition:
Table 3 Alloy composition in percent by weight
No.
Nickel titanium beryllium silicon niobium tin copper
11 29.4 - - 0.52 0.17 - remainder
12 29.2 1.4 - - - - remainder
13 28.9 1.38 - - - 2.44 remainder
14 29 1.51 0.07 - - 2.5 remainder
Then all 14 alloys were hot rolled by preheating each blank to 950 ° C. for 1 hour. The alloys 1-10 according to the invention were successfully rolled down to bars with a diameter of 0.65 cm, while the alloys 11-14 not according to the invention splintered. It is therefore clear that the alloys according to the invention are hot workable and valuable in forged form. It can also be seen that the increase in the titanium content beyond the upper part of the ranges given above, e.g. B. as with alloy 12, has a disadvantageous, embrittling effect.
The hot worked alloys of the present invention were then subjected to various treatments including heat treatments, e.g. B. Solution heat treatment, and subjected to cold working. These treatments were as follows: Treatment A: solution heat treatment at 1040 ° C. under charcoal for 30 minutes and subsequent quenching with water; 71 per cent cold worked into wire 0.338 cm in diameter; then solution annealed again at 1040 ° C. for 30 minutes under charcoal and quenched with water.
Container B: solution annealed under charcoal for 30 minutes at 1040 ° C. and quenched with water; 78% cold worked into wire 0.295 cm in diameter; Solution annealed for 30 minutes at 1040 ° C. under charcoal and quenched with water; then cold machined to 51.2 O / o into wire 0,201 cm in diameter.
Treatment C: solution heat treated for 30 minutes under charcoal at 980 C and quenched with water; 90% cold worked into wire 0,201 cm in diameter.
Treatment D: solution annealed under charcoal for 30 minutes at 980 ° C. and quenched with water; 71% cold machined into wire 0.338 cm in diameter; then solution heat treated again for 30 minutes under charcoal at 980 ° C. and quenched with water.
Treatment E: solution heat treated for one hour under charcoal at 1040 ° C. and quenched with water; 71% cold machined into wire 0.338 cm in diameter; and then again for 30 minutes under wood.
coal solution annealed at 1040 0C and quenched with water.
Treatment F: Solution heat treated for one hour under charcoal at 1040 ° C. and quenched with water and 90% cold drawn into wire with a diameter of 0201 cm.
Example 2
In order to show the properties of the copper-nickel alloys according to the invention at room temperature in the non-tempered but cold-worked state, samples of these alloys were physically tested for breakage; the UTS and YS values in kg / cm2 were also determined for each sample. In addition, the percent elongation was found to be 5.1 cm. The results are given in Table 4:
Table 4 Alloy Treatment UTS YS Elongation
No. kg / cm2 kg / cm2 O / o
1 B 6510 6000 4
2 B 7650 7220 4
3 B 6980 6630 3
4 B 8150 7650 4
5 C 8850 8000 3
6 F 6850 6300 3
7 F 7000 6510 4
8 F 6950 6630 4
9 F 7360 7000 4
Table 4 shows that the alloys according to the invention have good strength at room temperature and satisfactory ductility in the cold-worked, but not tempered, condition.
Example 3
In order to show the favorable properties of the cold-worked alloys according to the invention at high temperatures, samples of these alloys were tempered after the treatment listed in Table 3.
Each alloy was held at the tempering temperature for 1 hour and quenched with water. The results of the mechanical testing after tempering at the specified temperatures and quenching with water are listed in Table 5:
Table 5 Alloy tempering temperature
No. 600 OC 700 OC 750 OC
UTS YS UTS YS UTS YS kg / cm2 kg / cm2 kg / cm2
1 7800 7000 7980 7130 7280 5050
2 8950 7280 6050 4240 5370 3150
3 9160 8000 7300 5910 6440 4870
4 9300 7500 6480 4380 5880 3470
5 9900 8440 5420 3150 - -
6 7630 7100 7430 6160 6510 5280
7 7980 7300 7770 6580 6830 5630
8 7800 7280 7140 6090 5150 4870
9 7900 7280 7630 6550 6830 5630
From the test data of Table 5 it can be seen that the alloys according to the invention at temperatures above 600 ° C., e.g.
B. 750 C, have very valuable strength properties. In fact, Alloy 1 had an ultimate tensile strength of 6230 kg / cm2 and a yield strength of 4830 kg / cm2 when tested for breakage after the alloy was first heated to 780 ° C, held at that temperature for one hour, and quenched with water . Alloy 5 had an ultimate tensile strength of 4800 kg / cm2 when tested for breakage after it was first heated to the very high temperature of 800 ° C for one hour and then quenched with water.
As a comparison and to further illustrate the excellent properties of the alloys according to the invention, a number of known copper-nickel alloys and alloys not falling under the present invention were produced and tested in the manner described above. These comparison alloys and their composition are given in Table 6:
Table 6 Alloy components in weight 0 / o (the remainder is copper)
No.
Nickel titanium beryllium iron manganese niobium other
15 30.4
16 28.9 - - - - - 0.14 zirconium
17 29.4 - ¯ ¯ ¯ 0.16 0.1 zirconium
0.52 silicon
18 30.4 0.15 - - - -
19 29.4 0.21 0.1 - - -
20 30.27 - - - - - 0.3 chrome
21 29.67 - - - - - 0.52 chrome
22 30 - - 0.86 1.02 - -
23 30 0.45 - - - - -
The alloys, with the exception of Nos. 20 and 21, were then subjected to one of treatments A through F, heat treated for one hour at 700.degree. C. and 750.degree. C., quenched with water, and tested for breakage.
Alloys 20 and 21 were heat treated at 600 ° C for only one hour.
Table 7 Alloy Treatment Temperature
No. 700 OC 750 C
UTS YS UTS YS kg / cm2 kg / cm2 kg / cm2 kg / cm2
15 B 3180 875 3150 1000
16 B 6230 1510 4060 945
17 B 4730 2490 4620 2660
18 B 3710 1440 3710 1400
19 B 6230 1820 4030 1640
20 * C 4620 2520 - -
21 * C 5950 4900 -
22 F 4340 1720 4270 1580
23 F 4270 2070 6230 1580 * heated to 600 C for 1 hour and quenched with water
Tables 5 and 7 show that each of the alloys 1 to 9 (according to the invention) had better properties at high temperatures than the alloys 15 to 23 not according to the invention. B.
Alloys 1 and 9 have a stretch limit twice as high as the highest value of a stretch limit of alloys 15 to 23, which do not fall under the present invention.
A comparison of Tables 5 and 7 also clearly shows the effect of changing the titanium content or titanium plus beryllium content, even just a little below the lower part of the range specified according to the invention when the intended use temperature is above about 600.degree. This effect is best shown by alloy 1 according to the invention and alloy 23 not according to the invention. The yield point of alloy 1 after heat treatment at 750 ° C. is 5950 kg / cm2, which is more than three times the yield point of 1580 kg / cm2 for the alloy 23, which contains 0.45% titanium, although alloy 23 was cold worked to 35% more than alloy 1.
Example 4
The effect of titanium in combination with beryllium in amounts of at least 0.4 ovo was demonstrated by comparing the (unannealed) room temperature samples of alloy 2, which contained 0.19% titanium and 0.37% beryllium, and alloy 5, which contained 0.14% titanium and 0.39% beryllium, with alloy 19 containing 0.21% titanium and 0.1% beryllium for a total of only 0.31 / 0 titanium and contained beryllium. Alloy 19 had a yield strength of only 6130 kg / cm2 compared to 7210 kg / cm2 for alloy 2 and 7980 kg / cm2 for alloy 5.
When alloy 19 was subjected to treatment B like alloy 2 and then annealed for one hour at 700 ° C. and quenched with water, it showed a yield strength of only 1820 kg / cm2, while alloy 2 had a yield strength of 4240 kg / cm2 after an identical treatment which was more than 100% above the value for alloy 19.
Example 5
In order to show the effect of the tempering treatment, which was not obscured by any cold working, dead soft alloys according to the invention and not according to the invention were tempered for 2 hours at different temperatures, quenched with water and tested for breakage. The results are shown in Table 8. The mechanical test results in the dead soft state and in the non-tempered state were also given.
Table 8 Alloy treatment O, I / o offset, yield strength in kg / cm2 (YS)
No. Tempering temperature in cc tempered
600 650 700 750
1 A 1020 4230 3010 3640 2730
2 A 1960 5180 2980 2480 2240
3 A 1260 3530 3760 3320 3840
4 A 2700 6550 5880 4130 3400
5 D 2070 3150 - - -
6 E 1050 1960 2380 3180 2560
7 E 980 2030 2520 3180-2560
8 E 1190 2030 2450 2940 2520
9 E - 2000 2280 2940 2420
15 A 805 770 740 770 810
16 A 1300 1300 1260 1260 1230
17 A 1610 1680 1650 1650 1510
18 A 1050 1120 1120 1050 1050
19 A 1260 1400 1230 1370 1190
20 D 1020 1190 - - -
21 D 1470 1510 - -
22 E 1120 1120 1020 1190 1120
23 E 1330 1940 2030 1260 1120
Table 8 shows
that the alloys 1 to 9 have a clear response to the tempering, while this is not the case with the alloys not according to the invention, with the exception of No. 23. Although Alloy 23 appears to be heat treatable, its strength drops rapidly from an heat treat temperature of 650 9C upwards. At the tempering temperature of 750 ° C, the yield point is only 1120 kg / cm2, which is less than half the value of alloys 1 to 9. The ultimate tensile strengths of the alloys according to the invention are also higher than those of the alloys not according to the invention. So shows z. B. Alloy 4 in the condition tempered at 650 ° C has a UTS value of 8160 kg / cm2 compared to 3820 kg / cm2 for alloy 18.
Example 6
The high temperature properties of the alloys of the present invention were demonstrated by creep rupture tests with alloy 10. At a temperature of 300 OC and a load of 5941 kg / cm2, the sample did not break even after 2470.4 hours. The minimum creep value for this sample was 1.2 × 10-7 cm / cm per hour. This means that it would take over 11 years for a 2.5 cm sample to stretch by 10%.
At a test temperature of 400 ° C. and the same load, another sample had a rupture time of 77 hours and a minimum creep value of 1.6 X 10-4 cm / cm / hour. With a load of 4571 kg / cm2, the break time increased to 333.5 hours.