Gusswerkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung, Verfahren zur Herstellung eines Gussprodukts und Gussteil

Die Erfindung betrifft einen Gusswerkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung, ein Verfahren zur Herstellung eines Gussprodukts sowie ein Gussteil.

Aus a- und ß-Phase bestehende Kupfer-Zink-Gusswerkstoffe (auch „Gusslegierungen“ genannt) mit ungefähr 1 Gew.-% Blei, wie beispielsweise CuZn39Pb1AI-B (CB757S), sind exzellent gießbar, sehr gut zerspanbar und darüber hinaus gut polierbar. Bleihaltige Kupfer-Zink-Gusslegierungen werden in einer Vielzahl an Anwendungen im Sanitärbereich eingesetzt, speziell für Wasserhähne und Fittinge im Trinkwasserbereich.

Die positive Wirkung von Blei in Kupfer-Zink-Legierungen basiert darauf, dass Blei elementar als Partikel im Gefüge vorliegt und diese Partikel als Spanbrecher wirken. Bei der Zerspanung liegt Blei infolge der starken lokalen Verformung im Werkstück und der daraus folgenden lokalen Temperaturerhöhung als flüssige Phase vor. Da das Blei im flüssigen Zustand keine Spannungen aufnehmen kann, führt dies zu einer Spannungskonzentration an der lastübertragenden, geschwächten Matrix und damit zu einem leichteren Spanbruch. Zusätzlich wird Blei bei der Zerspanung in die tribologische Schicht zwischen Werkstoff und Werkzeug mit eingebaut und führt so zu einer effektiven Schmierung und damit zu einer Verringerung von Reibung und Verschleiß. Darüber hinaus ist bekannt, dass

BESTÄTIGUNGSKOPIE Blei bei Kupfer-Zink-Legierungen eine deutliche Kornfeinung bewirkt. Dies ist speziell bei Gussmaterial günstig für die Polierbarkeit. Darüber hinaus hat Blei einen niedrigen Preis.

Allerdings ist Blei schädigend für die Umwelt. Blei reichert sich bei Aufnahme kleinster Mengen im menschlichen Körper an und kann zu gesundheitlichen Schäden führen. Deshalb haben die EU, die USA, China und andere Staaten die Grenzwerte in Kupferlegierungen immer weiter reduziert und der Ersatz von bleihaltigem Messing durch bleireduzierte oder bleifreie zerspanbare Kupferlegierungen wird angestrebt. Grenzwerte werden im Rahmen von EU-Direktiven vorgegeben, wie beispielsweise der Richtlinie 2011/65/EU (RoHS), die 1000 ppm (0,1 %) Pb als Obergrenze vorsieht. Um auch bei solch geringen Gehalten von Blei eine gute Zerspanbarkeit des Werkstoffs sicherzustellen, werden verschiedene Legierungselemente als Alternative zu Blei vorgeschlagen.

Aus einer Vielzahl von Druckschriften ist bekannt, Wismut (Bi) als Alternative zu Blei zu verwenden, um die Zerspanbarkeit zu verbessern. Um das Problem der Filmbildung von Bi entlang der Korngrenzen und damit einhergehender Spannungsriss- und Warmrissanfälligkeit zu mildern, wird das Zulegieren weiterer Elemente vorgeschlagen. Hierzu wird insbesondere auf die Druckschriften KR 10 0 555 854 B1 , KR 10 2006 096 877 A, JP 2005 290 475 A, JP 2014 122 427 A und JP 2006 083443 A verwiesen. Trotzdem ist Bi unerwünscht, da es zum einen ein wenig verfügbares, nur begrenzt vorhandenes Metall ist und zum anderen innerhalb der Stoffkreisläufe der Kupferwerkstoffe zu Warmbrüchigkeit führt.

Des Weiteren sind aus der Druckschrift EP 2 194 150 B1 Kupfer-Zink-Legierungen bekannt, die 0,1 bis 1 ,5 Gew.-% Si, 0,03 bis 0,4 Gew.-% AI, 0,01 bis 0,36 Gew.-% P, 0,05 bis 0,5 Gew.-% Sn und 0,001 bis 0,05 Gew.-% Seltene Erden enthalten. Die Legierungen sind aufgrund der Ausbildung eines a-, ß- und eventuell y- Gefüges gut zerspanbar. Durch den Al-Anteil bilden sich Al-Phosphide, die unerwünscht sind. Die y-Phase und Al-Phosphide verbessern zwar die Spanbildung, verschlechtern aber die Standzeit des Werkzeugs. Außerdem führt der Anteil von Seltenen Erden vermutlich zu einer Versprödung des Gefüges. Die Legierungen werden für Gussteile und Warmpressteile verwendet.

Der Ersatz von Blei durch Phosphor, welcher in der Legierung spröde Phosphide bildet, wird ferner in der Druckschrift EP 3 992 321 A1 für eine Gusslegierung mit Cu von 58,5 bis 65,0 Gew.-%, Si von 0,40 bis 1 ,40 Gew.-%, P von 0,003 bis 0,19 Gew.-%, Pb von 0,002 bis 0,25 Gew.-%, Rest Zink sowie weiteren optionalen Elementen beschrieben. Der Zusatz von 0,003 bis 0,19 Gew.-% P zur Bildung von Phosphiden und von 0,4 bis 1 ,4 Gew.-% Si zur Aufhärtung der a- und ß-Kristallite führt hier zu einem gut zerspanbaren Gusswerkstoff.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen Gusswerkstoff aus einer Kupfer- Zink-Legierung bereitzustellen, der eine hervorragende Zerspanbarkeit, gute mechanische Eigenschaften, eine kleine Korngröße und damit eine gute Polierbarkeit, eine geringe Neigung zu Lunkern und einen möglichst geringen Gehalt an ökologisch bedenklichen Legierungsbestandteilen aufweist. Des Weiteren liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung eines Gussprodukts sowie ein Gussteil anzugeben.

Die Erfindung wird bezüglich eines Gusswerkstoffs aus einer Kupfer-Zink- Legierung durch die Merkmale des Anspruchs 1 und bezüglich eines Herstellverfahrens durch die Merkmale des Anspruchs 7 wiedergegeben. Die weiteren rückbezogenen Ansprüche betreffen vorteilhafte Aus- und Weiterbildungen der Erfindung. Die Erfindung betrifft einen Gusswerkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung mit folgender Zusammensetzung in Gewichts-%:

Cu: 58,0 bis 66,0 %,

Si: 0,15 bis 1 ,2 %,

P: 0,20 bis 0,38 %,

Sn: optional bis zu 0,5 %,

AI: optional bis zu 0,05 %,

Fe: optional bis zu 0,3 %,

Ni: optional bis zu 0,3 %,

Pb: optional bis zu 0,25 %, bevorzugt bis zu 0,10 %,

Bi: optional bis zu 0,1 %,

Te, Se, In optional jeweils bis zu 0,1 %, B: optional bis zu 0,01 %,

Rest Zn und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei der Anteil an unvermeidbaren Verunreinigungen weniger als 0,2 Gew.-% beträgt. Die Legierung weist ein Gefüge aus a-Phase, ß-Phase und Phosphid- Partikeln auf. Die Phosphid-Partikel enthalten oder sind bevorzugt kupfer- und/oder zinkhaltige Phosphide. Der Anteil der ß-Phase an der Summe aus a-Phase und ß-Phase beträgt mindestens 20 Vol.-%, bevorzugt mindestens 40 Vol.-%, und höchstens 70 Vol.- %, bevorzugt höchstens 60 Vol.-%. Silicium ist sowohl in der a-Phase als auch in der ß-Phase vorhanden. In einer Fläche von 21000 pm ² sind 20 bis 300 Phosphid-Partikel mit einem äquivalenten Durchmesser von 0,5 bis 1 pm, 30 bis 120 Phosphid-Partikel mit einem äquivalenten Durchmesser von 1 bis 2 pm und 20 bis 100 Phosphid-Partikel mit einem äquivalenten Durchmesser von 2 bis 5 pm vorhanden. Der Volumenanteil der ß-Phase sowie die Anteile von Si und P sind so gewählt, dass die Legierung die Bedingung

92, 7249-0, 473254 [Beta]-80,6378 [Si]-142,65 [P]+279,309 [Si] [P] < 40 erfüllt, wobei [Beta] den Anteil der ß-Phase in Vol.-%, [Si] den Anteil von Silicium in Gewichts-% und [P] den Anteil von Phosphor in Gewichts-% bezeichnet.

Die Erfindung geht dabei von der Überlegung aus, die Anteile von Pb in der Kupfer-Zink-Legierung möglichst weit zu reduzieren, ohne die Zerspanbarkeit des Werkstoffs zu verschlechtern. Zu diesem Zweck werden der Legierung gezielt Si und P zulegiert und der Volumenanteil der ß-Phase so eingestellt, dass sich einerseits günstige Zerspanungseigenschaften ergeben und andererseits das Gussgefüge der ursprünglichen Grundmatrix aus ß-Phase gefeint wird. Darüber hinaus wird die Prozessführung beim Gießen so gewählt, dass die gewünschten Eigenschaften resultieren.

Eine kleine ß-Korngröße ist vorteilhaft für eine gute Polierbarkeit. Deshalb muss die ß-Phase im Gusszustand feinkörnig vorliegen. Überraschend hat sich gezeigt, dass mit zunehmendem P-Gehalt eine deutliche Kornfeinung des Gussgefüges der ursprünglichen Grundmatrix aus ß-Phase eintritt. Um eine ausreichende Kornfeinung des Gussgefüges zu erzielen, ist die Zugabe von mindestens 0,20 Gew.-% P notwendig. Dies ist ähnlich zur Wirkung von 1 bis 3 Gew.-% Pb auf die Kornfeinung von a-ß-Messing. Bei der Primärkristallisation der ß-Kristallite reichert sich die Restschmelze mit P an und führt dadurch zu einer Unterteilung und damit zu einer Kornfeinung der ß-Phase. Bei der Erstarrung bildet sich ein Eutektikum aus Phosphid und ß-Phase. Zusätzlich zur Kornfeinung der Grundmatrix aus ß-Phase wird eine Kornfeinung der a-Kristall ite beobachtet.

Bei einem P-Anteil von mindestens 0,20 Gew.-% sind im Gusswerkstoff Phosphid- Partikel sowohl in der a-Phase als auch in der ß-Phase vorhanden. Bevorzugt enthält die Legierung mindestens 0,22 Gew.-% P. Bei einem P-Gehalt von mehr als 0,38 Gew.-% bilden sich im Gusszustand grobe Phosphide, indem einzelne Phosphide koagulieren und lange netzwerkartige Formen bilden. Diese groben Phosphide benetzen die Korngrenzen und vermindern die Duktilität. Für den Einsatz als mechanische Komponenten, beispielsweise als Trinkwasserventile oder Verbindungen, braucht das Material eine hohe Festigkeit entsprechend einer hohen Härte.

Grobe unerwünschte Phosphide können jedoch auch bei P-Gehalten von unter 0,38 Gew.-% auftreten, wenn beim Gießen der Legierung die Abkühlgeschwindigkeit zu gering ist, wie beispielsweise beim Gießen in eine Standkokille. Die notwendigen hohen Abkühlgeschwindigkeiten werden beispielsweise beim Tammannguss von kleinen 25 x 55 x 160 mm-Blöckchen in eine Stahlkokille erzielt. Auf diese Weise wird erreicht, dass bei einem P-Gehalt von 0,20 bis 0,38 Gew.-% die Phosphid-Partikel bereits im Gusszustand globular und fein verteilt im Gefüge vorliegen. Diese wirken beim Zerspanen als Trennstellen und begünstigen den Spanbruch. Um die Phosphid-Partikel geeignet einzustellen, muss in einem Temperaturbereich von 550 °C bis 350 °C die Abkühlgeschwindigkeit bei der Erstarrung mindestens 20 °C pro Minute (°C/min), bevorzugt mindestens 30 °C pro Minute, und höchstens 60 °C pro Minute, bevorzugt höchstens 50 °C pro Minute betragen. Die Verteilung der Phosphide und die Korngröße der ß-Phase werden deshalb nicht nur durch die chemische Zusammensetzung der Legierung bestimmt, sondern auch durch die Bedingungen beim Gießen. Die Charakteristik der Phosphide im Gusszustand ist somit wie ein Fingerabdruck, den die besondere Prozessführung auf dem Produkt hinterlässt. Die Verteilung der Phosphide im Gusszustand kann wie folgt charakterisiert werden: In einer Fläche von 21000 pm ² sind 20 bis 300 Phosphid-Partikel mit einem äquivalenten Durchmesser 0,5 bis 1 pm, 30 bis 120 Phosphid-Partikel mit einem äquivalenten Durchmesser 1 bis 2 pm und 20 bis 100 Phosphid-Partikel mit einem äquivalenten Durchmesser von 2 bis 5 pm vorhanden. Unter dem äquivalenten Durchmesser eines Phosphid-Partikels wird der Durchmesser eines zum Phosphid-Partikel flächengleichen Kreises verstanden. Der überwiegende Teil der Phosphid-Partikel mit einem äquivalenten Durchmesser von mindestens 0,5 pm hat einen äquivalenten Durchmesser von höchstens 2 pm. Die Legierung ist bei Beachtung der Abkühlbedingungen auch für Strangguss und Formguss, beispielsweise in Form von Sandguss oder Kokillenguss, geeignet.

Für die Zerspanbarkeit des Werkstoffs sind spröde Gefügebestandteile vorteilhaft, die beim Zerspanen als Trennstellen wirken und somit den Spanbruch unterstützen. Die ß-Phase ist spröde und begünstigt die Zerspanbarkeit. Eine Steigerung des Anteils von ß-Phase kann durch eine Erhöhung des Zn-Gehalts und/oder durch Zulegieren von Silicium erreicht werden, denn Silicium stabilisiert die ß-Phase. Für eine gute Zerspanbarkeit hat es sich zudem als vorteilhaft erwiesen, wenn die Duktilität der a-Phase reduziert wird. Dies gelingt durch das Zulegieren und Einlagern von Silicium in die a-Phase sowie durch fein verteilte Phosphide in der a-Phase. Deshalb muss der Si-Anteil in der Legierung mindestens 0,15 Gew.-% betragen. Die vorstehend beschriebenen Phosphid- Partikel stellen Partikel dar, die beim Zerspanen als Trennstellen wirken und den Spanbruch begünstigen. Ein P-Anteil von mindestens 0,20 Gew.-% verbessert nicht nur die Zerspanbarkeit, sondern verfeinert insbesondere das Korn. Ferner wirkt sich ein geringer optionaler Anteil von Pb vorteilhaft auf die Zerspanbarkeit aus.

Die Zerspanbarkeit des Werkstoffs wird folglich durch die kombinierte Auswahl der Parameter ß-Phase, Si und P und einem optional vorhandenen, geringen Anteil von Pb bestimmt. Bei dem vorgeschlagenen Gusswerkstoff aus einer Kupfer-Zink- Legierung beträgt der Anteil der ß-Phase an der Summe aus a-Phase und ß- Phase mindestens 20 Vol.-%, bevorzugt mindestens 35 Vol.-%, besonders bevorzugt mindestens 40 Vol.-%. Ein hoher Anteil der ß-Phase wirkt sich negativ auf die Duktilität aus. Deshalb beträgt der Anteil der ß-Phase höchstens 70 VoL-%, bevorzugt höchstens 60 Vol.-%. Der Si-Gehalt der Legierung beträgt 0,15 bis 1 ,2 Gew.-%, der P-Gehalt 0,20 bis 0,38 Gew.-%. Ferner können bis zu 0,25 Gew.-% Pb, bevorzugt bis maximal 0,10 Gew.-% Pb hinzutreten. Dabei sind der Anteil der ß-Phase sowie die Anteile von Si und P so gewählt, dass die Legierung die Bedingung

92, 7249-0, 473254 [Beta]-80, 6378 [Si]-142, 65 [P]+279, 309 [Si] [P] < 40 erfüllt, wobei [Beta] den Anteil der ß-Phase in Vol.-%, [Si] den Anteil von Silicium in Gewichts-% und [P] den Anteil von Phosphor in Gewichts-% bezeichnet. Diese Relation beschreibt quantitativ den Einfluss der Parameter ß-Phase, Si und P auf die Zerspanungseigenschaften der Legierung sowie die Wechselwirkung dieser Parameter untereinander. So kann beispielsweise ein geringer Anteil an ß-Phase durch einen höheren Anteil an Silicium und/oder Phosphor im Rahmen der Spezifikation der Zusammensetzung der Legierung ausgeglichen werden und umgekehrt.

Der Cu-Gehalt der Legierung beträgt 58,0 bis 66,0 Gew.-%. Bei einem Cu-Anteil von weniger als 58,0 Gew.-% ist die Duktilität der Legierung zu gering. Bei einem Cu-Anteil von mehr als 66,0 Gew.-% ist der Zink-Anteil in der Legierung zu gering, um eine gute Zerspanbarkeit zu erreichen.

Ferner kann die Zusammensetzung der Legierung bevorzugt so gewählt werden, dass das Verhältnis Si/P mindestens 0,6, besonders bevorzugt mindestens 0,9 beträgt. In einer weiteren bevorzugten Ausführungsform kann die Zusammensetzung der Legierung so gewählt werden, dass die Summe aus Si und P mindestens 0,58 Gew.-%, besonders bevorzugt mindestens 0,64 Gew.-% beträgt. Beide vorstehend genannten Maßnahmen tragen sowohl unabhängig voneinander als auch in Kombination zum Erfüllen der vorstehend beschriebenen Relation und somit zum Erreichen günstiger Zerspanungseigenschaften bei. Die optionalen Elemente Sn und AI unterstützen die Bildung der ß-Phase. Bei einem Sn-Anteil von mehr als 0,5 Gew.-% können sich weitere zinnhaltige Phasen bilden, die sich negativ auf die Eigenschaften der Legierung auswirken können. Bevorzugt sollte der Anteil von Zinn höchstens 0,3 Gew.-%, besonders bevorzugt höchstens 0,2 Gew.-%, betragen. Ferner bildet Aluminium mit Phosphor Aluminium-Phosphide. Diese sind jedoch unerwünscht, weshalb der Al-Anteil 0,05 Gew.-% nicht überschreiten sollte.

Eisen führt zu einer Kornfeinung des Gefüges. Ferner bildet Eisen harte Phosphide und Silizide, die sich bei der Zerspanung nachteilhaft auf die Standzeit der Werkzeuge und die Polierbarkeit auswirken. Deshalb darf der Anteil von Eisen höchstens 0,3 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,1 Gew.-% betragen.

Nickel unterstützt die Bildung der a-Phase. Ferner bildet Nickel Phosphide, die keinen vorteilhaften Einfluss auf die Zerspanbarkeit haben. Deshalb darf der Anteil von Nickel höchstens 0,3 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,1 Gew.-% betragen.

Das Element Bi ist als Verunreinigung in Sekundärrohstoffen, wie beispielsweise Schrott, vorhanden. Es kann die Zerspanbarkeit der Legierung verbessern. In Mengen bis maximal 0,1 Gew.-% hat Bi keinen negativen Einfluss auf die Legierung. Deshalb werden bis zu 0,1 Gew.-% Bi in der Legierung toleriert. Bevorzugt beträgt der Anteil an Bi weniger als 0,015 Gew.-%.

Die Elemente Te, Se und In können sich vorteilhaft auf die Zerspanbarkeit der Legierung auswirken. In Mengen bis jeweils maximal 0,1 Gew.-% haben sie keinen negativen Einfluss auf die Legierung. Deshalb werden jeweils bis zu 0,1 Gew.-% von Te, Se und In in der Legierung toleriert. Ein optionaler Anteil von bis zu 0,01 Gew.-% Bor trägt zur Kornfeinung bei.

Der Rest der Legierungszusammensetzung besteht aus Zink und unvermeidbaren Verunreinigungen. Um unkontrollierbare Einflüsse der Verunreinigungen auf die Eigenschaften der Legierung zu vermeiden, beträgt der Anteil dieser Verunreinigungen maximal 0,2 Gew.-%. Bevorzugt sollten insbesondere die Anteile an Mn und Mg jeweils höchstens 0,1 Gew.-%, besonders bevorzugt jeweils höchstens 0,05 Gew.-% betragen, weil diese Elemente Phosphide bilden können, die in Konkurrenz zu den kupfer- und/oder zinkhaltigen Phosphiden treten können.

In bevorzugter Ausgestaltung der Erfindung kann der Pb-Anteil in der Legierung mindestens 0,02 Gew.-% betragen. Bereits ein so geringer Anteil von Pb verbessert die Zerspanungseigenschaften.

Vorteilhafterweise kann das Verhältnis der Gewichtsanteile von P und der Summe aus Fe und Ni mehr als 2,0 betragen, also P/(Fe+Ni) > 2,0. Hierdurch wird erreicht, dass vorwiegend die für die Zerspanungseigenschaften günstigen kupfer- und/oder zinkhaltigen Phosphide gebildet werden. Die Bildung von Eisenphosphiden oder Nickelphosphiden wird unterdrückt.

Besonders vorteilhaft kann es sein, dass die Anteile von Fe und Ni in Summe höchstens 0,1 Gew.-% betragen. Auch durch diese Einschränkung wird die Bildung von Eisenphosphiden und Nickelphosphiden gegenüber der Bildung von kupfer- und/oder zinkhaltigen Phosphiden gehemmt.

Bei einer besonders vorteilhaften Ausführungsform der Erfindung kann der P-Anteil mindestens 0,26 Gew.-% und höchstens 0,33 Gew.-% betragen. Wenn der P-Anteil mindestens 0,26 Gew.-% beträgt, werden ausreichend viele Phosphid-Partikel gebildet, um ein besonders feines Korn und eine sehr gute Zerspanbarkeit zu erreichen.

Im Rahmen einer vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung kann der Si-Anteil mindestens 0,50 Gew.-% und höchstens 1 ,0 Gew.-% betragen. Ein Gusswerkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung mit einem Si-Anteil in diesem Bereich zeichnet sich durch exzellente Zerspanungseigenschaften aus.

Ein weiterer Aspekt der Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Gussprodukts, wobei das Verfahren folgende Schritte umfasst: a) Erschmelzen einer Kupfer-Zink-Legierung mit einer Zusammensetzung wie vorstehend beschrieben, b) Gießen eines Gussprodukts mit anschließendem Abkühlen des Gussprodukts, wobei in einem Temperaturbereich von 550 bis 350 °C die Abkühlgeschwindigkeit mindestens 20 °C pro Minute und höchstens 60 °C pro Minute beträgt.

Mit dem Verfahren kann ein Gussprodukt aus einem vorstehend beschriebenen Gusswerkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung hergestellt werden. Zum Erschmelzen der Legierung können Cu-Kathoden, Zn-Blöcke, Messing-Schrotte, Cu-P-Vorlegierungen und Cu-Si-Vorlegierungen verwendet werden. Das Erschmelzen erfolgt bevorzugt in einem Induktionsofen. Anschließend wird die Schmelze zu einem Gussprodukt abgegossen. Das Gussprodukt wird abgekühlt, wobei in einem Temperaturbereich von 550 °C bis 350 °C die Abkühlgeschwindigkeit mindestens 20 °C pro Minute, bevorzugt mindestens 30 °C pro Minute, und höchstens 60 °C pro Minute, bevorzugt höchstens 50 °C pro Minute beträgt. Durch die definierte Abkühlung wird ein günstiges Verhältnis der Volumenanteile der a-Phase und der ß-Phase zueinander und eine günstige Partikelverteilung von kupfer- und/oder zinkhaltigen Phosphiden im Gusswerkstoff des Gussprodukts eingestellt. Hinsichtlich weiterer technischer Merkmale und Vorteile des erfindungsgemäßen Verfahrens wird hiermit explizit auf die Erläuterungen im Zusammenhang mit dem erfindungsgemäßen Gusswerkstoff aus einer Kupfer-Zink-Legierung sowie auf die Ausführungsbeispiele verwiesen.

Ein weiterer Aspekt der Erfindung betrifft ein Gussteil aus einem vorstehend beschriebenen Gusswerkstoff. Ein Gussteil bezeichnet ein Produkt, dessen Werkstoff nach dem Gießen und Abkühlen nicht mehr umgeformt wurde. Die Herstellung eines Gussteils geht von einem Gussprodukt aus, welches nach dem vorstehend beschriebenen Verfahren erschmolzen und gegossen wird. Zur Formgebung wird das Gussprodukt spanend bearbeitet. Ferner kann zumindest ein Teil der Oberfläche poliert werden. Optional kann das Gussteil ganz oder teilweise beschichtet werden. Das Gussteil wird also durch Zerspanung und optionale weitere Bearbeitungsschritte aus einem vorstehend beschriebenen Gusswerkstoff beziehungsweise Gussprodukt hergestellt. Ein solches Gussteil kann beispielsweise ein Verbinder, ein T-Stück, ein Teil eines Ventils, eines Wasserhahns oder einer Wasseruhr sein.

Die Erfindung wird anhand von Ausführungsbeispielen und Vergleichsbeispielen näher erläutert.

Die Proben Nr. 1 bis Nr. 12 wurden in einem Induktionsofen erschmolzen und anschließend in Kokillen zu kleinen Blöcken abgegossen. Die Abkühlgeschwindigkeit bei der Erstarrung betrug 36 °C pro Minute (°C/min) im Temperaturbereich von 550 °C bis 350 °C. Die Zusammensetzung der Proben ist in Tabelle 1 dokumentiert. Probe Nr. 5 repräsentiert die bleihaltige Referenzlegierung CuZn39Pb1AI-B. Von den gegossenen Blöcken wurden Querscheiben entnommen und an diesen die Mikrostruktur mittels Lichtmikroskop untersucht. Die angegebenen Volumen- Anteile der a-Phase und der ß-Phase sind auf die Summe aus a-Phase und ß-Phase normiert. Die Härte HV wurde bestimmt. Die elektrische Leitfähigkeit wurde mittels Wirbelstromverfahrens über einen Taster bestimmt.

Die Korngröße der ß-Körner wurde in Anlehnung an EN ISO 2624 bestimmt. Hierbei wurden Linienschnitte in Breitenrichtung der Querscheiben (als „vertikal“ bezeichnet) gelegt und die Anzahl der geschnittenen ß-Körner entlang der Linienschnitte bestimmt. Die mittlere Linienschnittlänge in Breitenrichtung entspricht dem mittleren ß-Korndurchmesser in Breitenrichtung. Analog dazu wurden Linienschnitte in Dickenrichtung der Querscheiben (als „horizontal“ bezeichnet) gelegt und die Anzahl der geschnittenen ß-Körner entlang dieser Linienschnitte bestimmt. Die mittlere Linienschnittlänge in Dickenrichtung entspricht dem mittleren ß-Korndurchmesser in Dickenrichtung.

Für die quantitative Bestimmung der Größenverteilung der Phosphid-Partikel wurden die lichtmikroskopischen Bilder der ungeätzten Proben verwendet. Es wurden Bildausschnitte der Abmessung 167 pm x 126 pm (entsprechend einer Fläche von 21000 pm ² ) gewählt und diese in 1000-facher Vergrößerung mittels der Software ImageJ ausgewertet. Auf diese Weise war es möglich, einzelne Partikel zu erkennen und deren äquivalenten Durchmesser und deren Fläche zu bestimmen. Die Phosphid-Partikel wurden anhand ihres äquivalenten Durchmessers in die Kategorien 0,5 bis 1 pm, 1 bis 2 pm, 2 bis 5 pm und - falls vorhanden - größer 5 pm eingeteilt.

Die Zerspanbarkeit wurde mittels eines Hobelversuches bestimmt. Hierbei wurde eine Wendeschneidplatte mit einer Kontur verwendet, die den Spanbruch begünstigt. Die Spanungstiefe betrug 125 pm und die Hobelgeschwindigkeit - I4

86 m/min. Während des Hobelvorgangs wurde das Biegemoment, das auf das Werkzeug wirkt, gemessen und daraus der Mittelwert des Biegemoments bestimmt. Die entstandenen Späne wurden optisch bewertet und bezüglich der Spanform kategorisiert. Der Spanform wurde eine Spanform-Zahl gemäß folgender Auflistung zugeordnet:

Die Spanform-Zahl 1 ,0 entspricht der Referenzlegierung CuZn39Pb1AI-B, die

1 Gew.-% Blei enthält (Probe Nr. 5).

Zur Bewertung der Zerspanbarkeit der Proben wurde das ermittelte Biegemoment beim Hobeln und die Form der Späne herangezogen. Ein mittleres Biegemoment von höchstens 37 Nm sowie Späne, die der Spanform-Zahl 1 ,0 oder 1 ,25 entsprechen, wurden als sehr günstig bewertet.

Die Ergebnisse der Untersuchungen sind in Tabelle 1 dokumentiert. Die Proben Nr. 1 bis Nr. 4 sind erfindungsgemäße Proben. Die Proben Nr. 5 bis Nr. 12 sind Vergleichsproben und sind mit (*) gekennzeichnet.

Ferner wurde versucht, das gemessene mittlere Biegemoment als Funktion des Volumenanteils der ß-Phase sowie der Gewichtsanteile von Si und P zu parametrisieren. Der so ermittelte funktionale Zusammenhang kann wie folgt dargestellt werden: f = 92, 7249-0, 473254 [Beta]-80, 6378 [Si]-142,65 [P]+279,309-[Si] [P], wobei f näherungsweise das gemessene Biegemoment in Nm quantifiziert und wobei [Beta] den Anteil der ß-Phase in Vol.-%, [Si] den Anteil von Silicium in Gewichts-% und [P] den Anteil von Phosphor in Gewichts-% bezeichnet. Der gemäß dieser Formel berechnete Wert von f ist in der letzten Spalte der Tabelle 1 dokumentiert. Ein Vergleich dieses Werts f mit dem gemessenen Biegemoment zeigt (mit Ausnahme der beiden sehr schlecht zerspanbaren Proben Nr. 6 und Nr. 7) eine sehr gute Übereinstimmung zwischen den beiden Größen. Die erfindungsgemäßen Proben Nr. 1 bis Nr. 4, die alle ein gemessenes Biegemoment von weniger als 37 Nm aufweisen, sind dadurch charakterisiert, dass der Wert von f weniger als 40 beträgt.

Tabelle 1 : Zusammensetzung und strukturelle Eigenschaften der Proben

Tabelle 1 (Fortsetzung): Zusammensetzung und technologische Eigenschaften der Proben

Die Proben Nr. 1 bis Nr. 4 sind erfindungsgemäße Proben. Der Volumenanteil der ß-Phase beträgt mindestens 38 % und höchstens 57 %. Die ß-Korngröße beträgt in Breitenrichtung („vertikal“) maximal 645 pm und in Dickenrichtung („horizontal“) maximal 781 pm. Das Verhältnis von ß-Korngröße in Dickenrichtung zu ß-Korngröße in Breitenrichtung beträgt maximal 1 ,21. Die Körner weisen somit eine Topologie ohne Vorzugsrichtung auf und werden als globular bewertet. Die Härte beträgt mindestens 110 HV10. Das gemessene Biegemoment beträgt maximal 36,5 Nm. Die Form der Späne entspricht bei allen Proben der Spanformzahl 1 ,25. Die Form der Späne ist somit sehr günstig.

Die Proben Nr. 5 bis Nr. 12 sind Vergleichsproben. Die Referenz-Probe Nr. 5 enthält 1 ,1 Gew.-% Blei und ist durch eine sehr kleine Korngröße, ein sehr geringes Biegemoment und eine gute Spanform charakterisiert. Proben Nr. 6 und Nr. 7 enthalten neben Kupfer und Zink nur sehr geringe Mengen an Silicium und Phosphor. Bei beiden Proben ist die ß-Korngröße sehr groß, das beim Zerspanen gemessene Biegemoment hoch und die Spanform schlecht.

Die Proben Nr. 8 bis Nr. 11 enthalten jeweils ungefähr 0,55 Gew.-% Silicium. Die Proben Nr. 8 und Nr. 10 enthalten kein beziehungsweise nur sehr wenig Phosphor, während die Proben Nr. 9 und Nr. 11 Phosphor in einer Menge von 0,126 Gew.-% beziehungsweise 0,067 Gew.-% enthalten. Bei den Proben Nr. 10 und Nr. 11 liegt der Zink-Anteil um etwas mehr als 1 Gew.-% über dem Zink-Anteil der Proben Nr. 8 und Nr. 9. Der größere Zink-Anteil führt zu einem größeren Volumenanteil der ß-Phase. Der Vergleich der Proben Nr. 8 und Nr. 10 mit den Proben Nr. 6 und Nr. 7 zeigt, dass durch das Zulegieren von ungefähr 0,55 Gew.-% Silicium das beim Zerspanen wirkende Biegemoment infolge der Aufhärtung der a-Phase und der ß-Phase deutlich reduziert wird. Dabei wird der höhere Volumenanteil der ß-Phase bei den Proben Nr. 6 und Nr. 7 durch den Silicium-Anteil bei den Proben Nr. 8 und Nr. 10 mehr als kompensiert. Ferner nimmt das Biegemoment auch mit steigendem P-Anteil ab. Die Spanform ist bei den Proben Nr. 8 bis Nr. 11 günstig.

Die ß-Korngröße ist bei den Proben Nr. 8 bis Nr. 11 geringer als bei den Proben Nr. 6 und Nr. 7. Die ß-Korngröße nimmt mit steigendem P-Anteil tendenziell ab. Andererseits weisen die Proben Nr. 8 bis Nr. 11 eine ß-Korngröße auf, die größer als die ß-Korngröße der Proben Nr. 1 bis Nr. 4 ist. Insbesondere ist bei den Proben Nr. 8 bis Nr. 11 die horizontale ß-Korngröße um mehr als einen Faktor 1 ,25, meist sogar um mehr als einen Faktor 2,5 größer als die vertikale ß-Korngröße, während bei den Proben Nr. 1 bis Nr. 4 die horizontale ß-Korngröße höchstens um einen Faktor 1 ,25 größer ist als die vertikale ß-Korngröße.

Die Probe Nr. 12 zeigt, bedingt durch den Phosphorgehalt von 0,276 Gew.-%, ein globulares ß-Korn mit einer vertikalen ß-Korngröße von 605 pm und einer horizontalen ß-Korngröße von 856 pm. Allerdings weist die Probe Nr. 12 einen Volumenanteil der ß-Phase von lediglich 22 % und einen niedrigen Si-Anteil von 0,277 Gew.-% auf, wodurch das beim Zerspanen wirkende Biegemoment erhöht ist und die Bedingung

92, 7249-0, 473254 [Beta]-80,6378 [Si]-142,65 [P]+279,309 [Si] [P] < 40 nicht erfüllt ist: Der aus Si-Anteil, P-Anteil und dem Volumenanteil der ß-Phase berechnete Wert von f beträgt 42,0 und stimmt somit gut mit dem gemessenen Biegemoment vom 42,5 Nm überein. Der Vergleich der Probe Nr. 12 mit der Probe Nr. 4, die eine ähnliche Zusammensetzung aufweist, zeigt, dass ein geringer Si-Gehalt durch einen höheren Zn-Gehalt kompensiert werden muss, damit der Gusswerkstoff einen ausreichenden Volumenanteil an ß-Phase und somit günstige Zerspanungseigenschaften aufweist. Es ist also notwendig, die Legierungszusammensetzung und die Prozessführung so zu wählen, dass im Zusammenspiel dieser Größen und Parameter die vorstehend genannte Bedingung erfüllt ist. Es ist nicht ausreichend, die genannten Größen und Parameter jeweils nur einzeln zu betrachten.

Die Proben Nr. 1 bis Nr. 4 zeichnen sich durch Körner mit einer Topologie ohne Vorzugsrichtung, also durch globulare Körner, und mit einer ß-Korngröße von maximal 800 pm aus, während bei den Proben Nr. 8 bis Nr. 11 die ß-Korngröße grundsätzlich größer ist. Darüber hinaus ist bei den Proben Nr. 8, Nr. 10 und Nr. 11 die ß-Korngröße in Dickenrichtung („horizontal“) deutlich größer als in Breitenrichtung („vertikal“). Deshalb wird die Kornausbildung bei den Proben Nr. 8, Nr. 10 und Nr. 11 wie bei den Proben Nr. 6 und Nr. 7 als stängelig bezeichnet und als ungünstig bewertet. Ursache für die günstige Topologie und Größe der Körner bei den Proben Nr. 1 bis Nr. 4 ist der Phosphor-Anteil von mindestens 0,24 Gew.-% in Kombination mit der speziell gewählten Abkühlgeschwindigkeit im Temperaturbereich zwischen 550 °C und 350 °C beim Erstarren nach dem Gießen. Die günstige Topologie und Größe der Körner bei den Proben Nr. 1 bis Nr. 4 hat zum einen eine gute Formfüllung beim Gießen und zum anderen eine gute Polierbarkeit dieser Proben zur Folge.