含锡的铜合金，其制造方法及其用途与流程

由于锡合金组分，铜锡合金具有高强度和硬度的特性。此外，铜锡合金被认为是耐腐蚀和耐海水的。该组材料具有高耐磨料磨损性。此外，铜锡合金确保了优良的滑动性能和高疲劳持久极限，这导致通常发动机和车辆结构以及机械工程中的滑动元件和滑动表面的极好适用性。经常将增加量的铅添加到滑动轴承应用的铜锡合金，用于改进试运转性能和可加工性。铜锡合金在电子和通讯行业中具有广泛的应用。它们具有常常足够的导电性，以及良好到非常良好的弹簧属性。弹簧属性的调节需要材料的优良冷成形性。在音乐行业中，打击乐器优选地由铜锡合金制成，由于它们异常的声音属性。这些铙钹的制造需要非常良好的材料热成形性。特别地具有按重量计8％和20％的锡的两类铜锡合金具有广泛的用途。在第一制造步骤，铸造中，铜锡材料由于其广泛的凝固间隔，具有吸收气体(随后形成孔隙)以及显示偏析现象的特别高倾向。可仅通过铸造过程之后的均质化退火操作将富锡偏析消除到有限程度。随着锡含量的增加，铜锡合金形成孔隙和偏析的倾向增加。元素磷被添加到铜锡合金以充分地还原熔体。然而，磷额外地延长了铜锡合金的凝固间隔，这导致该材料组中孔隙和偏析的倾向性增加。为此，对于铜锡合金的初始成形以及喷射压实的工艺，文献de4126079c2和de19756815c2有利于薄带铸造。以这种方式，通过精确调节熔体的凝固速率，可以制造一种具有用于随后热成形操作的精细和均质化地分布的富锡δ相的低偏析预制件。文献de581507a给出了一种原理上关于如何使得具有按重量计14％到32％的锡的纯铜锡合金以及具有按重量计10％到32％的锡的存在锡和铜的合金热成形的指示。所提出的是将合金加热到820℃到970℃，随后非常缓慢地冷却到520℃。该冷却的持续时间应为至少5小时。在正常冷却速率下冷却到室温之后，可以在720℃到920℃下热成形该材料。文献de704398a描述了一种用于由包含按重量计6％到14％的锡、按重量计0.1％以上的磷的铜锡合金制造成形零件的方法，优选地按重量计0.2％到0.4％的磷，其可由硅、硼或铍代替。优选地，铜锡合金包含按重量计约91.2％的铜，按重量计约8.5％的锡以及约0.3％的磷。在通过冷成形或热成形的最终处理之前，铸件在700℃以下的温度下相应地均质化，直到富含锡和磷的类低共熔体溶解。在文献us2,128,955a和de2536166a1中突出了用于形成精细晶粒显微结构的结晶晶种对于含锡的铜合金的热成形性的重要性，所述精细晶粒显微结构具有低比例的富锡偏析。磷化合物构成结晶晶种，这实现了铸造结构的回火，并使低熔点铜磷或铜磷锡相的形成降低到最小程度。据说这在热成形性方面给出了明显改进。由于现代发动机、机器、设施和集合体中升高的操作温度和压力，出现对单独系统元件损伤的广泛种类的不同机理。因此，从材料和结构的角度，特别地对于滑动元件和插头连接器的设计，存在更大的必要性考虑滑动磨损的类型，还要考虑由振荡摩擦磨损的损伤机理。术语中也称为微动磨损的振荡摩擦磨损，是一种在振荡接触面之间发生的摩擦磨损。除了组件的几何形状和/或体积磨损之外，与周围介质的反应也导致摩擦腐蚀。对材料的损伤可明显地降低磨损区域的局部强度，特别地疲劳强度。疲劳裂纹可从损伤的组件表面行进，并且这些导致疲劳断裂/疲劳失效。在摩擦腐蚀下，组件的疲劳强度可大大地下降到材料的疲劳指数以下。在某种意义上，振荡摩擦磨损在其机理上明显地不同于运动的滑动磨损的类型。更具体地，对于振荡摩擦磨损，腐蚀的影响特别地明显。文献de102012105089a1描述了由滑动轴承的振荡摩擦磨损造成的损伤的后果。将滑动轴承压入到轴承座内的操作在滑动轴承上产生了高应力，其通过热膨胀以及通过现代发动机中的动态轴载荷进一步增加。由于应力过度增加而产生的滑动轴承几何形状的变化使得滑动轴承相对于轴承座能够微小运动。在轴承与轴承座之间接触面的低振荡宽度的周期性相对运动导致滑动轴承的衬垫的振荡摩擦磨损/摩擦腐蚀/微动磨损。结果是裂纹的开始以及最终滑动轴承的摩擦疲劳失效。在诸多发动机和机器中，电插头连接器经常设置在它们受到机械振动振荡的环境中。如果一种连接装置的诸多元件存在于由于机械应力而进行彼此相对运动的不同组件中，结果可以是这些连接元件的相应相对运动。这些相对运动导致振荡摩擦磨损以及导致插头连接器的接触区域的摩擦腐蚀。微裂纹在该接触区域形成，这极大地减少了插头连接器材料的耐疲劳性。通过疲劳失效的插头连接器失效可以是该结果。此外，由于摩擦腐蚀，存在接触电阻的增加。为了减少这些形式的损伤，文献de102007010266b3提出了通过构造设备使连接到插头连接器的每个导线配备有一种应变消除设备，由此，导线的运动可不再影响插头连接器。文献de3932536c1包含一种方法，通过所述方法可以从材料的角度改进插头连接器的摩擦腐蚀特性。例如，一种包含银、钯或钯/银合金的接触材料已被施加到例如由青铜制成的载体，所述钯/银合金具有按重量计含量20％到50％的锡、铟和/或锑。银和/或钯含量确保了耐腐蚀性。锡、铟和/或锑的氧化物增加了耐磨性。因此，可抵消摩擦腐蚀的后果。因此，一种用于足够耐振荡摩擦磨损/摩擦腐蚀的关键因素是耐磨性、延展性和耐腐蚀性的材料性能的组合。文献de3627282a1描述了金属熔体的结晶机理。如果仅存在少量的结晶晶种或如果仅少量晶种在熔体中形成，其结果是粗大晶粒、高偏析以及经常枝状的凝固显微结构。命名了一种具有按重量计0.1％到25％的钙以及按重量计0.1％到15％的硼的铜合金，其可被添加到铜材料的熔体中用于晶粒细化。以这种方式，结晶器的增加可在铜合金中产生均质化和精细晶粒的凝固显微结构。与例如硼、硅和磷等非金属形成合金实现了降低相对很高的基础熔化温度，这从加工的角度很重要。在ni-si-b和ni-cr-si-b系统的涂层和高温材料中，特别地硼和硅合金元素被认为是导致镍基硬合金的熔化温度明显降低的原因，这可以使用这些作为自发流动的镍基硬合金。通过在合金中添加硼降低基础熔化温度用于铜锡材料，其发现作为堆焊材料的用途。例如，文献us3,392,017a公开了一种合金，其具有按重量计至多0.4％的si，按重量计0.02％到0.5％的b，按重量计0.1％到1％的p，按重量计4％到25％的sn，以及余量的cu。添加硼和按重量计不低于0.1％的非常高含量的磷在这里据说改进了堆焊合金的自发流动性以及衬底表面的润湿性，并且不需要使用额外的助熔剂。这里规定了按重量计0.2％到0.6％的特别高磷含量，以及按重量计0.05％到0.15％的合金的硅含量。这突出了对材料的自发流动性的主要要求。然而，对于该高磷含量，很大地限制了合金的热成形性的可能性。文献de10208635b4描述了扩散钎焊位点中的工艺，其中存在金属间相。通过扩散钎焊，目的是将具有不同热膨胀系数的部件彼此粘结在一起。对于在该钎焊位点上或在钎焊操作本身中的热机械应力，在接口上产生了很大的应力，这可特别地在金属间相的环境中导致裂纹。所提出的一种补救方案是将钎焊组件与引起连接配对件的不同膨胀系数平衡的颗粒混合。例如，由于其有利的热膨胀系数，硼硅酸盐或磷硅酸盐的颗粒可使焊料粘结中的热机械应力最小化。此外，这些颗粒阻碍了已经诱导的裂纹的扩展。公开的说明书de2440010b2突出了元素硼特别地对具有按重量计0.1％到2％的硼和按重量计4％到14％的铁的铸造硅合金的导电性的影响。在该硅基合金中，高熔融的si-b相沉淀析出，其被称为硼化硅。通常存在于由硼含量确定的sib3、sib4、sib6和/或sibn变型中的硼化硅在其性质方面与硅明显地不同。这些硼化硅具有金属特性，并且因此导电。它们具有异常高的热稳定性和氧化稳定性。由于其非常高的硬度及其高耐磨料磨损性，优先与烧结制品一起使用的sib6变型例如用在陶瓷制造和陶瓷加工中。本发明的目的是提供一种在整个锡含量范围内具有优良热成形性的铜锡合金。对于热成形，可以使用一种前体材料，其已被制造并且不绝对地需要通过常规铸造方法的实施喷射压实或薄带铸造。铜锡合金应该不含气孔和收缩孔隙及应力裂纹，并且应该由一种显微结构所表征，其具有根据合金的锡含量而存在的富锡δ相的均质化分布。铜锡合金的铸造状态并不一定需要首先通过合适的退火处理均质化，从而能够建立足够的热成形性。甚至铸造材料应该具有高强度、高硬度和高耐腐蚀性的特性。通过包括退火操作或具有至少一个退火操作的热成形和/或冷成形操作的进一步处理，应该建立一种具有高强度、高硬度、高耐应力松弛性和耐腐蚀性、高导电性，以及具有高度复杂耐磨性的精细晶粒显微结构。关于铜锡合金由根据权利要求1到3任一的特征，关于制造工艺由根据权利要求9到10的特征，以及关于用途由权利要求16到18的特征，描述了本发明。进一步的从属权利要求涉及本发明的有利形式和开发。本发明包括一种高强度含锡的铜合金，其具有优良的热成形性和冷成形性，磨料磨损、粘附磨损和微动磨损的高耐性，以及改进的耐腐蚀性和耐应力松弛性，包含(按重量计％)：4.0％到23.0％sn，0.05％到2.0％si，0.005％到0.6％b，0.001％到0.08％p，存在或不存在至多最大2.0％zn，存在或不存在至多最大0.6％fe，存在或不存在至多最大0.5％mg，存在或不存在至多最大0.25％pb，余量是铜和不可避免的杂质，其中，元素硅和硼的si/b元素含量比在0.3和10之间。此外，本发明包括一种高强度含锡的铜合金，其具有优良的热成形性和冷成形性，磨料磨损、粘附磨损和微动磨损的高耐性，以及改进的耐腐蚀性和耐应力松弛性，包含(按重量计％)：4％到23.0％sn，0.05％到2.0％si，0.005％到0.6％b，0.001％到0.08％p，存在或不存在至多最大2.0％zn，存在或不存在至多最大0.6％fe，存在或不存在至多最大0.5％mg，存在或不存在至多最大0.25％pb，余量是铜和不可避免的杂质，其特征在于，—元素硅和硼的si/b元素含量比在0.3到10之间；—在铸造后，以下显微结构组分存在于合金中：a)按体积计1％到至多98％的富锡δ相，b)按体积计1％到至多20％的含硅和含硼相，c)余量：包括低锡α相的铜固溶体，其中，含硅和含硼相由锡和/或富锡δ相包套；—在铸造中，以硼化硅形式的含硅和含硼相在熔体的凝固/冷却过程中构成均质化结晶的晶种，使得富锡δ相以岛状物和/或网络形式均质化地分布在显微结构中；—以硼硅酸盐和/或硼磷硅酸盐形式的含硅和含硼相，与磷硅酸盐一起，在合金的半成品和组件上起到磨损保护和/或防腐蚀涂层的作用。由于富锡δ相以岛状物形式和/或以网络形式的均质化地分布，该显微结构没有富锡偏析。这类富锡偏析应该理解为是指δ相在铸造显微结构中的积聚，所述积聚采取被称为逆块偏析和/或颗粒边界偏析的形式，其在铸件上的热和/或机械应力下对显微结构造成裂纹形式的可导致断裂的损伤。在铸造后的显微结构仍然没有气孔、收缩孔隙以及应力裂纹。在该变型中，合金处于铸造状态。此外，本发明包括一种高强度含锡的铜合金，其具有优良的热成形性和冷成形性，磨料磨损、粘附磨损和微动磨损的高耐性，以及改进的耐腐蚀性和耐应力松弛性，包含(按重量计％)：4.0％到23.0％sn，0.05％到2.0％si，0.005％到0.6％b，0.001％到0.08％p，存在或不存在至多最大2.0％zn，存在或不存在至多最大0.6％fe，存在或不存在至多最大0.5％mg，存在或不存在至多最大0.25％pb，余量是铜和不可避免的杂质，其特征在于，—元素硅和硼的si/b元素含量比在0.3到10之间；—在通过至少一个退火操作或通过除至少一个退火操作之外的至少一个热成形操作和/或冷成形操作进一步处理该合金之后，以下显微结构组分存在于合金中：a)按体积计至多75％的富锡δ相，b)按体积计至多1％到20％的含硅和含硼相；c)余量：包括低锡α相的铜固溶体，其中含硅和含硼相由锡和/或富锡δ相包套；—以硼化硅形式的含硅和含硼相在合金的进一步处理过程中构成用于显微结构的静态和动态再结晶的晶种，这使得能够建立均质化和精细晶粒的显微结构；—以硼硅酸盐和/或硼磷硅酸盐形式的含硅和含硼相，与磷硅酸盐一起，在合金的半成品和组分上起到磨损保护和/或防腐蚀涂层的作用。优选地，富锡δ相按体积计为至少1％。在进一步处理的状态下，富锡δ相以岛状物和/或网络和/或延伸线的形式均质化地分布在显微结构中。在该变型中，合金处于进一步处理状态。对于合金变型，本发明继续考虑提供一种具有含硅和含硼相的以铸造状态以及以进一步处理状态的含锡的铜合金，其可通过砂型铸造、壳模铸造、精密铸造、实型铸造、加压模铸和永久模铸造工艺或借助连续或半连续股的连铸工艺制造。从加工的角度来看昂贵且不方便的初始成形技术的使用是可能的，但对于制造本发明的含锡的铜合金并非绝对地必要。例如，可以免除喷雾压实的使用。本发明的含锡的铜合金的铸造形式可以在整个锡含量范围上热成形，例如通过热轧、挤压或锻造。因此，很大程度地消除了与加工相关的限制，所述限制在铜锡合金制造的半成品和组件的制造中迄今存在，并导致将该组材料分成铜锡混炼合金和铜锡铸造合金。随合金的锡含量增加，取决于铸造过程，在铸造状态中含锡的铜合金的显微结构的基质包括在另外α相(缺锡)中增加比例的δ相(富锡)。随着本发明合金的锡含量的增加，不仅在显微结构中δ相的比例增加，而且显微结构中δ相的布置形式也存在变化。因此，已经发现的是，在按重量计从4.0％到9.0％的锡含量范围内，δ相均质化地分布在显微结构中，其中按体积计至多40％主要是岛状物形式。如果合金的锡含量在重量计在9.0％和13.0％之间，在显微结构中存在的按体积计至多60％的δ相的岛状物形式被转换成网络形式。该δ网络同样非常均质化地分布在合金的显微结构中。在按重量计从13.0％到17.0％的锡含量范围内，δ相按体积计至多80％几乎完全地以均质化网络的形式存在于显微结构中。对于按重量计17.0％到23.0％的合金的锡含量，以致密网络形式布置在显微结构中的δ相的显微结构的比例为按体积计至多98％。通过硼、硅和磷的组合含量，在本发明合金的熔体中启动了多种操作，与铜锡和铜锡磷合金相比，其关键地改变了其凝固特性。硼、硅和磷元素在熔体中具有还原作用。因此，抵消了含锡的铜合金中锡氧化物的形成。硼和硅的添加可以降低磷的含量，而不降低熔体的还原强度。使用该措施，可以通过添加磷来抑制熔体的充分还原的不利影响。因此，高磷含量将额外地扩展在任何情况下都已经非常大的含锡的铜合金的凝固间隔，这将导致该材料类型产生孔隙和偏析的倾向性增加。此外，该结果会是铜磷相的增加形成。这类相被认为是含锡的铜合金的热脆性的一个原因。通过将本发明合金中的磷含量限制到按重量计0.001％到0.08％的范围，减少了增加磷的不利影响。元素硼和硅在本发明的含锡的铜合金中特别地重要。即使在熔体中，si-b系统的相位也沉淀析出。被命名为硼化硅的这些si-b相可存在于sib3、sib4、sib6和sibn变型中。后者变型中的符号“n”基于硼在硅晶格中具有高溶解度这一事实。采取硼化硅形式的含硅和含硼相在下文中称为硬颗粒。在本发明合金的熔体中，它们在凝固和冷却过程中承担结晶晶种的作用。因此，不再需要用所谓的外来晶种供应该熔体，所述外来晶种在熔体中的均质化地分布仅可被确保到不充分程度。特别地通过元素硼以及用作结晶晶种的硬颗粒的存在而降低基础熔化温度导致明显地减少了本发明合金的凝固间隔的尺寸。因此，根据锡含量，本发明的铸造状态具有非常均质化的显微结构，其中δ相以均质化且致密布置的岛状物形式和/或以均质化致密网络的形式精细地分布。在本发明的铸造显微结构中不能观察到采取所谓的逆块偏析和/或晶界偏析的形式的富锡δ相的积聚。在本发明合金的熔体中，元素硼、硅和磷引起金属氧化物的还原。这些元素本身在这里被氧化并升高到铸件表面，其中，以硼硅酸盐、磷硅酸盐和/或硼磷硅酸盐的形式，它们形成一种保护该铸件免于气体吸收的保护层。已经发现了本发明合金铸件的异常光滑表面，其表示这种保护层的形成。本发明的铸造状态的显微结构在铸件的整个横截面上也没有气孔。本发明的基本概念是关于扩散钎焊中连接配对件的不同热膨胀系数的平衡，应用硼硅酸盐和磷硅酸盐的影响到在铜锡材料的铸造、热成形和热处理中的工艺。这些合金的宽凝固间隔导致在以偏置方式结晶的缺锡和富锡的结构区域之间的很大机械应力，其可导致裂纹和孔隙。此外，由于缺锡和富锡的显微结构组分的不同热成形特性和不同热膨胀系数，在铜锡合金上的热成形和高温退火过程中也会出现这些损伤特征。通过在熔体的凝固过程中作为结晶晶种的硬颗粒的影响，硼、硅和磷向本发明含锡的铜合金的组合添加首先导致均质化的显微结构，所述显微结构具有不同锡含量的显微结构组分的精细分布。除了硬颗粒，在熔体的凝固过程中形成的硼硅酸盐、磷硅酸盐和/或硼磷硅酸盐保证了缺锡和富锡相的热膨胀系数的必要平衡。以这种方式，防止了在具有不同锡含量的相之间孔隙和应力裂纹的形成。替代地，通过退火或通过热成形和/或冷成形操作以及至少一个退火操作，本发明的合金可受到进一步处理。同样在本发明的含锡的铜合金的热成形操作过程中也观察到了硬颗粒作为结晶晶种的影响，其与硼硅酸盐、磷硅酸盐和/或硼磷硅酸盐一起引起缺锡和富锡相的热膨胀系数的平衡。在热成形过程中，硬颗粒用作动态再结晶的晶种。为此，硬颗粒被认为是导致动态再结晶在本发明合金的热成形中以有利方式发生这一事实的原因。这导致显微结构的均质性和精细晶粒结构的进一步增加。以与铸造后的相同方式，在铸件的热成形后也检测到部件的异常光滑表面。该观察表明在热成形过程中在材料中发生的硼硅酸盐、磷硅酸盐和/或硼磷硅酸盐的形成。同样在热成形过程中，硅酸盐和硬颗粒导致缺锡和富锡组分的不同热膨胀系数的平衡。因此，在铸造操作之后，显微结构在热成形操作之后也没有裂纹和孔隙。在冷成形操作后的退火处理过程中，发现了硬颗粒作为静态再结晶的晶种的作用。硬颗粒作为静态再结晶晶种的主要功能表现在降低已经变得可能的必要再结晶温度，这额外地促进了本发明合金的精细晶粒纤维结构的建立。因此，在本发明合金的进一步处理过程中，能够实现更高的冷成形度，通过其可以建立特别高的抗拉强度rm、屈服点rp0.2和硬度值。参数rp0.2的水平特别地对于内燃机、阀、涡轮增压器、齿轮、废气后处理系统、杠杆系统、制动系统和接合系统、液压集合体中或通常机械工程的机器和设施中的滑动元件和引导元件很重要。此外，很高的rp0.2值是电子和电气工程中插头连接器的必需弹簧属性的前提。本发明的锡含量在按重量计4.0％和23.0％之间的极限内变化。低于按重量计4％的锡含量将导致过低的强度值和硬度值。此外，滑动应力下的运行特性将不足够。合金对磨料和粘附磨损的耐性不能满足要求。对于超过按重量计23％的锡含量，在本发明合金的延展性属性方面会存在迅速恶化，其将降低由该材料制成的组件的动态耐久性。由于硬颗粒的沉淀析出，本发明的合金具有硬质相组分，由于硅化硼的高硬度，其有助于改进材料的耐磨料磨损性。此外，硬颗粒的比例导致改进的耐粘附磨损性，因为这些相在滑动应力的情况下示出了与金属对应物一起磨损的低倾向。因此，它们在本发明的含锡的铜合金中用作重要的磨损衬底。此外，硬颗粒增加了本发明组件的耐热性和耐应力松弛性。这构成使用本发明合金的一个重要前提，特别地对于滑动元件以及对于电子/电气工程中的组件、导线元件、引导元件和连接元件。本发明合金中的硼硅酸盐、磷硅酸盐和/或硼磷硅酸盐的形成不仅导致显微结构中孔隙和裂纹的明显减少。这些硅酸盐相还承担了组件上的磨损保护和/或防腐蚀涂层的作用。因此，本发明的合金确保了耐磨性和耐腐蚀性的属性组合。根据需要，该属性组合导致对摩擦磨损机理的高耐性以及导致对摩擦腐蚀的高材料耐性。以这种方式，本发明具有用作滑动元件和插头连接器的优良适用性，因为它具有对滑动磨损和振荡摩擦磨损(称为微动磨损)的高度耐性。当硅含量为按重量计至少0.05％，以及硼含量为按重量计至少0.005％时，由于磨损衬底和硅酸盐相用于腐蚀保护目的的作用，硬颗粒作为结晶晶种和再结晶晶种的影响可仅在本发明的合金中实现一定程度的工业意义。相反，如果硅含量超过按重量计2.0％和/或硼含量超过按重量计0.6％，这导致铸件特性的恶化。硬颗粒的过高含量会使熔体关键地更粘稠。此外，该结果将是本发明合金的降低的延展性属性。在按重量计0.05％到1.5％的极限内的硅含量范围，特别地按重量计0.5％到1.5％，被评估为有利的。对于元素硼，按重量计从0.01％到0.6％的含量被认为是有利的。已经发现特别有利的硼含量是按重量计从0.1％到0.6％。为了保证硬颗粒和硼硅酸盐、磷硅酸盐和/或硼磷硅酸盐的足够含量，已经发现建立元素硅和硼的特定元素比很重要。为此，本发明合金的元素硅和硼的si/b元素含量(按重量计％)比在0.3和10之间。已经发现1到10以及另外1到6的si/b比特别地有利。硬颗粒的沉淀析出影响了本发明合金熔体的粘度。这一事实额外地突出了为什么磷的添加必不可少。磷的影响是，不管硬颗粒的含量如何，熔体仍足够可流动，这对本发明的铸造性来说非常重要。本发明合金的磷含量为按重量计0.001％到0.08％。一种有利的磷含量在按重量计0.001％到0.05％的范围内。元素硅、硼和磷的元素含量的总计有利地为按重量计至少0.5％。由常规的铜锡和铜锡磷混炼合金制成的半成品和组件的机械加工，特别地具有按重量计至多约9％的锡含量，是可能的，由于可加工性不足而具有很大的困难。因此，特别地长切屑(turning)的出现导致很长的机器停机时间，因为首先必须从机器的加工区域手动地移除这些切屑。对于本发明的合金，相反，硬颗粒用作切屑破碎器(turningbreaker)，在所述硬颗粒的区域中元素锡和/或δ相根据合金的锡含量已经结晶或沉淀析出。由此产生的短小易碎的切屑和/或缠结的切屑促进了可加工性，并且为此，由本发明合金制成的半成品和组件具有更好的机械加工性。在本发明的一个有利实施例中，该含锡的铜合金可包含(按重量计％)：4.0％到9.0％sn，0.05％到2.0％si，0.01％到0.6％b，0.001％到0.08％p，余量：铜和不可避免的杂质。在本发明的进一步有利实施例中，该含锡的铜合金可包含(按重量计％)：4.0％到9.0％sn，0.05％到0.3％si，0.1％到0.6％b，0.001％到0.05％p，余量：铜和不可避免的杂质。在本发明的一个特别有利实施例中，该含锡的铜合金可包含(按重量计％)：4.0％到9.0％sn，0.5％到1.5％si，0.01％到0.6％b，0.001％到0.05％p，余量：铜和不可避免的杂质。在本发明这些实施例的铸造显微结构中，富锡δ相以岛状物形式按体积计至多40％均质化地布置。这里的元素锡和/或δ相通常在硬颗粒的区域中结晶和/或包套它们。这些实施例的铸件在600到880℃范围中的工作温度下具有优良的热成形性。由于由硬颗粒促进的已经发生的动态再结晶，这些实施例的显微结构在热成形操作后具有非常精细的晶粒结构，这导致非常良好的冷成形性，其中冷成形度ε大于40％。在显微结构中沉淀析出的硬颗粒在200到880℃的温度下持续时间10分钟到6小时的冷成形材料状态的热处理中用作再结晶晶种。通过该进一步处理步骤，可以建立一种具有至多20μm的粒径的显微结构。通过硬颗粒支持再结晶机理允许降低再结晶温度，使得可以制造一种具有降至10μm的粒径的显微结构。通过包括冷成形和退火操作的多级制造工艺和/或通过目的特定的降低再结晶温度，甚至可以将材料显微结构中微晶的尺寸设置到5μm以下。一些实施例的机械性能表示合金组分和制造参数的整个范围。相应工作示例以及下文所概述的研究结果示出了可以实现大于700到800mpa的拉伸强度rm值，大于600到700mpa的屈服点rp0.2值。同时，这些实施例的延展性属性处于非常高的水平。该事实通过在断裂a5的高伸长率值来表达。在本发明的一个有利实施例中，该含锡的铜合金可包含(按重量计％)：9.0％到13.0％sn，0.05％到2.0％si，0.01％到0.6％b，0.001％到0.08％p，余量：铜和不可避免的杂质。在本发明的进一步有利实施例中，该含锡的铜合金可包括(按重量计％)：9.0％到13.0％sn，0.05％到0.3％si，0.1％到0.6％b，0.001％到0.05％p，余量：铜和不可避免的杂质。在本发明的一个特别有利实施例中，该含锡的铜合金可包含(按重量计％)：9.0％到13.0％sn，0.5％到1.5％si，0.01％到0.6％b，0.001％到0.05％p，余量：铜和不可避免的杂质。本发明的这些实施方式的显微结构由按体积计至多60％的δ相含量所表征，该相类型以岛状物和网络形式均质化地分布在显微结构中。再次，这里的元素锡和/或δ相通常在硬颗粒的区域中结晶和/或包套它们。这些实施例的铸件在范围从600到880℃的工作温度下具有优良的热成形性。由于由硬颗粒促进的已经发生的动态再结晶，这些实施例的显微结构在热成形操作后具有非常精细的晶粒结构。这导致非常良好的冷成形性，其可以通过在空气中或水中的热成形后的加速冷却和/或通过在200到880℃的温度下持续时间10分钟到6小时的热成形操作之后的退火处理而被进一步改进。在热成形的操作步骤之后，相对于铸造状态更完整地表现了元素锡和/或δ相在硬颗粒区域中结晶和/或用元素锡和/或δ相包套这些硬颗粒的显微结构特征。在显微结构中沉淀析出的硬颗粒在200到880℃的温度下持续时间10分钟到6小时的冷成形材料状态的热处理中用作再结晶晶种。通过该进一步处理步骤，可以建立一种具有更细粒度的显微结构。通过硬颗粒支持再结晶机理允许降低再结晶温度，使得可以制造一种具有进一步减小粒径的显微结构。通过包括冷成形和退火操作的多级制造工艺，可以进一步优化显微结构的精细晶粒结构。在本发明的一个有利实施例中，该含锡的铜合金可包含(按重量计％)：13.0％到17.0％sn，0.05％到2.0％si，0.01％到0.6％b，0.001％到0.08％p，余量：铜和不可避免的杂质。在本发明的进一步有利实施例中，该含锡的铜合金可包含(按重量计％)：13.0％到17.0％sn，0.05％到0.3％si，0.1％到0.6％b，0.001％到0.05％p，余量：铜和不可避免的杂质。在本发明的特别有利的实施例中，该含锡的铜合金可包含(按重量计％)：13.0％到17.0％sn，0.5％到1.5％si，0.01％到0.6％b，0.001％到0.05％p，余量：铜和不可避免的杂质。本发明的这些实施例的铸造显微结构中的δ相为按体积计至多80％的均质化布置的网络形式。这里的元素锡和/或δ相通常在硬颗粒的区域中结晶和/或包套它们。这些实施例的铸件在600到880℃范围内的工作温度下同样具有优良的热成形性。特别地在按重量计从13.0％到17.0％的合金元素锡的该含量范围内，常规的铜锡合金仅热成形，不发生热裂纹和热断裂是非常困难的。由于由硬颗粒促进的已经发生的动态再结晶，这些实施例的显微结构在热成形操作后具有非常精细的晶粒结构。这导致非常良好的冷成形性，其可以通过热成形后实施的在空气中或水中的半成品的加速冷却和/或通过在200到880℃的温度下持续时间10分钟到6小时的热成形操作之后的退火处理而被进一步改进。在热成形的操作步骤之后，元素锡和/或δ相在硬颗粒区域中结晶和/或用元素锡和/或δ相包套这些硬颗粒的显微结构特征相对于铸造状态更完整。在显微结构中沉淀析出的硬颗粒在200到880℃的温度下持续时间10分钟到6小时的冷成形材料状态的热处理中用作再结晶晶种。通过该进一步处理步骤，可以建立一种具有至多30μm的粒径的显微结构。通过硬颗粒支持再结晶机理允许降低再结晶温度，使得可以制造一种具有至多15μm的粒径的显微结构。保存了δ相在显微结构中的网络状布置。通过包括冷成形和退火操作的多级制造工艺和/或通过目的特定的降低再结晶温度，甚至可以将材料显微结构中微晶的尺寸调整到5μm以下。在本发明的一个有利实施例中，该含锡的铜合金可包含(按重量计％)：17.0％到23.0％sn，0.05％到2.0％si，0.01％到0.6％b，0.001％到0.08％p，余量：铜和不可避免的杂质。在本发明的进一步有利实施例中，该含锡的铜合金可包括(按重量计％)：17.0％到23.0％sn，0.05％到0.3％si，0.1％到0.6％b，0.001％到0.05％p，余量：铜和不可避免的杂质。在本发明的一个特别有利的实施例中，该含锡的铜合金可包含(按重量计％)：17.0％到23.0％sn，0.5％到1.5％si，0.01％到0.6％b，0.001％到0.05％p，余量：铜和不可避免的杂质。在铸件显微结构中以按体积计至多98％的均质化布置中的δ相的非常密集网络是本发明实施例的一个特征。元素锡和/或δ相这里通常在硬颗粒的区域中结晶和/或包套它们。由于致密δ相的均质性，这些实施例的铸件同样在范围从600到880℃的工作温度下具有优良的热成形性。在由本发明的含锡的铜合金制成的组件上的粘附磨损应力中，合金元素锡特别地有助于摩擦配对件之间所谓摩擦层的形成。当材料的试运行性能越来越到显著位置时，特别地在混合摩擦条件下，该机理很重要。该摩擦层导致在摩擦配对件之间纯金属接触区域的尺寸降低，其防止元件的焊接或咬合。由于现代发动机、机器和集合体效率的提高，越来越高的操作压力和操作温度正在出现。这特别地在新研发的内燃机中观察到，其中目的是燃料的更完全燃烧。除了内燃机的燃烧室内的升高温度外，还存在在滑动轴承系统的操作过程中发生的放热。由于轴承操作中的高温，在由本发明合金制成的部件中，类似于铸造操作和热成形操作的情况，存在硼硅酸盐、磷硅酸盐和/或硼磷硅酸盐的形成。这些化合物增强了摩擦层，其导致由本发明合金制成的滑动元件的增强的耐粘附磨损性。即使在本发明的铸造操作过程中，显微结构中也存在硬颗粒的沉淀析出。这些硬质相保护该材料免受磨料磨损应力的结果，即免于通过划痕磨损移除材料。此外，硬颗粒具有与金属摩擦配对件焊接在一起的低倾向，因此与复合结构的摩擦层一起，它们保证了本发明的高耐粘附磨损性。除了其作为磨损衬底的功能外，硬颗粒具有本发明铜合金的显微结构的更高热稳定性。这导致高耐热性以及耐应力松弛的材料稳定性的改进。在本发明合金的铸造变型以及进一步处理变型中，可以存在以下可选元素：元素锌可添加到本发明的含锡的铜合金中，其中含量按重量计0.1％到2％。已经发现的是，根据合金的锡含量，合金元素锌增加了本发明中富锡相的比例，其导致强度和硬度的增加。然而，不可能发现添加锌对显微结构的均质性以及对显微结构中孔隙和裂纹含量的进一步降低具有积极影响的任何指标。很明显的是，在这方面硼、硅和磷的组合合金元素含量的影响很突出。低于按重量计0.1％的锌，没有观察到强度和硬度增强效果。对于大于按重量计2％的锌含量，合金的韧性属性降低到更低水平。此外，本发明的含锡的铜合金的耐腐蚀性存在恶化。有利地，可以将在按重量计从0.5％到1.5％范围中的锌含量添加到本发明。为了进一步改进强度和硬度的机械材料性能以及在升高温度下的耐应力松弛性，可单独地或组合地添加合金元素铁和镁。本发明的合金可包含按重量计0.01％到0.6％的铁。因此，在显微结构中存在按体积计至多10％的铁硼化物、铁磷化物和铁硅化物和/或富铁颗粒。此外，在显微结构中，形成了含铁相和含硅和含硼相的加成化合物和/或混合化合物。这些相和化合物有助于提高强度、硬度、耐热性、耐应力松弛性、导电性，以及有助于改进合金上的磨料和粘附磨损应力的耐性。对于低于按重量计0.01％的铁含量，没有实现性能的这种改进。如果铁含量超过按重量计0.6％，在显微结构中存在铁团簇形成的风险。这将与加工性能和使用性能的明显恶化有关。此外，元素镁可按重量计从0.01％到0.5％被添加到本发明的合金。在这种情况下，在显微结构中存在按体积计至多15％的镁硼化物、镁磷化物和铜镁相和铜锡镁相。此外，在显微结构中形成了含镁相以及含硅和含硼相的加成化合物和/或混合化合物。这些相和化合物同样有助于提高强度、硬度、耐热性、耐应力松弛性、导电性，并有助于改进合金上的磨料和粘附磨损应力的耐性。对于低于按重量计0.01％的镁含量，没有实现性能的这种改进。如果镁含量超过按重量计0.5％，特别地合金的铸造性存在恶化。此外，含镁化合物的过高含量会将本发明合金的韧性性能恶化到临界程度。含锡的铜合金可包括或可不包括很小比例的铅。仍然可接受的并且这里处于污染限度以上的铅含量为按重量计至多最大0.25％。在本发明的一个特别优选实施例中，除了任何不可避免的杂质之外，含锡的铜合金没有铅。在这方面，预期了按铅重量计至多最大0.1％的铅含量。本发明的一个特别优点被认为是显微结构基本没有在铸件状态中的气孔和收缩孔隙、弹坑、偏析和裂纹。这导致本发明合金特别地适用作耐磨层，所述耐磨层例如被熔化到由钢制成的主体上。本发明的合金组分可特别地在熔化过程中抑制开口孔隙的形成，这增加了滑动层的耐压强度。本发明的进一步特别优点是消除了实施特定初始成形技术(例如喷射压实或薄带铸造)用于提供均质化的、基本无孔隙和无偏析的显微结构的绝对必要性。为了建立这种显微结构，可以使用用于本发明合金的初始成形操作的常规铸造方法。因此，本发明的一个方面包括借助于砂型铸造工艺、壳型铸造工艺、精密铸造工艺、实型铸造工艺、加压模铸工艺或消失模工艺，由本发明的含锡的铜合金制造接近最终产品形式的最终产品或组件的工艺。此外，本发明的一个方面包括一种借助于永久模铸造工艺或连续或半连续股的连铸工艺，由本发明的含锡的铜合金制造带材、片材、板、螺栓、圆形线、异型线、圆棒、异型条、空心棒、管材和型材的工艺。值得注意的是，在由本发明合金的永久模铸造或股的连铸形式之后，也不需要在升高温度下进行任何复杂的锻造工艺和/或压痕工艺，从而焊接，即关闭，材料中的孔隙和裂纹。此外，在本发明中，为了保证足够的热成形性，不再绝对地需要在显微结构中更精细地分布根据锡含量而存在的富锡δ相，或者通过均质化退火或溶体退火来溶解它，从而消除它。在任何情况下均质化且精细地分布在具有合适锡含量的本发明合金的铸造显微结构中的δ相承担合金的使用性能的必要功能。在本发明的优选结构中，铸造状态的进一步处理可包括在600到880℃的温度范围内实施至少一个热成形操作。有利地，可以使用平静或加速的空气或用水冷却热成形后的半成品和组件。有利地，可以在200到880℃的温度范围内进行本发明的铸造状态和/或热成形状态的至少一个退火处理，持续时间为10分钟到6小时，或替代地用平静或加速的空气或用水冷却。本发明的一个方面涉及进一步处理铸造状态或热成形状态或退火铸造状态或退火热成形状态的有利方法，其包括实施至少一个冷成形操作。优选地，可在200到880℃的温度范围内进行本发明的冷成形状态的至少一个退火处理，持续时间为10分钟到6小时。有利地，可在200到650℃的温度范围内进行应力消除退火/时效老化退火操作，持续时间为0.5到6小时。本发明的均质化显微结构的基质包括根据合金的锡含量，一定比例的δ相和延展α相。由于其高强度和硬度，δ相导致合金的高耐磨料磨损性。此外，由于导致其倾向于形成摩擦层的其高锡含量，δ相增加了材料的耐粘附磨损性。硬颗粒添加在金属基础材料中。在本发明的进一步执行方案中，在金属基础材料中额外地存在含铁和/或含镁相。包括由α和δ相组成的金属基础材料的该非均质结构，其中添加有高硬度的沉淀析出物，为本发明的主题赋予了性能的优良组合。在这方面应注意以下：同时具有良好韧性的高强度值和硬度值、优良的热成形性、足够的冷成形性、具有所得到的高耐热性和高应力松弛耐性的显微结构的高热稳定性、对于许多应用足够的导电性、高耐腐蚀性，以及对磨损、粘附、表面破裂的磨损机理以及被称为微动磨损的振荡摩擦磨损的高耐性。由于该均质化且精细的晶粒显微结构基本没有孔隙、裂纹，并且没有偏析和硬颗粒含量，即使在铸造状态下，本发明的合金也具有高度的强度、硬度、延展性、复杂的耐磨性和耐腐蚀性。为此，即使在铸造状态下，本发明的合金也具有广泛的使用范围。结果是本发明的合金特别地适用作耐磨层，所述耐磨层例如被熔化到由钢制成的主体上。在这方面，应该突出的是，调质钢(硬化820到860℃，退火540到660℃；dinen10083-1)的处理温度在本发明的热处理范围内。这意味着，在将含锡的铜合金熔化到由调质钢制成的主体上之后，可以在仅一个处理步骤中优化这两个复合配对件的机械性能。一个进一步优点是，在熔化操作中，抑制了开口孔隙的形成，这增加了耐磨层的耐压强度。除了熔化，还存在进一步有用的连接方法。在这方面，也可以想象通过锻造、钎焊或焊接的复合制造，其中在200到880℃的温度范围内可选地实施至少一个退火操作。例如，同样可以通过轧制包覆、感应或导电轧制包覆或通过激光轧制包覆制造轴承复合壳体或轴承复合轴衬。甚至带材形、片材形、板形、螺栓形、线形、棒形、管形和型材形式的铸造形式可用于制造内燃机、阀、涡轮增压器、齿轮、废气后处理系统、杠杆系统、制动系统和接合系统、液压集合体中或通常机械工程的机械和设施中的滑动元件和引导元件。通过铸造状态的进一步处理，可以制造具有用于这些最终用途的复杂几何形状和增强机械性能以及优化磨损性能的半成品和组件。这考虑了在动态应力下升高的组件要求。本发明的进一步方面包括本发明的含锡的铜合金用于电子/电气工程中组件、导线元件、引导元件和连接元件中的用途。由于本发明的含锡的铜合金的优良强度性能和耐磨性及耐腐蚀性，存在进一步可能的用途。因此，本发明适用于养殖海水养殖生物(水产养殖)的结构中的金属制品。本发明的另一方面包括本发明的含锡的铜合金用于螺旋桨、机翼、造船用的船用螺旋桨和轮毂，用于水泵、油泵和燃料泵的壳体，用于泵和水轮机的引导轮、转轮和桨轮，用于齿轮、蜗轮、斜齿轮，和用于强制螺母和主轴螺母，以及用于海运和化学工业中管道、密封件和连接螺栓的用途。对于本发明合金用于制造打击乐器的用途，该材料具有重要意义。特别地，在它们通常通过钟形或外壳转换成最终形状之前，高质量的铙钹由含锡的铜合金通过热成形和至少一个退火操作制造。随后，在其材料移除的最终处理之前，再次对标记进行退火。铙钹的多种变型的制造，例如点钹、击镲、击钹、中国钹、侧击钹和音效钹(effectcymbals)，因此需要由本发明合金所保证的材料的特别有利的热成形性。在本发明化学组分的范围极值内，可在非常宽的范围内设置δ相和硬颗粒的不同显微结构组分。以这种方式，甚至可以从合金的角度来影响铙钹的声音特性。在表1到11阐述了本发明的进一步重要的工作示例。本发明的含锡的铜合金的铸造块由永久模铸造制成。铸件的化学组分从表1和3中可以显而易见。表1示出了合金变型1和2的化学组分。这些材料由按重量计7％的锡含量，按重量计0.015％的磷含量和不同元素比的元素硅和硼，以及余量的铜所表征。表1：工作示例1和2的化学组分cusnpsib1余量7.180.0150.660.262余量7.080.0150.190.40在铸造后，通过相当小比例的δ相(按体积计约15到20％)和硬颗粒的非常均质化的主要岛状分布成形了该工作示例1和2的显微结构。合金1的铸造状态的显微结构在图1中示出(放大200倍)。可以看出的是，富锡δ相1在包括缺锡α相的铜固溶体3中以岛状物形式均质化地布置。同样明显的是由锡和/或富锡δ相包套的硬颗粒2。这些类型的合金的硬度为对于合金1的105hb，以及对于合金2的98hb(表2)。表2：从工作示例1和2的永久模铸造块的硬度表3示出了进一步合金变型3的化学组分。除按重量计约15％的锡和按重量计0.024％的磷，该材料含有进一步元素硅(按重量计0.77％)和硼(按重量计0.20％)。表3：工作示例3的化学组分cusnpsib3余量15.030.0240.770.20本发明的一个特征是，随着合金锡含量的增加，根据铸造/冷却操作，铸造状态中的显微结构包括增加比例的δ相。随着合金锡含量的增加，该富锡δ相的布置从精细分布的岛状物形式转变成致密的网络结构。在合金类型3的铸造显微结构中，存在具有明显较高含量(按体积计至多约70％)的δ相。该显微结构在图3中以200倍放大示出，并且在图4中以500倍放大示出。图4中的附图标记1表示在显微结构中以网络形状方式布置的富锡δ相。此外，由锡和/或富锡δ相包套的硬颗粒2显而易见。铜固溶体的显微结构组分用附图标记3标记。材料硬度随着增加锡含量的增加用合金3的190hb的明显更高值表示(表4)。表4：从工作示例3的永久模铸造块的硬度本发明的一个方面涉及借助于永久模铸造工艺或连续或半连续股的连铸工艺，由本发明的含锡的铜合金制造带材、片材、板、螺栓、线、棒、异型条、空心棒、管材和型材的工艺。本发明的合金可另外受到进一步处理。这首先能够制造特定并且通常复杂的几何形状。其次，由于在相应机器、发动机、齿轮、集合体、结构和设施中的系统元件上的应力明显地增加，以这种方式满足了对材料的复杂操作性能的改进需求，特别地该材料用于磨损应力部件以及电子/电气工程中组件和连接元件。在该进一步处理的过程中，实现了韧性性能的明显改进和/或拉伸强度rm、屈服点rp0.2及硬度的明显增加。由于本发明合金的优良的热成形性，铸造状态的进一步处理可有利地包括在从600到880℃的温度范围内实施至少一个热成形操作。通过热轧，可以制造板，片材和带材。挤压能够制造导线、棒、管和型材。最后，锻造工艺在某些情况下适合于制造具有复杂几何形状的近最终形状的组件。进一步处理铸造状态或热成形状态或退火铸造状态或退火热成形状态的另一有利方式包括实施至少一个冷成形操作。特别地，该工艺步骤明显地增加了材料指数rm、rp0.2和硬度。这对于在组件上存在机械应力和/或剧烈磨损和/或粘附磨损应力的应用很重要。此外，由于冷成形操作，明显地改进了由本发明合金制成的组件的弹簧属性。为了在冷成形操作之后使本发明的显微结构相应地再结晶，可以在200到880℃的温度范围内进行至少一个退火处理，持续时间为10分钟到6小时。因此形成的非常精细的晶粒结构是用于建立材料的高强度和硬度属性和足够韧性之结合的重要前提。为了降低组件的残余应力，有利地额外可能在从200到650℃的温度范围内进行应力消除/时效老化退火操作，持续时间为0.5到6小时。对于具有特别严重的复杂组件应力的使用领域，可以选择进一步处理操作，其包括至少一个冷成形操作或在200到800℃的温度范围内持续时间10分钟到6小时与至少一个退火操作协作的至少一个热成形操作和至少一个冷成形操作的组合，并导致本发明合金的再结晶显微结构。以这种方式建立的合金的精细晶粒结构保证了高强度、高硬度和良好韧性性能的组合。此外，为了降低组件的残余应力，可以在200到650℃的温度范围内实施应力消除退火处理，持续时间为0.5到6小时。为了由工作示例1和2(表1)制造带材形式的半成品，选择了三种不同的制造顺序。它们主要的不同在于冷成形/退火循环的数量以及所采用的冷成形度和退火温度的程度水平(表5)。表5：工作示例1和2的制造程序在永久模铸造和热轧后，相应块或半成品由异常光滑表面所表征。由于在热轧操作过程中已经发生的显微结构的动态再结晶，这两种合金变型1和2的热成形状态具有优良的冷成形性。因此，可以在没有裂纹的情况下对热轧板进行冷轧，冷成形ε为约70％。在制造1的过程中，冷轧带材在280℃的温度下退火，持续时间为2h。因此受到应力消除的带材的指数从表6显而易见。尽管具有高强度和硬度值，两种合金的带材具有极其良好的韧性性能，如在断裂a5的高伸长率值所测量的。表6：最终状态的工作示例1和2的带材的显微结构特征和机械指数(制造1)通过对由合金1和2制成的带材的单独数据的比较，给出了元素硅和硼的si/b元素比的重要性指示。由于约2.5的合金1的更高si/b比，硼硅酸盐、磷硅酸盐和/或硼磷硅酸盐在铸造过程中以及在热和热机械制造步骤中被形成到增强程度。为此，在多种试验中，建立了通过与合金2比较的合金1关于耐腐蚀性的优势。此外，由合金1制成的带材的rm和rp0.2的值处于更高水平。由于约0.5的低si/b比，更高的硅含量被限制在合金2中的显微结构的硬颗粒中。这特别地导致更高的导电性以及在断裂a5的增加伸长率，这导致合金2的更好延展性。甚至来自制造1的结果表明了这些属性可精确地匹配到与本发明的化学组分变化一起使用的各自领域。在制造2的过程中，在第一冷轧操作之后，合金变型1和2的带材在680℃下退火3小时。其后是带材的冷轧，冷成形ε为约60％。为了完成制造，带材在280℃和400℃之间的不同温度下受到热应力消除。所得到材料状态的指数在表7中列出。以与制造1之后的相同方式，工作示例1的状态示出了更高的强度值，而工作示例2具有导电性和在断裂a5伸长率的更高值的特征。此外，可以从表7中推断的是，在280℃下受到应力消除的带材的显微结构包括变形特征，因此没有可报告用于粒径的值。在约340℃下，显微结构的再结晶开始，其导致强度和硬度的明显下降。表7：在最终状态中工作示例1和2的带材的显微结构特征和机械指标(制造2)为此，在制造3的过程中，在第一冷成形操作后的退火温度降低到450℃。在该温度下三小时的退火操作之后是带材的冷轧，冷成形ε为约30％。在240℃和360℃之间的温度下两小时的最终应力消除退火导致了如表8所示的指数。图2中示出了已经在240℃/2h受到应力消除退火的工作示例1的带材的最终状态的500倍放大的显微结构。可以看出的是，具有插入在铜固溶体3中的硬质相2的精细晶粒显微结构。硬颗粒由锡和/或富锡δ相1包套。该结果指向具有异常高的强度和硬度值的完全再结晶的显微结构。然而，在断裂a5的高伸长率值表明材料状态的优良延展性。同样在制造3之后，合金1的状态强度值高于合金2的。相比之下，合金2的状态提供了关于在断裂a5的伸长率和导电性方面的优势。表8：在最终状态下工作状态1和2的带材的显微结构特征和机械指标(制造3)由表9所示的制造程序制造了本发明的工作示例3的带材，其化学组分可在表3中找到。在750℃的温度下实现了永久模铸造形式的热轧，随后用水中的平静空气冷却。热成形半成品在水中的加速冷却的优点表现为更好冷成形性的形式。例如，已经在水中淬火的热轧带材随后可被冷轧，冷成形ε为24％。相比之下，已经在热轧后在空气中冷却的带材仅允许冷轧，冷成形ε为约5％。表9：工作示例3的制造程序冷轧状态和冷轧与退火状态的粒径和硬度如表10所示。由于退火处理，显微结构性能在高水平上用升高的退火温度平衡。表10：从工作示例3冷轧(在表8中的制造步骤4后)并随后退火的带材的粒径和硬度最后，用500℃/3h+空气以及600℃/3h+空气的参数对带材3-a的显微结构进行热处理，并且在图5和图6中示出。在500℃/3h下退火后(图5)，除富锡δ相1外，显微结构包括相对过程和由锡和/或富锡δ相1包套的非常精细的硬颗粒2。同样可见的是包括缺锡α相的铜固溶体3。在600℃的更高温度下退火后，带材3-a的显微结构呈粗大晶粒形式(图6)。富锡δ相1和硬颗粒2嵌入在铜固溶体3中。用多个冷轧/退火循环对带材3-b进一步处理。表11中列出了在不同温度下已经受到应力松弛的最终状态的指数。对于包括冷轧步骤和退火处理的每个循环，本发明的工作示例3的显微结构以线性方式连续地拉伸。由合金的高锡含量所导致的非常高的δ组分的线性布置导致接近300hv1的高硬度值。同时，在合金的脆性特性方面存在增加，其由在a11.3的非常低的伸长率值表达。表11：在最终状态下工作示例3的带材的显微结构特征和机械指标因此，可以推断的是，本发明的合金在从4％到23％锡的整个锡含量范围上具有优良的铸造性和热成形性。冷成形性也处于高水平。然而，由于显微结构的δ组分升高，本发明的延展性自然地随着锡含量的增加而恶化。附图标记列表1富锡δ相2由锡和/或富锡δ相包套的硬颗粒3包含缺锡α相的铜固溶体当前第1页12