BR112019017320B1 - liga de cobre de corte fácil de alta resistência e método para produzir a liga de cobre de corte fácil de alta resistência - Google Patents

Abstract

Esta liga de cobre de corte fácil de alta resistência compreende 75,4-78,0% de Cu, 3,05-3,55% de Si, 0,05-0,13% de P e 0,005-0,070% de Pb, com o restante compreendendo Zn e impurezas inevitáveis, em que a quantidade de Sn existente como impurezas inevitáveis é no máximo 0,05%, a quantidade de Al é no máximo 0,05%, e a quantidade total de Sn e Al é no máximo 0,06%. A composição satisfaz as seguintes relações: 78,0 menor ou = fl=Cu+0,8xSi+P+Pb menor ou= 80,8; e 60,2 menor ou= f2=Cu-4,7xSi-P+0,5*Pb menor ou = 61,5. O percentual de área (%) das respectivas fases constituintes satisfaz as seguintes relações: 29 menor ou=k menor ou=60; 0 menor ou= y menor ou=0,3; beta=O; 0 menor ou=p menor ou=l,0; 98,6 menor ou=f3=a+k; 99,7 menor ou=f4=a+k+y+p; 0 menor ou=f5=y+p menor ou=l,2; e 30 menor ou= f6=k+6x((y)elevado a 1/2) +0,5xp menor ou= 62. O lado longo da fase gama (y) é no máximo 25 pm, o lado longo da fase p é no máximo 20 pm, e a fase kappa (k) está presente dentro da fase alfa (a).

Description

[Campo Técnico]

[0001] A presente invenção refere-se a uma liga de cobre de corte fácil de alta resistência tendo alta resistência, resistência a altas temperaturas, excelente ductilidade e resistência a impactos, bem como boa resistência à corrosão, na qual o teor de chumbo é reduzido significativamente, e um método de fabricação da liga de cobre de corte fácil de alta resistência. Em particular, a presente invenção refere-se a uma liga de cobre de corte fácil de alta resistência usada em um ambiente hostil para válvulas, conexões, vasos de pressão e semelhantes para usos elétricos, automóveis, máquinas e encanamentos industriais, recipientes, válvulas e conexões envolvendo hidrogênio, bem como para dispositivos usados para água potável, como torneiras, válvulas e conexões, e um método de fabricação da liga de cobre de corte fácil de alta resistência. A prioridade é reivindicada nos Pedidos de Patente Internacional PCT/JP2017/29369, PCT/JP2017/29371, PCT/JP2017/29373, PCT/JP2017/29374 e PCT/JP2017/29376, depositados em 15 de agosto de 2017, os conteúdos incorporados por referência neste documento.

[Técnica Anterior]

[0002] Convencionalmente, como uma liga de cobre que é usada em dispositivos para água potável e válvulas, conexões, vasos de pressão e similares para usos elétricos, automóveis, máquinas e encanamentos industriais, uma liga Cu-Zn-Pb incluindo 56 a 65% em massa de Cu, 1 a 4% em massa de Pb, e um balanço de Zn (chamado latão de corte fácil), ou uma liga Cu-Sn-Zn-Pb incluindo 80 a 88% em massa de Cu, 2 a 8% em massa de Sn, 2 a 8% em massa de Pb, e um balanço de Zn (chamada bronze: latão vermelho) foi geralmente usada. No entanto, recentemente, a influência de Pb em um corpo humano ou no meio ambiente é uma preocupação e um movimento para regular o Pb foi estendido em vários países. Por exemplo, um regulamento para reduzir o teor de Pb em dispositivos de abastecimento de água potável a 0,25% em massa ou menos entrou em vigor a partir de janeiro de 2010 na Califórnia, Estados Unidos, e em janeiro de 2014 em todos os Estados Unidos. Diz-se que um regulamento para limitar a quantidade de Pb a cerca de 0,05% em massa entrará em vigor num futuro próximo, considerando a sua influência em crianças e afins. Em outros países, com exceção dos Estados Unidos, um movimento do regulamento tornou-se rápido e foi necessário o desenvolvimento de um material de liga de cobre correspondente à regulação do teor de Pb.

[0003] Além disso, em outras áreas industriais, como automóveis, máquinas e indústrias de aparelhos elétricos e eletrônicos, por exemplo, nas Diretivas ELV e Diretrizes RoHS da Europa, as ligas de cobre de corte fácil são excepcional mente permitidas para conter 4% em massa de Pb. No entanto, como no campo da água potável, o fortalecimento das regulamentações sobre o teor de Pb, incluindo a eliminação de isenções, tem sido ativamente discutido.

[0004] Sob a tendência do fortalecimento dos regulamentos sobre Pb em ligas de cobre de corte fácil, foram propostas ligas de cobre que incluem Bi ou Se tendo uma função de melhoria de usinabilidade em vez de Pb, ou ligas Cu-Zn incluindo uma alta concentração de Zn em que a quantidade de fase β é aumentada para melhorar a usinabilidade. Por exemplo, o Documento de Patente 1 revela que a resistência à corrosão é insuficiente com a simples adição de Bi em vez de Pb, e propõe um método de resfriamento lento de uma haste extrusada a 180°C após a extrusão a quente e realização de um tratamento térmico a fim de reduzir a quantidade de fase β para isolar fase β. Além disso, o Documento de Patente 2 revela um método para melhorar a resistência à corrosão pela adição de 0,7 a 2,5% em massa de Sn a uma liga Cu-Zn-Bi para precipitar fase y de uma liga Cu-Zn-Sn.

[0005] Contudo, a liga incluindo Bi em vez de Pb, como divulgado no Documento de Patente 1, tem um problema na resistência à corrosão. Além disso, Bi tem muitos problemas em que, por exemplo, Bi pode ser prejudicial a um corpo humano, assim como com Pb, Bi tem um problema de recursos porque é um metal raro, e Bi fragiliza um material de liga de cobre. Além disso, mesmo nos casos em que a fase β é isolada para melhorar a resistência à corrosão, realizando um resfriamento lento ou um tratamento térmico após a extrusão a quente, conforme descrito nos Documentos de Patente 1 e 2, a resistência à corrosão não é totalmente melhorada num ambiente hostil. Além disso, mesmo nos casos em que a fase y de uma liga de Cu-Zn- Sn é precipitada como descrito no Documento de Patente 2, esta fase y tem inerentemente menor resistência à corrosão do que a fase a, e a resistência à corrosão não é totalmente melhorada em um ambiente hostil. Além disso, em ligas Cu-Zn-Sn, a fase y que inclui Sn tem uma função de melhoria de usinabilidade baixa e, portanto, também é necessário adicionar Bi com uma função de melhoria de usinabilidade.

[0006] Por outro lado, em relação às ligas de cobre, incluindo uma alta concentração de Zn, a fase β tem uma função de usinabilidade menor que Pb. Portanto, tais ligas de cobre não podem ser substituídas por ligas de cobre de corte fácil, incluindo Pb. Além disso, como a liga de cobre inclui uma grande quantidade de fase β, a resistência à corrosão, em particular, resistência à corrosão por dezincificação ou resistência à trincamento por corrosão sob tensão é extremamente fraca. Além disso, estas ligas de cobre têm uma baixa resistência, em particular, sob alta temperatura (por exemplo, cerca de 150°C), e assim não pode realizar uma redução na espessura e peso, por exemplo, em componentes automotivos usados sob alta temperatura perto da sala de máquinas quando o sol está brilhando, ou em válvulas e encanamentos usados sob alta temperatura e alta pressão. Além disso, por exemplo, vasos de pressão, válvulas e encanamentos relacionados ao hidrogênio de alta pressão têm baixa resistência à tração e, portanto, podem ser usados somente sob baixa pressão de operação normal.

[0007] Além disso, o Bi fragiliza a liga de cobre, e quando uma grande quantidade de fase β está contida, a ductilidade se deteriora. Portanto, a liga de cobre incluindo Bi ou uma grande quantidade de fase β não é apropriada para componentes para automóveis ou máquinas, ou componentes elétricos ou para materiais para dispositivos de fornecimento de água potável, ramo válvulas. Com relação a latão, inclusive a fase y em que Sn é adicionado a uma liga de Cu-Zn, Sn não pode melhorar o trincamento de corrosão sob tensão, resistência sob temperatura normal e alta temperatura é baixa, e a resistência ao impacto é baixa. Portanto, o latão não é apropriado para os usos acima descritos.

[0008] Por outro lado, por exemplo, os documentos de patente 3 a 9 descrevem ligas de Cu-Zn-Si incluindo Si em vez de Pb como ligas de cobre de corte fácil. As ligas de cobre divulgadas nos Documentos de Patentes 3 e 4 têm uma excelente usinabilidade sem conter Pb ou contendo apenas uma pequena quantidade de Pb que é principalmente realizada pela função de excelente melhoria de usinabilidade de fase y. A adição de 0,3% em massa ou mais de Sn pode aumentar e promover a formação de fase y tendo uma função para melhorar a usinabilidade. Além disso, os Documentos de Patente 3 e 4 divulgam um método para melhorar a resistência à corrosão formando uma grande quantidade de fase y.

[0009] Além disso, o Documento de Patente 5 divulga uma liga de cobre incluindo uma quantidade extremamente pequena (0,02% em massa ou menos) de Pb tendo excelente usinabilidade que é principalmente realizada simplesmente definindo a área total de fase y e fase K considerando o teor de Pb. Neste documento, Sn funciona para formar e aumentar a fase y de modo que a resistência à erosão-corrosão é melhorada. Além disso, os Documentos de Patente 6 e 7 propõem uma fundição de liga de Cu-Zn-Si. Os documentos revelam que, a fim de refinar os grãos de cristais da fundição, adicionam-se quantidades extremamente pequenas de P e Zr, e a razão P/Zr ou semelhante é importante.

[0010] Além disso, no Documento de Patente 8, propõe-se uma liga de cobre na qual o Fe é adicionado a uma liga Cu-Zn-Si. Além disso, o Documento de Patente 9 propõe uma liga de cobre na qual Sn, Fe, Co, Ni e Mn são adicionados a uma liga Cu-Zn-Si.

[0011] Neste documento, em ligas de Cu-Zn-Si, sabe-se que, mesmo quando se olha apenas aquelas com concentração de Cu de 60% em massa ou mais, concentração de Zn de 30% em massa ou menor, e concentração de Si de 10% em massa ou menor descrito no Documento de Patente 10 e no Documento Não Patentário 1, 10 tipos de fases metálicas incluindo matriz de fase a, fase β, fase y, fase δ, fase ε, fase Ç, fase η, fase K, fase p, e fase %, em alguns casos, 13 tipos de fases metálicas, incluindo a’, β’ e y’ além dos 10 tipos de fases metálicas estão presentes. Além disso, é empiricamente conhecido que, à medida que o número de elementos aditivos aumenta, a estrutura metalográfica torna-se complicada ou uma nova fase ou um composto intermetálico pode aparecer. Além disso, também é empiricamente conhecido que há uma grande diferença na constituição de fases metálicas entre uma liga de acordo com um diagrama de equilíbrio e uma liga efetivamente produzida. Além disso, é bem conhecido que a composição destas fases pode mudar dependendo das concentrações de Cu, Zn, Si e semelhantes na liga de cobre e do histórico de calor de processamento.

[0012] À propósito, a fase y tem excelente usinabilidade, mas contém alta concentração de Si e é dura e quebradiça. Portanto, quando uma grande quantidade de fase y está contida, surgem problemas na resistência à corrosão, ductilidade, resistência ao impacto, resistência a altas temperaturas (deslocamento a alta temperatura), resistência à temperatura normal e usinabilidade a frio em um ambiente hostil. Portanto, o uso de ligas Cu-Zn-Si incluindo uma grande quantidade de fase y também é restrita como ligas de cobre, incluindo Bi ou uma grande quantidade de fase β.

[0013] Casualmente, as ligas de Cu-Zn-Si descritas nos Documentos de Patente 3 a 7 exibem resultados relativamente satisfatórios em um teste de corrosão de dezincificação de acordo com a norma ISO-6509. No entanto, no teste de corrosão de dezincificação de acordo com a norma ISO-6509, para determinar se a resistência à corrosão dezincificação é boa ou ruim em água de qualidade normal, a avaliação é realizada após um curto período de tempo de 24 horas usando um reagente de cloreto cúprico que é completamente diferente de água da qualidade da água real. Ou seja, a avaliação é realizada por um curto período de tempo usando um reagente que fornece apenas um ambiente diferente do ambiente real e, portanto, a resistência à corrosão em um ambiente hostil não pode ser suficientemente avaliada.

[0014] Além disso, o Documento de Patente 8 propõe que Fe seja adicionado a uma liga Cu-Zn-Si. No entanto, Fe e Si formam um composto intermetálico de Fe-Si que é mais duro e mais quebradiço do que a fase y. Este composto intermetálico tem problemas como a redução da vida útil de uma ferramenta de corte durante o corte e a geração de pontos duros durante o polimento, de tal forma que a aparência externa é prejudicada. Além disso, como o Si é consumido quando o composto intermetálico é formado, o desempenho da liga se deteriora.

[0015] Além disso, no Documento de Patente 9, Sn, Fe, Co e Mn são adicionados a uma liga Cu-Zn-Si. No entanto, cada um dentre Fe, Co e Mn combina com Si para formar um composto intermetálico duro e quebradiço. Portanto, essa adição causa problemas durante o corte ou polimento, conforme divulgado no Documento 8. Além disso, de acordo com o Documento de Patente 9, a fase β é formada pela adição de Sn e Mn, mas a fase β causa grave corrosão por dezincificação e causa mais facilmente o trincamento por corrosão sob tensão.

[Documento da Técnica Anterior] [Documento de Patente]

[0016] [Documento de Patente 1] JP-A-2008-214760 [Documento de Patente 2] W02008/081947 [Documento de Patente 3] JP-A-2000-119775 [Documento de Patente 4] JP-A-2000-119774 [Documento de Patente 5] W02007/034571 [Documento de Patente 6] W02006/016442 [Documento de Patente 7] W02006/016624 [Documento de Patente 8] JP-T-2016-511792 [Documento de Patente 9] JP-A-2004-263301 [Documento de Patente 10] Estados Unidos n° 4055445 [Documento de Patente 11] WO2012/057055 [Documento de Patente 12] JP-A-2013-104071

[Documento Não Patentário]

[0017] [Documento Não Patentário 1] Genjiro MIMA, Masaharu Hasegawa, Journal of the Japan Copper and Brass Research Association, 2 (1963), páginas 62 a 77

[Sumário da Invenção] [Problema que a Invenção Solucionará]

[0018] A presente invenção foi feita para solucionar os problemas supracitados da técnica convencional, e um dos seus objetivos é fornecer uma liga de cobre de corte fácil de alta resistência tendo excelente resistência sob temperatura normal e alta temperatura, excelente resistência ao impacto e ductilidade, bem como boa resistência à corrosão em um ambiente hostil, e um método de fabricação da liga de cobre de corte fácil de alta resistência. No presente relatório descritivo, a menos que especificado de outra maneira, a resistência à corrosão refere-se tanto à resistência à corrosão por dezincificação como à resistência à corrosão sob tensão. Além disso, um material trabalhado a quente refere-se a um material extrusado a quente, um material forjado a quente ou um material laminado a quente. A usinabilidade a frio refere-se à usinabilidade do trabalho a frio, tal como a deformação ou flexão. As propriedades de alta temperatura referem-se ao deslocamento a alta temperatura e resistência à tração em cerca de 150°C (100°C a 250°C). A taxa de resfriamento refere-se a uma taxa média de resfriamento em um determinado intervalo de temperatura.

[Recursos para solucionar o problema]

[0019] A fim de alcançar o objetivo solucionando os problemas, uma liga de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo com o primeiro aspecto da presente invenção inclui: 75,4% em massa a 78,0% em massa de Cu; 3,05% em massa a 3,55% em massa de Si; 0,05% em massa a 0,13% em massa de P; 0,005% em massa a 0,070% em massa de Pb; e um balanço incluindo Zn e impurezas inevitáveis, em que um teor de Sn presente como impureza inevitável é 0,05% em massa ou inferior, um teor de Al presente como impureza inevitável é 0,05% em massa ou inferior, e um teor total de Sn e Al presente como impureza inevitável é 0,06% em massa ou inferior, quando um teor de Cu é representado por [Cu]% em massa, um teor em Si é representado por [Si]% em massa, um teor de Pb é representado por [Pb]% em massa e um teor de P é representado por [P]% em massa, as relações de 78,0<f 1 =[Cu]+0,8x[Si]+[P]+[Pb]<80,8 e 60,2<f2=[Cu]-4,7x[Si]-[P]+0,5x[Pb]<61,5 são satisfeitos, nas fases constituintes da estrutura metalográfica, quando uma razão de área de fase α é representada por (a)%, uma razão de área de fase β é representada por (β)%, uma razão de área de fase y é representada por (y)%, uma razão de área de fase K é representada por (K)% e uma razão de área de fase p é representada por (p)%, as relações de 29<(K)<60, 0<(y)<0,3, (β)=0, 0<(p)<1,0, 98,6<f3=(a)+(K), 99,7<f4=(a)+(K)+(y)+(p), 0<f5=(y)+(p)<1,2, e 30<f6=(K)+6x(y)1/2+0,5x(p)<62 são satisfeitos, o comprimento do lado longo da fase y é de 25 pm ou menos, o comprimento do lado longo da fase p é 20 pm ou menos, e Fase K está presente em fase a.

[0020] De acordo com o segundo aspecto da presente invenção, a liga de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo com o primeiro aspecto inclui ainda: um ou mais elemento(s) selecionado(s) do grupo que consiste em 0,01% em massa a 0,07% em massa de Sb, 0,02% em massa a 0,07% em massa de As e 0,005% em massa a 0,10% em massa de Bi.

[0021] Uma liga de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo com o terceiro aspecto da presente invenção inclui: 75,6% em massa a 77,8% em massa de Cu; 3,15% em massa a 3,5% em massa de Si; 0,06% em massa a 0,12% em massa de P; 0,006% em massa a 0,045% em massa de Pb; e um balanço incluindo Zn e impurezas inevitáveis, em que um teor de Sn presente como impureza inevitável é 0,03% em massa ou inferior, um teor de Al presente como impureza inevitável é 0,03% em massa ou inferior, e um teor total de Sn e Al presente como impureza inevitável é 0,04% em massa ou inferior, quando um teor de Cu é representado por [Cu]% em massa, um teor em Si é representado por [Si]% em massa, um teor de Pb é representado por [Pb]% em massa e um teor de P é representado por [P]% em massa, as relações de 78,5<f 1 =[Cu]+0,8x[Si]+[P]+[Pb]<80,5 e 60,4<f2=[Cu]-4,7x[Si]-[P]+0,5x[Pb]<61,3 são satisfeitos, nas fases constituintes da estrutura metalográfica, quando uma razão de área de fase α é representada por (a)%, uma razão de área de fase β é representada por (β)%, uma razão de área de fase y é representada por (y)%, uma razão de área de fase K é representada por (K)% e uma razão de área de fase g é representada por (p)%, as relações de 33<(K)<58, (Y)=O, (β)=0, 0<(p)<0,5, 99,3<f3=(α)+(K), 99,8<f4=(a)+(K)+(y)+(p), 0<f5=(y)+(p)<0,5, e 33<f6=(K)+6x(y)1/2+0,5x(g)<58 são satisfeitos, fase K está presente em fase a, e o comprimento do lado longo da fase p é de 15 pm ou menos.

[0022] De acordo com o quarto aspecto da presente invenção, a liga de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo com o terceiro aspecto inclui ainda: um ou mais elemento(s) selecionado(s) do grupo que consiste em 0,012% em massa a 0,05% em massa de Sb, 0,025% em massa a 0,05% em massa de As e 0,006% em massa a 0,05% em massa de Bi, em que o teor total de Sb, As e Bi é de 0,09% em massa ou inferior.

[0023] De acordo com o quinto aspecto da presente invenção, na liga de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo com qualquer um do primeiro ao quarto aspectos da presente invenção, uma quantidade total de Fe, Mn, Co e Cr como as impurezas inevitáveis é inferior a 0,08% em massa.

[0024] De acordo com o sexto aspecto da presente invenção, a liga de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo qualquer um do primeiro ao quinto aspectos da presente invenção, um valor de teste de impacto Charpy quando uma amostra com entalhe em U é usada é de 12 J/cm2 a 50 J/cm2, uma resistência à tração na temperatura normal é 550 N/mm2 ou superior, e uma cepa de deslocamento depois de reter a liga de cobre a 150°C durante 100 horas num estado em que é aplicada uma carga correspondente a 0,2% de aproximação de limite elástico à temperatura ambiente é de 0,3% ou inferior. Casualmente, o valor do teste de impacto Charpy é um valor obtido quando uma amostra com um entalhe em forma de U é usada.

[0025] De acordo com o sétimo aspecto da presente invenção, a liga de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo qualquer um do primeiro ao quinto aspectos da presente invenção é um material trabalhado a quente, em que uma resistência à tração S (N/mm2) é 550 N/mm2 ou mais alto, um alongamento E (%) é 12% ou maior, um valor de teste de impacto Charpy (J/cm2) quando uma amostra com entalhe em U é usada é de 12 J/cm2 ou superior, e 675<f8=Sx{(E+100)/100}1/2 ou 700<f9=Sx{(E+100)/100}1/2+l é satisfeita.

[0026] De acordo com o oitavo aspecto da presente invenção, a liga de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo com qualquer um dos primeiros a sétimos aspectos da presente invenção é para uso em um dispositivo de abastecimento de água, um componente de encanamento industrial, um dispositivo que entra em contato com líquido ou gás, um recipiente de pressão, uma conexão, um componente de automóvel ou um componente de aparelho elétrico.

[0027]0 método de fabricação de uma liga de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo com o nono aspecto da presente invenção é um método de fabricação da liga de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo com qualquer um do primeiro ao oitavo aspectos da presente invenção, que inclui: qualquer um ou ambos de uma etapa de trabalho a frio e uma etapa de trabalho a quente; e uma etapa recozimento que é realizada após a etapa de trabalho a frio ou a etapa de trabalho a quente, em que na etapa de recozimento, a liga de cobre é aquecida ou resfriada sob qualquer uma das seguintes condições (1) a (4): (1) a liga de cobre é mantida a uma temperatura de 525°C a 575°C durante 15 minutos a 8 horas; (2) a liga de cobre é mantida a uma temperatura de 505°C ou superior e inferior a 525°C durante 100 minutos a 8 horas; (3) a temperatura máxima atingida é de 525°C a 620°C e a liga de cobre é mantida em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C durante 15 minutos ou mais; ou (4) a liga de cobre é resfriada em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C a uma taxa média de resfriamento de 0,1 °C/min a 3 °C/min e posteriormente, a liga de cobre é resfriada em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C a uma taxa média de resfriamento de 3 °C/min a 500 °C/min.

[0028] O método de fabricação de uma liga de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo ram o décimo aspecto da presente invenção é um método de fabricação da liga de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo com qualquer um do primeiro ao sexto aspectos da presente invenção, que inclui: uma etapa de fundição, e uma etapa de recozimento que é executada após a etapa de fundição, em que na etapa de recozimento, a liga de cobre é aquecida ou resfriada sob qualquer uma das seguintes condições (1) a (4): (1) a liga de cobre é mantida a uma temperatura de 525°C a 575°C durante 15 minutos a 8 horas; (2) a liga de cobre é mantida a uma temperatura de 505°C ou superior e inferior a 525°C durante 100 minutos a 8 horas; (3) a temperatura máxima atingida é de 525°C a 620°C e a liga de cobre é mantida em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C durante 15 minutos ou mais; ou (4) a liga de cobre é resfriada em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C a uma taxa média de resfriamento de 0,1 °C/min a 3 °C/min, e posteriormente, a liga de cobre é resfriada em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C a uma taxa média de resfriamento de 3 °C/min a 500 °C/min.

[0029] O metodo de fabricacao de uma liga de cobre de corte facil de alta resistência de acordo com o décimo primeiro aspecto da presente invenção é um método de fabricação da liga de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo com qualquer um do primeiro ao oitavo aspectos da presente invenção, que inclui: etapa de trabalho a quente, em que a temperatura do material durante o trabalho a quente é de 600°C a 740°C, e no processo de resfriamento após o trabalho a quente do plástico, o material é resfriado em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C a uma taxa média de resfriamento de 0,1 °C/min a 3 °C/min e subsequentemente é resfriado em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C a uma taxa média de resfriamento de 3 °C/min a 500 °C/min.

[0030] O método de fabricação de uma liga de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo com o décimo segundo aspecto da presente invenção é um método de fabricação da liga de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo com qualquer um do primeiro ao oitavo aspectos da presente invenção, que inclui: qualquer um ou ambos de uma etapa de trabalho a frio e uma etapa de trabalho a quente; e uma etapa recozimento em baixa temperatura que é realizada após a etapa de trabalho a frio ou a etapa de trabalho a quente, em que na etapa de recozimento a baixa temperatura, as condições são as seguintes: a temperatura do material está em um intervalo de 240°C a 350°C; o tempo de aquecimento está no intervalo de 10 minutos a 300 minutos; e quando a temperatura do material é representada por T°C e o tempo de aquecimento é representado port min, 150<(T-220)x(t)1/2<1200 é satisfeita.

[Vantagem da Invenção]

[0031] De acordo com os aspectos da presente invenção, é definida uma estrutura metalográfica na qual a fase y que tem uma excelente função de melhoria de usinabilidade, mas tem baixa resistência à corrosão, ductilidade, resistência a impactos e resistência a altas temperaturas (deslocamento em alta temperatura) é reduzida o máximo possível ou é totalmente removida, fase que é eficaz para usinabilidade é reduzida tanto quanto possível ou é totalmente removida, e também, fase K , que é eficaz para melhorar a resistência, usinabilidade e resistência à corrosão, está presente em fase a. Além disso, uma composição e um método de fabricação para obter esta estrutura metalográfica são definidos. Portanto, de acordo com os aspectos da presente invenção, é possível fornecer uma liga de cobre de corte fácil de alta resistência com elevada resistência à temperatura normal e resistência a altas temperaturas, excelente resistência ao impacto, ductilidade, resistência ao desgaste, propriedades resistentes à pressão, usinabilidade a frio, como facilidade de forjamento ou dobragem e resistência à corrosão, e um método de fabricação da liga de cobre de corte fácil de alta resistência.

[Breve Descrição dos Desenhos]

[0032] [Fig. 1] A Fig. 1 é uma micrografia eletrônica de uma estrutura metalográfica de uma liga de cobre de corte fácil de alta resistência (Teste N° T05) de acordo com o Exemplo 1. [FIG. 2] A Fig. 2 é uma micrografia metalográfica de uma estrutura metalográfica de uma liga de cobre de corte fácil de alta resistência (Teste N° T73) de acordo com o Exemplo 1. [FIG. 3] A Fig. 3 é uma micrografia eletrônica de uma estrutura metalográfica de uma liga de cobre de corte fácil de alta resistência (Teste N° T73) de acordo com o Exemplo 1.

[Melhor Modo de Realizar a Invenção]

[0033] Abaixo está uma descrição de ligas de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo com as modalidades da presente invenção e os métodos de fabricação de ligas de cobre de corte fácil de alta resistência. As ligas de cobre de corte facil de alta resisencia de acordo com as modalidades são para uso em componentes para usos elétricos, automóveis, máquinas e encanamentos industriais, tais como válvulas, conexões ou componentes deslizantes, dispositivos, componentes, vasos de pressão ou conexões que vêm em contato com líquido ou gás e dispositivos como torneiras, válvulas ou conexões para fornecer água potável para consumo humano diário.

[0034] Neste documento, neste relatório descritivo, um símbolo de elemento entre parênteses, como [Zn], representa o teor (% em massa) do elemento. Na modalidade, utilizando este método de expressão de teor, uma pluralidade de expressões relacionais de composição é definida como se segue. Expressão Relacional de Composição f1=[Cu]+0,8x[Si] +[P]+[Pb] Expressão Relacional de Composição f2=[Cu]-4,7x[Si]-[P]+0,5x[Pb]

[0035] Adicionalmente, nas modalidades, em fases constituintes da estrutura metalográfica, quando uma razão de área de fase α é representada por (a)%, uma razão de área de fase β é representada por (β)%, uma razão de área de fase y é representada por (y)%, uma razão de área de fase K é representada por (K)% e uma razão de área de fase p é representada por (n)%. As fases constitutivas da estrutura metalográfica referem-se a fase a, fase y, fase K e semelhantes e n incluem composto intermetálico, precipitado, inclusão não metálica e semelhantes. Além disso, a fase K presente em fase α está incluída na razão de área de fase a. A soma das razões de área de todas as fases constituintes é de 100%. Nas modalidades, uma pluralidade de expressões relacionais de estrutura metalográfica são definidas como se segue. Expressão Relacional de Estrutura Metalográfica f3=(a)+(K) Expressão Relacional da Estrutura Metalográfica f4=(a)+(K)+(y)+(ji) Expressão Relacional de Estrutura Metalográfica f5=(y)+(|i) Expressão Relacional de Estrutura Metalográfica f6=(K)+6x(y)1/2+0,5x(g)

[0036] Uma liga de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo com a primeira modalidade da presente invenção inclui: 75,4% em massa a 78,0% em massa de Cu; 3,05% em massa a 3,55% em massa de Si; 0,05% em massa a 0,13% em massa de P; 0,005% em massa a 0,070% em massa de Pb; e um balanço incluindo Zn e impurezas inevitáveis. Um teor de Sn presente como impureza inevitável é 0,05% em massa ou inferior, um teor de Al presente como impureza inevitável é 0,05% em massa ou inferior, e um teor total de Sn e Al presente como impureza inevitável é 0,06% em massa ou inferior. A expressão relacional de composição f1 está em um intervalo de 78,0<f1<80,8, e a expressão relacional de composição f2 está em um intervalo de 60,2<f2<61,5. A razão de área de fase K está em um intervalo de 29<(K)<60, a razão de área de fase y está em um intervalo de 0<(y)<0,3, a razão de área de fase β é zero ((β)=0) e a razão de área de fase p está em um intervalo de 0<(p)<1,0. A expressão relacional da estrutura metalográfica f3 é 98,6<f3, a expressão relacional da estrutura metalográfica f4 é 99,7<f4, a expressão relacional da estrutura metalográfica f5 está em um intervalo de 0<f5<1,2, e a expressão relacional da estrutura metalográfica f6 está em um intervalo de 30<f6<62. O comprimento do lado longo de fase yé de 25 pm ou menos, o comprimento do lado longo de fase p é 20 pm ou menos, e fase K está presente em fase a.

[0037] Uma liga de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo com a segunda modalidade da presente invenção inclui: 75,6% em massa a 77,8% em massa de Cu; 3,15% em massa a 3,5% em massa de Si; 0,06% em massa a 0,12% em massa de P; 0,006% em massa a 0,045% em massa de Pb; e um balanço incluindo Zn e impurezas inevitáveis. Um teor de Sn presente como impureza inevitável é 0,03% em massa ou inferior, um teor de Al presente como impureza inevitável é 0,03% em massa ou inferior, e um teor total de Sn e Al presente como impureza inevitável é 0,04% em massa ou inferior. A expressão relacional de composição f1 está em um intervalo de 78,5<f1<80,5, e a expressão relacional de composição f2 está em um intervalo de 60,4<f2<61,3. A razão de área de fase K está em um intervalo de 33<(K)<58, as razões de área de fase y e fase β são zero ((y)=0, (β)=0), e a razão de área de fase p está em um intervalo de 0<(p)<0,5. A expressão relacional da estrutura metalográfica f3 é 99,3<f3, a expressão relacional da estrutura metalográfica f4 é 99,8<f4, a expressão relacional da estrutura metalográfica f5 está em um intervalo de 0<f5<0,5, e a expressão relacional da estrutura metalográfica f6 está em um intervalo de 33<f6<58. Fase K está presente em fase a, e o comprimento do lado longo de fase p, é 15pm ou menos.

[0038] Além disso, a liga de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo com a primeira modalidade da presente invenção pode ainda incluir um ou mais elemento(s) selecionado(s) do grupo que consiste em 0,01% em massa a 0,07% em massa de Sb, 0,02% em massa a 0,07% em massa de As e 0,005% em massa a 0,10% em massa de Bi.

[0039] Além disso, a liga de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo com a segunda modalidade da presente invenção pode ainda incluir um ou mais elemento(s) selecionado(s) do grupo que consiste em 0,012% em massa a 0,05% em massa de Sb, 0,025% em massa para 0,05% em massa de As e 0,006% em massa para 0,05% em massa de Bi, mas o teor total de Sb, As e Bi precisa ser 0,09% em massa ou menos.

[0040] Na liga de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo com a primeira e segunda modalidades da presente invenção, é preferencial que uma quantidade total de Fe, Mn, Co e Cr como as impurezas inevitáveis seja inferior a 0,08% em massa.

[0041] Além disso, na liga de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo com a primeira ou segunda modalidade da presente invenção, é preferencial que um valor de teste de impacto Charpy quando uma amostra com entalhe em U é usada seja de 12 J/cm2 ou superior e 50 J/cm2 ou inferior, e é preferencial que a resistência à tração à temperatura ambiente (temperatura normal) seja de 550 N/mm2 ou superior, e uma tensão de deslocamento depois de reter a liga de cobre a 150°C durante 100 horas em um estado onde 0,2% da aproximação de limite elástico (carga correspondente a 0,2% de aproximação de limite elástico) à temperatura ambiente é aplicada seja de 0,3% ou menos.

[0042] Com respeito a uma relação entre a resistência à tração S (N/mm2), um alongamento E (%), um valor do teste de impacto Charpy I (J/cm2) na liga de cobre de corte fácil de alta resistência (material trabalhado a quente) tendo sofrido trabalho a quente de acordo com a primeira ou segunda modalidade da presente invenção, é preferencial que a resistência à tração S seja de 550 N/mm2 ou maior, o alongamento E é de 12% ou mais, o valor do teste de impacto Charpy I (J/cm2) quando uma amostra com entalhe em U é utilizada é de 12 J/cm2 ou superior, e o valor de f8=Sx{(E+100)/100}1/2, que é o produto da resistência à tração (S) e o valor de {(Alongamento (E)+100)/100} elevado à potência 1/2, é 675 ou superior ou f9=Sx{(E+100)/100}1/2+l, que é a soma de f8 e I, é 700 ou superior.

[0043] A razão pela qual a composição do componente, as expressões relacionais de composição f1 e f2, a estrutura metalográfica, as expressões relacionais da estrutura metalográfica f3, f4, f5 e f6 e as propriedades mecânicas são definidas conforme acima, é explicada abaixo.

[0044] cComposição dos Componentes> (Cu) Cu é um elemento principal das ligas de acordo com as modalidades. De modo a atingir o objetivo da presente invenção, é necessário adicionar pelo menos 75,4% em massa ou maior quantidade de Cu. Quando o teor de Cu é inferior a 75,4% em massa, a proporção de fase y é superior a 0,3%, embora dependendo do teor de Si, Zn, Sn e Pb e do processo de fabricação, a resistência à corrosão, resistência ao impacto, ductilidade, resistência à temperatura normal e alta temperatura (deslocamento a alta temperatura) se deterioram. Em alguns casos, fase β também pode aparecer. Consequentemente, o limite inferior do teor de Cu é 75,4% em massa ou superior, de preferência 75,6% em massa ou mais, mais preferencialmente 75,8% em massa ou mais e mais preferencialmente 76,0% em massa ou mais. Por outro lado, quando o teor de Cu é superior a 78,0% em massa, os efeitos sobre a resistência à corrosão, resistência à temperatura normal e resistência a altas temperaturas são saturados, e a proporção de fase Kpode tornar- se excessivamente alta mesmo se fase y diminuir. Além disso, fase g com alta concentração de Cu, em alguns casos, fase Ç e fase x são mais propensos a precipitar. Como resultado, a usinabilidade, a ductilidade, a resistência ao impacto e a usinabilidade a quente podem deteriorar-se, embora dependam das condições da estrutura metalográfica. Consequentemente, o limite superior do teor de Cu é 78,0% em massa ou inferior, de preferência 77,8% em massa ou inferior, 77,5% em massa ou inferior se a ductilidade e resistência ao impacto forem importantes, e mais preferencial mente, 77,3% em massa ou inferior.

[0045] (Si) O Si é um elemento necessário para obter a maioria das excelentes propriedades da liga de acordo com a modalidade. O Si contribui para a formação de fases metálicas, como fase K, fase y, fase p, fase β ou fase Ç. O Si melhora a usinabilidade, resistência à corrosão, resistência, propriedades de alta temperatura e resistência ao desgaste da liga de acordo com a modalidade. No caso de fase a, a inclusão de Si não melhora substancialmente a usinabilidade. No entanto, devido a uma fase tal como fase y, fase K, OU fase p que é formado pela inclusão de Si e é mais difícil do que fase a, pode ser obtida excelente usinabilidade sem incluir uma grande quantidade de Pb. Contudo, como a proporção da fase metálica como fase y ou fase p aumenta, surge um problema de deterioração na ductilidade, resistência ao impacto ou usinabilidade a frio, um problema de deterioração da resistência à corrosão em um ambiente hostil e um problema em propriedades de alta temperatura para suportar o uso de longo prazo. Fase K é útil para melhorar a usinabilidade ou a resistência. No entanto, se a quantidade de fase K é excessiva, a ductilidade, a resistência ao impacto e a usinabilidade deterioram-se e, em alguns casos, a usinabilidade também se deteriora. Portanto, é necessário definir fase K, fase y, fase g e fase β para estar em um intervalo apropriado. Além disso, o Si tem um efeito de suprimir significativamente a evaporação do Zn durante a fusão ou derretimento. Além disso, à medida que o teor de Si aumenta, a gravidade específica pode ser reduzida.

[0046] De modo a resolver estes problemas de uma estrutura metalográfica e para satisfazer todas as propriedades, é necessário conter 3,05% em massa ou mais de Si, embora dependendo dos teores de Cu, Zn e semelhantes. O limite inferior do teor de Si é, de preferência, 3,1 % em massa ou superior, de um modo mais preferencial, 3,15% em massa ou superior e, de um modo ainda mais preferencial, 3,2% em massa ou superior. Em particular, quando a resistência é importante, o limite inferior do teor de Si é de preferência 3,25% em massa ou superior. Pode parecer que o teor de Si deve ser reduzido a fim de reduzir a proporção de fase y ou fase p. com uma concentração elevada de Si. No entanto, como resultado de um estudo aprofundado sobre uma relação de mistura entre Si e outro elemento e o processo de fabricação, verificou-se que é necessário definir o limite inferior do teor de Si como descrito acima. Além disso, embora em grande parte dependendo dos teores de outros elementos, as expressões relacionais de composição f1 e f2, e o processo de fabricação, uma vez que o teor de Si atinge cerca de 3,0% em massa, a fase Kacicular alongada começa a estar presente em fase a, e quando o teor de Si é de cerca de 3,15% em massa ou superior, a quantidade de fase K aumenta ainda mais, e quando o teor de Si atinge cerca de 3,25% em massa, a presença de fase Ktorna-se notável. Devido à presença de fase K em fase a, a usinabilidade, resistência à tração, propriedades de alta temperatura, resistência ao impacto e resistência ao desgaste são melhoradas sem deterioração na ductilidade. A seguir, fase K presente em fase α também será mencionada como fase K1 . Por outro lado, quando o teor de Si é excessivamente alto, a quantidade de fase K é excessivamente grande. Simultaneamente, a quantidade de fase K1presente em fase α também se torna excessiva. Quando a quantidade de fase K é excessivamente grande, originalmente, os problemas relacionados à ductilidade, resistência ao impacto e usinabilidade da liga surgem, visto que fase K tem menor ductilidade e é mais dura do que fase a. Além disso, quando a quantidade de fase K1é excessivamente grande, a ductilidade de fase α em si é prejudicada e a ductilidade da liga deteriora-se. A modalidade visa principalmente obter não somente alta resistência, mas também excelente ductilidade (alongamento) e resistência ao impacto. Portanto, o limite superior do teor de Si é de 3,55% em massa ou inferior e, de preferência, 3,5% em massa ou inferior. Em particular, quando a ductilidade, resistência ao impacto, ou usinabilidade a frio de gravação ou semelhantes é importante, o limite superior do teor de Si é mais preferencialmente 3,45% em massa ou inferior e ainda mais preferencialmente 3,4% em massa ou inferior.

[0047] (Zn) O Zn é um elemento principal da liga de acordo com as modalidades em conjunto com o Cu e o Si, sendo necessário para melhorar a capacidade de usinabilidade, a resistência à corrosão, a resistência e a fundibilidade. O Zn está incluído no balanço, mas, para ser específico, o limite superior do teor de Zn é de cerca de 21,5% em massa ou inferior, e o seu limite inferior é de cerca de 17,5% em massa ou superior.

[0048] (Pb) Inclusão de Pb melhora a usinabilidade da liga de cobre. Cerca de 0,003% em massa de Pb é solubilizada em sólido na matriz, e a quantidade de Pb em excesso de 0,003% em massa está presente na forma de partículas de Pb com um diâmetro de cerca de 1 pm. O chumbo tem um efeito de melhorar a usinabilidade, mesmo com uma pequena quantidade de inclusão. Em particular, quando o teor de Pb é de 0,005% em massa ou superior, um efeito significativo começa a ser exibido. Na liga de acordo com a modalidade, a proporção de fase y com excelente usinabilidade está limitada a ser de 0,3% ou inferior. Portanto, mesmo uma pequena quantidade de Pb pode ser substituição para fase y. O limite inferior do teor de Pb é de preferência 0,006% em massa ou maior. Por outro lado, o Pb é nocivo para o corpo humano e afeta a ductilidade, resistência ao impacto, resistência à temperatura normal, resistência a altas temperaturas e usinabilidade a frio, embora essa influência possa variar dependendo da composição e da estrutura metalográfica da liga. Portanto, o limite superior do teor de Pb é 0,070% em massa ou inferior, de preferência 0,045% em massa ou inferior, e mais preferencialmente inferior a 0,020% em massa, tendo em vista a sua influência no corpo humano e ambiente.

[0049] (P) P melhora significativamente a resistência à corrosão em um ambiente hostil. Ao mesmo tempo, se uma pequena quantidade de Pb estiver contida, a usinabilidade, a resistência à tração e a ductilidade irão melhorar. A fim de exibir os efeitos acima descritos, o limite inferior do teor de P é 0,05% em massa ou superior, de preferência 0,055% em massa ou mais e, mais preferencialmente, 0,06% em massa ou superior. Por outro lado, quando o teor de P excede 0,13% em massa, o efeito de melhorar a resistência à corrosão é saturado. Além disso, a resistência ao impacto, a ductilidade e a usinabilidade a frio deterioram-se repentinamente, e a usinabilidade também se deteriora em vez de melhorar. Portanto, o limite superior do teor de P é de 0,13% em massa ou inferior, de preferência, 0,12% em massa ou inferior, e mais preferencialmente, 0,115% em massa ou inferior.

[0050] (Sb, As, Bi) Como no caso de P e Sn, Sb e As melhoram significativamente a resistência à corrosão por dezincificação, em particular, em um ambiente hostil. Para melhorar a resistência à corrosão devido à inclusão de Sb, é necessário conter 0,01% em massa ou mais de Sb, e é preferencial conter 0,012% em massa ou mais de Sb. Por outro lado, mesmo quando o teor de Sb excede 0,07% em massa, o efeito de melhorar a resistência à corrosão é saturado, e a proporção de fase y aumenta. Portanto, o teor de Sb é 0,07% em massa ou inferior e, preferencialmente, 0,05% em massa ou inferior. Além disso, a fim de melhorar a resistência à corrosão devido à inclusão de As, é necessário conter 0,02% em massa ou mais de As, e é preferencial conter 0,025% em massa ou mais de As. Por outro lado, mesmo se o teor de As excede 0,07% em massa, o efeito de melhorar a resistência à corrosão é saturado. Portanto, o teor de As é 0,07% em massa ou inferior e, preferencialmente, 0,05% em massa ou inferior. Bi melhora a usinabilidade da liga de cobre. Para Bi exibir o efeito, é necessário conter 0,005% em massa ou mais de Bi, e é preferencial conter 0,006% em massa ou mais de Bi. Por outro lado, se Bi é prejudicial para o corpo humano é incerto. No entanto, considerando a influência na resistência ao impacto, propriedades de alta temperatura, usinabilidade a quente e usinabilidade a frio, o limite superior do teor de Bi é 0,10% em massa ou inferior e, de preferência, 0,05% em massa ou inferior. A modalidade visa principalmente obter não somente alta resistência, mas também excelente ductilidade, usinabilidade a frio e tenacidade. Sb, As e Bi são elementos que melhoram a resistência à corrosão e similares, mas se o seu teor for excessivamente alto, o efeito de melhorar a resistência à corrosão é saturado, e também a ductilidade, a usinabilidade a frio e a tenacidade são prejudicadas. Por conseguinte, o teor total de Sb, As e Bi é, de preferência, 0,10% em massa ou inferior e mais preferencialmente 0,09% em massa ou inferior.

[0051] (Sn, Al, Fe, Cr, Mn, Co e Impurezas Inevitáveis) Exemplos de impurezas inevitáveis na modalidade incluem Al, Ni, Mg, Se, Te, Fe, Mn, Sn, Co, Ca, Zr, Cr, Ti, In, W, Mo, B, Ag e elementos de terras raras. Convencionalmente, uma liga de cobre de corte fácil não é formada principalmente de uma matéria-prima de boa qualidade, tal como cobre eletrolítico ou zinco eletrolítico, mas é formada principalmente de uma liga de cobre reciclada. Em uma etapa subsequente (etapa à jusante, etapa de trabalho) da técnica relacionada, quase todos os membros e componentes são usinados, e uma grande quantidade de uma liga de cobre é rejeitada a uma proporção de 40 para 80%. Exemplos do cobre rejeitado incluem lascas, extremidades de um material de liga, rebarbas, canais e produtos com defeitos de fabricação. Esta liga de cobre rejeitada é a principal matéria-prima. Se as lascas e outros itens forem insuficientemente separados, a liga torna-se contaminada por Pb, Fe, Mn, Se, Te, Sn, P, Sb, As, Bi, Ca, Al, Zr, Ni ou elementos de terras raras de outras ligas de cobre de corte fácil. Além disso, as lacas incluem Fe, W, Co, Mo e similares que se originam em ferramentas. Os materiais rejeitados incluem produtos revestidos e, portanto, contaminados com Ni, Cr e Sn. Mg, Fe, Cr, Ti, Co, In, Ni, Se e Te são misturados em refugo à base de cobre puro. Do ponto de vista da reutilização de recursos e custos, o refugo, como as lascas, incluindo esses elementos, é usado como matéria-prima na medida em que tal uso não tenha, pelo menos, efeitos adversos para as propriedades. Empiricamente falando, uma grande parte do Ni que é misturado na liga vem de UM refugo e similares, e o Ni pode estar contido em uma quantidade menor que 0,06% em massa, mas é preferencial se o conteúdo for menor que 0,05% em massa. Fe, Mn, Co ou Cr formam um composto intermetálico com Si e, em alguns casos, formam um composto intermetálico com P e afetam a usinabilidade, a resistência à corrosão e outras propriedades. Embora dependendo do teor de Cu, Si, Sn ou P e da expressão relacional f1 ou f2, é provável que o Fe combine com Si, e a inclusão de Fe pode consumir a mesma quantidade de Si que o Fe e promover a formação de um composto de Fe-Si que afeta adversamente a usinabilidade. Portanto, a quantidade de cada um dentre Fe, Mn, Co e Cr é, de preferência, 0,05% em massa ou inferior e, mais preferencialmente, 0,04% em massa ou inferior. Em particular, o teor total de Fe, Mn, Co e Cr é de preferência inferior a 0,08% em massa, mais preferencialmente 0,06% em massa ou inferior e, ainda mais preferencialmente, 0,05% em massa ou inferior. Por outro lado, Sn e Al misturados a partir de outras ligas de cobre de corte fácil, produtos rejeitados revestidos, ou similares, promovem a formação de fase y na liga de acordo com a modalidade. Além disso, em um limite de fase entre fase α e fase K, onde fase y é principalmente formada, a concentração de Sn e Al pode ser aumentada mesmo quando a formação de fase y não ocorre. Um aumento na quantidade de fase y e segregação de Sn e Al em um limite de fase OC-K (limite de fase entre fase α e fase K) deteriora a ductilidade, a usinabilidade a frio, a resistência ao impacto e as propriedades de alta temperatura, o que pode levar a uma diminuição na resistência à tração junto com a deterioração da ductilidade. Portanto, é necessário limitaras quantidades de Sn e Al como impurezas inevitáveis. O teor de cada um de Sn e Al é de preferência 0,05% em massa ou inferior e, mais preferencialmente, 0,03% em massa ou inferior. Além disso, o teor total de Sn e Al precisa ser 0,06% em massa ou inferior e, mais preferencialmente, é 0,04% em massa ou inferior. A quantidade total de Fe, Mn, Co, Cr, Sn e Al é de preferência 0,10% em massa ou inferior. Por outro lado, não é necessário limitar particularmente o teor de Ag porque, em geral, Ag pode ser considerado como Cu e não afeta substancial mente várias propriedades. No entanto, o teor de Ag é de preferência inferior a 0,05% em massa. Te e Se têm natureza de corte fácil e podem ser misturados em uma liga em grande quantidade, embora seja raro. Tendo em consideração a influência na ductilidade ou resistência ao impacto, o teor de Te e Se é de preferência inferior a 0,03% em massa e, mais preferencialmente, inferior a 0,02% em massa. A quantidade de cada um dos elementos Al, Mg, Ca, Zr, Ti, In, W, Mo, B e terras raras como outros elementos é de preferência inferior a 0,03% em massa, mais preferencial mente inferior a 0,02% em massa e ainda mais preferencial mente inferior a 0,01% em massa. A quantidade de elementos de terras raras refere-se à quantidade total de um ou mais de Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Tb e Lu. Afim de a obter uma ductilidade, resistência ao impacto, resistência à temperatura normal e a temperaturas elevadas e usinabilidade em forjamento ou semelhante, é desejável administrar e limitar as quantidades das inevitáveis impurezas.

[0052] (Expressão Relacional de Composição f1) A expressão relacional de composição f1 é uma expressão que indica uma relação entre a composição e a estrutura metalográfica. Mesmo se a quantidade de cada um dos elementos estiver no intervalo definido descrito acima, a menos que esta expressão relacional de composição f1 seja satisfeita, as propriedades dos alvos das modalidades não podem ser obtidas. Quando o valor da expressão relacional de composição f1 for menor que 78,0, a proporção de fase y aumenta independentemente de qualquer ajuste no processo de fabricação, e fase β aparece em alguns casos. Além disso, o lado longo da fase y aumenta e a resistência à corrosão, ductilidade, resistência ao impacto e propriedades de alta temperatura se deterioram. Consequentemente, o limite inferior da expressão relacional de composição f1 é 78,0 ou superior, de preferência 78,2 ou superior, mais preferencialmente, 78,5 ou superior, e ainda mais preferencialmente, 78,8 ou superior. Como o intervalo do valor da expressão relacional de composição f1 se torna mais preferencial, a razão de área de fase y diminui drasticamente ou é reduzida a 0%, e a ductilidade, usinabilidade a frio, resistência ao impacto, resistência à temperatura normal, propriedades de alta temperatura e resistência à corrosão melhoram. Por outro lado, o limite superior da expressão relacional de composição f1 afeta principalmente a proporção de fase K. Quando o valor da expressão relacional de composição f1 for superior a 80,8, a proporção de fase K é excessivamente alta do ponto de vista da ductilidade e resistência ao impacto. Além disso, é mais provável que a fase p precipite. Quando a proporção de fase K ou fase p é excessivamente alta, deterioram-se a ductilidade, resistência ao impacto, usinabilidade a frio, propriedades de alta temperatura, usinabilidade a quente, resistência à corrosão e usinabilidade. Consequentemente, o limite superior da expressão relacional da composição f1 é 80,8 ou inferior, de preferência 80,5 ou inferior, e mais preferencialmente, 80,2 ou inferior. Deste modo, definindo a expressão relacional de composição f1 como estando no intervalo supracitado, pode ser obtida uma liga de cobre com excelentes propriedades. Como Sb e Bi, que são elementos seletivos e as inevitáveis impurezas que são definidas separadamente, dificilmente afetam a expressão relacional de composição f1, porque os seus conteúdos são baixos e, portanto, não são definidos na expressão relacional de composição f1.

[0053] (Expressão Relacional de Composição f2) A expressão relacional de composição f2 é uma expressão que indica uma relação entre a composição e a usinabilidade, várias propriedades e a estrutura metalográfica. Quando o valor da expressão relacional de composição f2 for menor que 60,2, a proporção de fase y na estrutura metalográfica aumenta, e outras fases metálicas, incluindo fase β, são mais prováveis de aparecer e permanecer. Portanto, a resistência à corrosão, ductilidade, resistência ao impacto, usinabilidade a frio e propriedades de alta temperatura se deterioram. Além disso, durante o processo de forjamento a quente, os grãos de cristais ficam mais grosseiros, havendo mais probabilidade de trincamento. Consequentemente, o limite inferior da expressão relacional da composição f2 é 60,2 ou superior, de preferência 60,4 ou inferior, e mais preferencialmente, 60,5 ou superior. Por outro lado, quando o valor da expressão relacional f2 da composição excede 61,5, a resistência à deformação a quente é melhorada, a deformabilidade a quente deteriora-se e o trincamento da superfície pode ocorrer em um material extrusado a quente ou num produto forjado a quente. Além disso, é mais provável que apareça fase α grosseira com um comprimento superior a 1000 pm e uma largura de mais de 200 pm em uma direção paralela a uma direção de trabalho a quente em uma estrutura metalográfica. Quando fase α grosseira está presente, a usinabilidade e a resistência deterioram-se, o comprimento do lado longo de fase y presente em um limite entre fase a e fase K aumenta, ou é provável que ocorra a segregação de Sn ou Al, mesmo que isso resulte na geração de fase y. Quando o valor de f2 é alto, não é provável a ocorrência de fase K1em fase a, a resistência diminui e a usinabilidade, propriedades de alta temperatura e a resistência ao desgaste se deterioram. Além disso, o intervalo de temperatura de solidificação, ou seja, (temperatura liquidus temperatura-solidus) excede 50°C, as cavidades de retração durante a fundição são significativas e não é possível se obter uma fundição sólida. Consequentemente, o limite superior da expressão relacional de composição f2 é 61,5 ou inferior, de preferência 61,4 ou inferior, mais preferencialmente, 61,3 ou inferior, e ainda mais preferencialmente, 61,2 ou inferior. Quando o valor de f1 é 60,2 ou superior e o limite superior de f2 é um valor preferencial, grãos de cristal de fase α são refinados em cerca de 50 pm ou menos, e fase α é uniformemente distribuída. Como resultado, pode-se obter uma liga com maior resistência e excelente ductilidade, usinabilidade a frio, resistência ao impacto e propriedades de alta temperatura e tendo um bom equilíbrio entre resistência e ductilidade e resistência ao impacto. Deste modo, definindo a expressão relacional de composição f2 como estando no intervalo estreito supracitado, pode-se fabricar uma liga de cobre com excelentes propriedades com um alto rendimento. Como Sb e Bi, que são elementos seletivos e as inevitáveis impurezas que são definidas separadamente, dificilmente afetam a expressão relacional de composição f2, porque os seus conteúdos são baixos e, portanto, não são definidos na expressão relacional de composição f2.

[0054] (Comparação com os Documentos de Patentes) Neste documento, os resultados da comparação das composições das ligas de Cu-Zn-Si descritas nos Documentos de Patente 3 a 12 e a composição da liga de acordo com a modalidade são mostradas na Tabela 1. A modalidade e o Documento de Patente 3 são diferentes um do outro nos teores de Pb e Sn, que é um elemento seletivo. A modalidade e o Documento de Patente 4 são diferentes um do outro nos teores de Pb e Sn, que é um elemento seletivo. A modalidade e os Documentos de Patente 6 e 7 são diferentes uns dos outros quanto à presença ou não de Zr. A modalidade e o Documento de Patente 8 são diferentes um do outro quanto a se o Fe está contido ou não. A modalidade e o Documento de Patente 9 são diferentes uns dos outros quanto à presença ou não de Pb e também se estão contidos ou não Fe, Ni e Mn. Como descrito acima, a liga de acordo com a modalidade e as ligas de Cu-Zn-Si descritas nos Documentos de Patente 3 a 9 excluindo o Documento de Patente 5 são diferentes umas das outras nos intervalos de composição. O Documento de Patente 5 é omisso sobre a resistência, usinabilidade, fase K1 presente em fase α contribuindo para a resistência ao desgaste, f1 e f2, e o balanço da resistência também é baixo. O Documento de Patente 11 refere-se à brasagem em que o aquecimento é realizado a 700°C ou superior, e refere-se a uma estrutura brasada. O Documento de Patente 12 refere-se a um material que deve ser laminado para produzir um parafuso roscado ou uma engrenagem.

[0055] [Tabela 1]

[0056] <Estrutura Metalográfica> Em ligas de Cu-Zn-Si, 10 ou mais tipos de fases estão presentes, ocorre uma mudança de fase complicada e as propriedades desejadas não podem ser necessariamente obtidas simplesmente definindo os intervalos de composição 5 e expressões relacionais dos elementos. Especificando e determinando os tipos de fases metálicas que estão presentes numa estrutura metalográfica e os intervalos das mesmas, as propriedades desejadas podem finalmente ser obtidas. No caso de ligas Cu-Zn-Si incluindo uma pluralidade de fases metálicas, o nível de resistência à corrosão varia entre as fases. A corrosão começa 10 e progride de uma fase com a menor resistência à corrosão, ou seja, uma fase mais propensa à corrosão, ou de um limite entre uma fase com baixa resistência à corrosão e uma fase adjacente a essa fase. No caso de ligas Cu-Zn-Si, incluindo três elementos de Cu, Zn e Si, por exemplo, quando as resistências à fase a, fase a’, fase β (incluindo fase β’), fase K, fase y (incluindo fase y’), e fase p são 15 comparadas, a classificação da resistência à corrosão é: fase α>fase a’>fase K>fasep fase>y>faseβ. A diferença na resistência à corrosão entre fase K e fase p é particularmente grande.

[0057] As composições das respectivas fases variam dependendo da composição da liga e das proporções de área das respectivas fases, podendo-se 2 0 afirmar o que se segue. A concentração de Si de cada fase é maior na seguinte ordem: fase p>fase y>fase K>fase α>fase α fase>β. As concentrações de Si em fase p, fase y e fase Ksão maiores que a concentração de Si na liga. Além disso, a concentração de Si em fase p é de cerca de 2,5 vezes a cerca de 3 vezes a concentração de Si 25 em fase α, e a concentração de Si em fase y é de cerca de 2 vezes a cerca de 2,5 vezes a concentração de Si em fase α. A concentração de Cu é maior na seguinte ordem: fase p > fase K fase >α > fase α’ fase>y>faseβ. A concentração de Cu em fase pi é maior do que a concentração de Cu na liga.

[0058] Nas ligas de Cu-Zn-Si descritas nos Documentos de Patente 3 a 6, uma grande parte de fase y, que tem a maior função de melhoria de usinabilidade, está presente em conjunto com fase a’ ou está presente em um limite entre fase K e fase a. Quando usado em água que é ruim para ligas de cobre ou em um ambiente que é hostil para as ligas de cobre, fase y torna-se uma fonte de corrosão seletiva (origem da corrosão) de modo que a corrosão progride. Obviamente, quando fase β está presente, fase β começa a corroer antes de fase y. Quando fase p e fase y estão presentes juntos, fase p começa a corroer ligeiramente mais tarde ou ao mesmo tempo que fase y. Por exemplo, quando fase a, fase K , fase y e fase p estão presentes em conjunto, se a corrosão por dezincificação ocorrer em fase y ou fase p, a fase y ou fase p corroídas tornam-se um produto de corrosão (pátina) que é rico em Cu devido a dezincificação. Este produto de corrosão faz com que fase K OU fase α adjacente à mesma sejam corroídas e a corrosão progride em uma reação em cadeia. Portanto, é essencial que fase β seja de 0%, sendo preferencial que as quantidades de fase y e fase p sejam limitadas tanto quanto possível, igualmente, sendo ideal que estas fases não estejam presentes de todo.

[0059] A qualidade da água potável varia em todo o mundo, incluindo o Japão, e esta qualidade da água está se transformando de modo que é mais provável de ocorrer corrosão em ligas de cobre. Por exemplo, a concentração de cloro residual usado para desinfecção para a segurança do corpo humano está aumentando, embora o limite superior do nível de cloro seja regulado. Ou seja, o ambiente onde as ligas de cobre que compõem os dispositivos de fornecimento de água são usados é o meio em que as ligas têm maior probabilidade de serem corroídas. O mesmo é verdade para a resistência à corrosão em um ambiente de uso onde uma variedade de soluções está presente, por exemplo, aquelas onde materiais de componentes para automóveis, máquinas e encanamentos industriais descritos acima são usados. Nestas circunstâncias, é cada vez mais necessário reduzir as fases vulneráveis à corrosão.

[0060] Além disso, fase y é uma fase dura e quebradiça. Portanto, quando uma carga grande é aplicada a um membro de liga de cobre, a fase y torna- se microscopicamente uma fonte de concentração de tensão, fase y está presente principalmente em uma forma alongada em um limite de fase OC-K (limite de fase entre fase α e fase K). fase y torna-se uma fonte de concentração de tensão e, portanto, tem o efeito de promover a divisão de lascas e reduzir a resistência ao corte durante o corte. Por outro lado, fase y torna-se a fonte de concentração de tensão de tal modo que a ductilidade, a usinabilidade a frio ou a resistência ao impacto se deterioram e a resistência à tração também se deteriora devido à deterioração da ductilidade. Além disso, visto que fase y está presente principalmente em um limite entre fase α e fase K, a resistência ao deslocamento em alta temperatura deteriora-se. Visto que a liga de acordo com a modalidade visa não só a alta resistência, mas também excelentes propriedades de ductilidade, resistência ao impacto e alta temperatura, é necessário limitar a quantidade de fase y e o comprimento do lado longo de fase y. fase p. está presente principalmente nas bordas de grãos de fase α ou em um limite de fase entre fase α e fase K. Portanto, como no caso de fase y, fase ji torna-se microscopicamente uma fonte de concentração de tensão. Devido a ser uma fonte de concentração de tensão ou um fenômeno de deslizamento bordãos de grãos, fase pi torna a liga mais vulnerável à trincamento por corrosão sob tensão, deteriora a resistência ao impacto e deteriora a ductilidade, a usinabilidade a frio e a resistência sob temperatura normal e alta temperatura. Como no caso de fase y, fase p. tem um efeito de melhorar a usinabilidade e este efeito é muito menor que o de fase y. Por conseguinte, é necessário limitar a quantidade de fase p. e o comprimento do lado longo de fase |i.

[0061] No entanto, se a proporção de fase y ou as proporções de fase y e fase p são significativamente reduzidos ou são feitos para ser zero, a fim de melhorar as propriedades supracitadas, não é possível obter usinabilidade satisfatória apenas por conter uma pequena quantidade de Pb e três fases de fase α, fase α’ e fase K.Portanto, desde que a liga com uma pequena quantidade de Pb tenha excelente usinabilidade, é necessário definir as fases constituintes de uma estrutura metalográfica (fases metálicas ou fases cristalinas) como segue para melhorar a ductilidade, resistência ao impacto, resistência, propriedades de alta temperatura e resistência à corrosão. A seguir, a unidade da proporção de cada uma das fases é a razão de área (percentual de área).

[0062] (Fase y) Fase y é uma fase que contribui mais para a usinabilidade das ligas Cu-Zn-Si. A fim de melhorar a resistência à corrosão, resistência à temperatura normal, propriedades de alta temperatura, ductilidade, usinabilidade a frio e resistência ao impacto em um ambiente hostil, é necessário limitar a fase y. Afim de obter usinabilidade suficiente e várias outras propriedades ao mesmo tempo, as expressões relacionais de composição f1 e f2, expressões relacionais de estrutura metalográfica descritas abaixo e o processo de fabricação são limitados.

[0063] (Fase β e Outras Fases) A fim de obter excelente resistência à corrosão e alta ductilidade, resistência ao impacto, resistência e resistência a altas temperaturas, as proporções de fase β, fase y, fase pi e outras fases, tais como fase Ç em uma estrutura metalográfica são particularmente importantes. A proporção de fase β não deve ser detectada quando observada com um microscópio metalográfico de 500X, ou seja, sua proporção precisa ser de 0%. A proporção de fases como fase Ç diferente de fase a, fase K, fase β, fase y e fase p é de preferência 0,3% ou inferior e, mais preferencialmente, 0,1% ou inferior. É preferencial que as outras fases, como fase Ç não estejam presentes.

[0064] Primeiro, a fim de obter excelente resistência à corrosão, resistência, ductilidade, usinabilidade a frio, resistência ao impacto e propriedades de alta temperatura, a proporção de fase y precisa ser de 0,3% ou menor e o comprimento do lado longo da fase y precisa ser 25 pim ou menos. Para melhorar ainda mais essas propriedades, a proporção de fase y é de preferência 0,1% ou inferior, e é mais preferencial que fase y não seja observada com um microscópio de 500 vezes, ou seja, a quantidade de fase y é 0% em efeito. O comprimento do lado longo de fase yé medido usando o método a seguir. Usando uma micrografia metalográfica de 500 ou 1000 vezes, por exemplo, o comprimento máximo do lado longo de fase y é medido em um campo visual. Esta operação é realizada em cinco campos visuais escolhidos arbitrariamente, conforme descrito abaixo. O comprimento máximo médio do lado longo de fase y calculado a partir dos comprimentos medidos nos respectivos campos visuais é considerado como o comprimento do lado longo de fase y. Portanto, o comprimento do lado longo de fase y pode ser mencionado como o comprimento máximo do lado longo de fase y. Mesmo que a proporção de fase y seja baixa, fase y está presente principalmente em um limite de fase em uma forma alongada quando observada bidimensionalmente. Quando o comprimento do lado longo de fase y é longo, a corrosão na direção da profundidade é acelerada, o deslocamento em alta temperatura é promovido e a ductilidade, a resistência à tração, a resistência ao impacto e a usinabilidade a frio deterioram-se. Destes pontos de vista, o comprimento do lado longo de fase y precisa ser 25 pm ou menos, sendo preferencialmente 15 pm ou menos. Fase y que pode ser claramente reconhecida com um microscópio de 500 vezes é fase y tendo um lado longo com um comprimento de cerca de 3 pm ou mais. Quando a quantidade de fase y em que o comprimento do lado longo é inferior a cerca de 3 pm é pequeno, há pouca influência na resistência à tração, ductilidade, propriedades de alta temperatura, resistência ao impacto, usinabilidade a frio e resistência à corrosão, que é insignificante. A propósito, em relação à usinabilidade, a presença de fase y é o melhorador mais eficaz de usinabilidade da liga de cobre de acordo com a modalidade. Contudo, fase y precisa ser eliminada, se possível, devido a vários problemas que fase y possui, e fase K1descrita abaixo pode ser substituta por fase Y-

[0065] A proporcao de fase y e o comprimento do lado longo de fase y estão intimamente relacionadas com o teor de Cu, Sn e Si e as expressões relacionais de composição f1 e f2.

[0066] (Fase pi) Fase pi é eficaz para melhorar a usinabilidade e afeta a resistência à corrosão, ductilidade, usinabilidade a frio, resistência ao impacto, resistência à tração a temperatura normal e propriedades de alta temperatura. Portanto, é necessário que a proporção de fase g seja pelo menos 0% a 1,0%. A proporção de fase g é de preferência de 0,5% ou inferior e, mais preferencialmente, de 0,3% ou inferior, sendo mais preferencial que fase pi não esteja presente. Fase ji está presente principalmente nas bordas de grãos ou um limite de fase. Portanto, em um ambiente hostil, a corrosão das bordas de grãos ocorre quando as bordas de grãos de fase pi estão presentes. Além disso, fase pi que está presente numa forma alongada em uma borda de grão faz com que a resistência ao impacto e a ductilidade da liga se deteriorem e, consequentemente, a resistência à tração também se deteriora devido ao declínio da ductilidade. Além disso, por exemplo, quando uma liga de cobre é usada em uma válvula usada ao redor do motor de um veículo ou em uma válvula de gás de alta pressão, se a liga de cobre for mantida a uma temperatura alta de 150°C por um longo período de tempo, ocorre do deslizamento da borda do grão, sendo mais provável a ocorrência de deslocamento. Portanto, é necessário limitar a quantidade de fase pi e, ao mesmo tempo, limitar o comprimento do lado longo de fase pi que está presente principalmente em um limite de grão a 20 pim ou menos. O comprimento do lado longo de fase g é de preferência 15 gm ou menos, mais preferencialmente, 5 pim ou menos. O comprimento do lado longo de fase p é medido usando o mesmo método de medir o comprimento do lado longo de fase y. Ou seja, usando basicamente uma micrografia metalográfica de 500 vezes, mas quando apropriado, usando uma micrografia metalográfica de 1000 vezes, ou uma micrografia eletrônica secundária (micrografia eletrônica) de 2000 ou 5000 vezes de acordo com o tamanho de fase JA, é medido o comprimento máximo do lado longo de fase p. em um campo visual. Esta operação é realizada em cinco campos visuais escolhidos arbitrariamente. O comprimento máximo médio dos lados longos de fase p. calculado a partir dos comprimentos medidos nos respectivos campos visuais é considerado como o comprimento do lado longo de fase p. Portanto, o comprimento do lado longo de fase p. pode ser mencionado como o comprimento máximo do lado longo de fase p.

[0067] (Fase K) Sob recentes condições de usinagem de alta velocidade, a usinabilidade de um material, incluindo resistência ao corte e capacidade de descarga de lascas, é a propriedade mais importante. Entretanto, para obter uma excelente usinabilidade em um estado onde a proporção de fase y tendo a função de melhoria de usinabilidade mais alta é limitada a 0,3% ou inferior, é necessário que a proporção de fase K seja pelo menos 29% ou superior. A proporção de K é de preferência 33% ou superior e, mais preferencialmente, 35% ou superior. Quando a resistência é importante, a proporção de fase K é de 38% ou superior. Fase K é menos frágil, é mais rica em ductilidade e tem maior resistência à corrosão do que fase y, fase p e fase β. Fase y e fase p estão presentes ao longo de uma borda de grão ou um limite de fase de fase a, mas esta tendência não é mostrada em fase K. Além disso, a resistência, a usinabilidade, a resistência ao desgaste e as propriedades de alta temperatura são superiores do que fase a. Conforme a proporção de fase K aumenta, a usinabilidade é melhorada, a resistência à tração e a resistência a altas temperaturas são melhoradas e a resistência ao desgaste também é melhorada. Por outro lado, conforme a proporção de fase K aumenta, a ductilidade, usinabilidade a frio ou resistência a impacto deterioram-se gradualmente. Quando a proporção de fase K atinge cerca de 50%, o efeito de melhorar a usinabilidade também é saturado, e conforme a proporção de fase K aumenta ainda mais, a resistência ao corte aumenta devido a fase K que é dura e tem alta resistência. Além disso, quando a quantidade de fase K é excessivamente grande, as lascas tendem a não se separar. Quando a proporção de fase K atinge cerca de 60%, a resistência à tração é saturada e a usinabilidade a frio e a usinabilidade a quente deterioram-se juntamente com a deterioração da ductilidade. Quando a resistência, a ductilidade, a resistência ao impacto e a usinabilidade são consideradas de forma abrangente, a proporção de fase K precisa ser de 60% ou menos. A proporção de fase K é de preferência 58% ou inferior ou 56% ou inferior e, mais preferencialmente, 54% ou inferior e, em particular, quando a ductilidade, resistência ao impacto e forjamento ou usinabilidade de curvatura são importantes, é de 50% ou inferior. Fase K tem uma excelente função de melhoria de usinabilidade semelhante à fase y. Contudo, fase y está presente principalmente em um limite de fase e se torna uma fonte de concentração de tensão durante o corte. Como resultado, com uma pequena quantidade de fase y, pode-se obter uma excelente divisibilidade de lascas e a resistência ao corte é reduzida. Na expressão relacional f6 referente à usinabilidade descrita abaixo, um coeficiente que é seis vezes a quantidade de fase K é atribuído ao valor da raiz quadrada da quantidade de fase y. Por outro lado, fase K não é distribuída de forma desigual em um limite de fase ao contrário de fase y ou fase p, forma uma estrutura metalográfica com fase a, e está presente em conjunto com fase a. Em consequência disto, uma função de melhorar a usinabilidade é exibida. Em outras palavras, por tornar fase K presente juntamente com fase α maleável, a função de melhoria de usinabilidade de fase K é utilizada, e esta função é exibida de acordo com a quantidade de fase K, e na forma como fase α e fase K são misturadas. Assim, a forma como fase α e fase K são distribuídas também afeta a usinabilidade, e quando fase α grosseira é formada, a usinabilidade se deteriora. Se a proporção de fase y é significativamente limitada, quando a quantidade de fase K é de cerca de 50%, o efeito de melhorar a divisibilidade de lascas ou o efeito de reduzir a resistência ao corte é saturado. Como a quantidade de fase K aumenta ainda mais, os efeitos enfraquecem gradualmente. Ou seja, mesmo quando a proporção de fase K aumenta excessivamente, uma razão componente ou um estado misto entre fase K e fase α maleável se deteriora de tal forma que a divisibilidade da lasca se deteriora. Quando a proporção de fase K excede cerca de 50%, a influência de fase K que tem alta resistência é fortalecida e a resistência ao corte aumenta gradualmente. A fim de obter uma excelente usinabilidade com uma pequena quantidade de Pb em um estado onde a razão de área de fase y com excelente usinabilidade é limitada a 0,3% ou inferior e de preferência 0,1% ou 0%, é necessário não apenas ajustar a quantidade de fase K, mas também melhorar a usinabilidade de fase a. Ou seja, fazendo com que fase Kacicular e fase K1 estejam presentes em fase a, a usinabilidade de fase α é melhorada e a usinabilidade da liga é melhorada com pouca deterioração na ductilidade. Como a quantidade de fase K1 presente em fase α aumenta, a usinabilidade da liga é melhorada. Embora dependendo das expressões relacionais e do processo de fabricação, a quantidade de fase K1 em fase α também aumenta junto com um aumento na quantidade de fase K na estrutura metalográfica. A presença de uma quantidade excessiva de fase K1 deteriora a ductilidade de fase α e afeta adversamente a ductilidade, usinabilidade a frio e resistência ao impacto da liga. Portanto, a proporção de fase K precisa ser 60% ou inferior, sendo de preferência 58% ou inferior ou 56% ou inferior. A partir do exposto acima, é preferencial que a proporção de fase K na estrutura metalográfica seja de cerca de 33% a cerca de 56% do ponto de vista de um balanço entre ductilidade, usinabilidade a frio, resistência, resistência ao impacto, resistência à corrosão, propriedades de alta temperatura, usinabilidade e resistência ao desgaste. Além disso, embora dependendo dos valores de f1 e f2, quando a proporção de fase K é de 33% a 56%, a quantidade de fase K1 em fase α também aumenta e a excelente usinabilidade pode ser assegurada mesmo se o teor de Pb for menor que 0,020% em massa.

[0068] (Presença de Fase KAcicular Alongada (fase K1) em Fase a) Quando os requisitos da composição supracitados, as expressões relacionais de composição f1 e f2, e o processo são satisfeitos, fase Kacicular começa a aparecer em fase a. Esta fase K é mais dura do que fase a. A espessura de fase K (fase K1) presente em fase α é de cerca de 0,1 pm a cerca de 0,2 pm (cerca de 0,05 pm a cerca de 0,5 pm), e esta fase K (fase K1) é fina, alongada e acicular. Devido à presença de fase K1 em fase a, os seguintes efeitos são obtidos. 1) Fase α é reforçada e a resistência à tração da liga é melhorada. 2) A usinabilidade de fase α é melhorada, e a usinabilidade da liga, tal como a deterioração na resistência ao corte ou a melhoria da divisibilidade da lasca, é melhorada. 3) Visto que fase K1 está presente em fase a, não há má influência na resistência à corrosão da liga. 4) Fase α é reforçada e a resistência ao desgaste da liga é melhorada. 5) Visto que fase K1 está presente em fase a, há uma pequena influência na ductilidade e resistência ao impacto. A fase K acicular presente em fase α é afetada por um elemento constituinte como Cu, Zn ou Si, as expressões relacionais f1 e f2 e o processo de fabricação. Quando os requisitos da composição e da estrutura metalográfica da modalidade são satisfeitos, o Si é um dos principais fatores que determinam a presença de fase K1 . Por exemplo, quando a quantidade de Si é de cerca de 2,95% em massa ou superior, fase K1 começa a estar presente em fase a. Quando a quantidade de Si é de cerca de 3,05% em massa ou superior, fase K1 fica clara, e quando a quantidade de Si é de cerca de 3,15% em massa ou superior, fase K1 torna-se mais claramente presente. Além disso, a presença de fase K1 é afetada pelas expressões relacionais. Por exemplo, a expressão relacional de composição f2 precisa ser 61,5 ou menor, e como o valor de f2 aumenta para 61,2 e de 61,2 para 61,0, uma quantidade aumentada de fase K1 está presente. Por outro lado, mesmo que a largura de fase K1 em grãos cristalinos α de 2 a 100 pm ou fase α é tão pequena quanto cerca de 0,2 pm, a proporção de fase K1 aumenta. Ou seja, se a quantidade de fase K1 aumenta excessivamente, a ductilidade ou resistência ao impacto de fase α se deteriora. A quantidade de fase K1 em fase α é fortemente afetada pelo teor de Cu, Si e Zn, as expressões relacionais f1 e f2, e o processo de fabricação principalmente em conjunto com a quantidade de fase K na estrutura metalográfica. Quando a proporção de fase K na estrutura metalográfica, como o principal fator excede 60%, a quantidade de fase K1 presente em fase α aumenta em excesso. Do ponto de vista da obtenção de uma quantidade adequada de fase K1 presente em fase α, a quantidade de fase K na estrutura metalográfica é 60% ou inferior, de preferência 58% ou inferior e, mais preferencialmente, 54% ou inferior, e, quando a ductilidade, usinabilidade a frio ou resistência ao impacto é importante, é preferencial 54% ou inferior e, mais preferencialmente, 50% ou inferior. Além disso, quando a proporção de fase K é alta e o valor de f2 é baixo, a quantidade de fase K1 aumenta. Por outro lado, quando a proporção de fase K é baixa e o valor de f2 é alto, a quantidade de fase K1 presente em fase α diminui. Fase K1 presente em fase α pode ser reconhecida como um material linear alongado ou material acicular quando ampliada com um microscópio metalográfico com uma ampliação de 500 vezes, em alguns casos, cerca de 1000 vezes. No entanto, como é difícil calcular a taxa de área de fase K1 , deve-se notar que a razão de área de fase K1 em fase α está incluída na razão de área de fase a.

[0069] (Expressões Relacionais de Estrutura Metalográfica f3, f4 e f5) Para obter excelentes propriedades de resistência à corrosão, ductilidade, resistência a impactos e altas temperaturas, a proporção total de fase α e fase K (expressão relacional da estrutura metalográfica f3=(a)+(ic)) precisa ser 98,6% ou superior. O valor de f3 é de preferência 99,3% ou superior e, mais preferencialmente, 99,5% ou superior. Da mesma forma, a proporção total de fase a, fase K, fase y e fase p (expressão relacional da estrutura metalográfica f4=(a)+(K)+(y)+(p)) é de 99,7% ou superior e de preferência 99,8% ou superior. Além disso, a proporção total de fase y e fase p (f5=(y)+(p)) é de 0% a 1,2%. O valor de f5 é de preferência 0,5 ou inferior. As expressões relacionais de estrutura metalográfica f3 a f6 são direcionadas para 10 tipos de fases metálicas, incluindo fase α, fase β, fase y, fase δ, fase ε, fase Ç, fase η, fase K, fase p e fase % e não são dirigidos a compostos intermetálicos, partículas de Pb, óxidos, inclusão não metálica, materiais não fundidos e semelhantes. Além disso, fase K (fase K1) presente em fase α está incluída em fase α e fase p que não pode ser observada com um microscópio metalográfico de 500 ou 1000 vezes é excluída. Os compostos intermetálicos que são formados por Si, P e elementos que são inevitavelmente misturados (por exemplo, Fe, Co e Mn) são excluídos da razão de área de uma fase metálica. No entanto, esses compostos intermetálicos afetam a usinabilidade e, portanto, é necessário prestar atenção às impurezas inevitáveis.

[0070] (Expressão Relacional de Estrutura Metalográfica f6) Na liga de acordo com a modalidade, é necessário que a usinabilidade seja excelente enquanto minimiza o teor de Pb na liga Cu-Zn-Si, sendo necessário que a liga satisfaça a resistência ao impacto, ductilidade, usinabilidade a frio, resistência à pressão, resistência à temperatura normal, resistência a altas temperaturas e resistência à corrosão exigidas. No entanto, o efeito de fase y na usinabilidade é contraditório com a resistência ao impacto, ductilidade ou a resistência à corrosão. Metalograficamente, quanto maior a quantidade de fase y, melhor é a usinabilidade da liga, visto que fase y tem a maior usinabilidade. No entanto, do ponto de vista da resistência ao impacto, ductilidade, resistência, resistência à corrosão e outras propriedades, é necessário reduzir a quantidade de fase y. Verificou-se a partir dos resultados dos experimentos que, quando a proporção de fase y é igual ou inferior a 0,3%, é necessário que o valor da expressão relacional da estrutura metalográfica f6 esteja dentro de um intervalo adequado para se obter uma excelente usinabilidade.

[0071] Como fase y tem a maior usinabilidade, um alto coeficiente seis vezes maior é atribuído ao valor da raiz quadrada da proporção de fase y ((y) (%)) na expressão relacional da estrutura metalográfica f6 referente à usinabilidade. Por outro lado, o coeficiente de fase K é 1. Fase K forma uma estrutura metalográfica com fase α e exibe o efeito de acordo com a proporção sem ser distribuído de forma desigual em um limite de fase semelhante a y ou fase g. Para obter uma excelente usinabilidade, o valor da expressão relacional da estrutura metalográfica f6 precisa ser 30 ou maior. O valor de f6 é de preferência 33 ou superior e, mais preferencialmente, 35 ou superior. Por outro lado, quando a expressão relacional da estrutura metalográfica f6 excede 62, a usinabilidade deteriora-se inversamente e a deterioração na resistência ao impacto e na ductilidade torna-se significativa. Portanto, a expressão relacional da estrutura metalográfica f6 precisa ser 62 ou menor. O valor de f6 é de preferência 58 ou superior e, mais preferencialmente, 54 ou superior.

[0072] <Propriedades> (Resistência à Temperatura Normal e Propriedades de Alta Temperatura) Como uma resistência necessária em vários campos de válvulas e dispositivos para água potável, vasos, conexões, encanamentos e válvulas relacionadas a hidrogênio, tais como estação de hidrogênio, geração de energia a hidrogênio ou em ambiente de hidrogênio de alta pressão e válvulas automotivas e acessórios, uma resistência à tração é importante. Além disso, por exemplo, uma válvula usada em um ambiente próximo à sala de máquinas de um veículo ou uma válvula de alta temperatura e alta pressão é exposta em um ambiente onde a temperatura pode atingir cerca de 150°C no máximo. E a liga é obrigada a permanecer intacta, sem deformação ou fratura, quando uma pressão ou tensão é aplicada. No caso do vaso de pressão, um esforço admissível do mesmo é afetado pela resistência à tração. Vasos de pressão precisam ter ductilidade e resistência ao impacto mínimas que são necessárias para o uso pretendido e as condições de uso e são determinadas de acordo com o balanço com resistência. Além disso, a redução na espessura e no peso tem sido fortemente exigida para membros e componentes que são o uso direcionado da modalidade, por exemplo, componentes automotivos. Para esse fim, é preferencial que um material extrusado quente, um material laminado a quente ou um material forjado a quente como material trabalhado a quente seja um material de alta resistência com uma resistência à tração de 550 N/mm2 ou superior a uma temperatura normal. A resistência à tração a uma temperatura normal é mais preferencialmente 580 N/mm2 ou superior, ainda mais preferencialmente 600 N/mm2 ou superior, e mais preferencialmente 625 N/mm2 ou superior. A maioria das válvulas ou vasos de pressão são formados por forjamento a quente, e a fragilização por hidrogênio não ocorre na liga de acordo com a modalidade, desde que a resistência à tração seja de 580 N/mm2 ou superior e de preferência 600 N/mm2 ou superior. Portanto, a liga de acordo com a modalidade pode ser a substituição de um material por uma válvula de hidrogênio, uma válvula para geração de energia por hidrogênio ou semelhante que pode ter um problema de fragilidade a baixa temperatura e o seu valor de utilidade industrial aumenta. Em geral, o trabalho a frio não é realizado em materiais forjados a quente. Por exemplo, a superfície pode ser endurecida por jateamento com esferas de vidro. Neste caso, no entanto, a taxa de trabalho a frio é apenas cerca de 0,1% a 1,5% na prática, e a melhoria da resistência à tração é de cerca de 2 a 15 N/mm2. A liga de acordo com a modalidade é submetida a um tratamento térmico sob uma condição de temperatura apropriada que é superior à temperatura de recristalização do material ou sofre um histórico térmico apropriado para melhorar a resistência à tração. Especificamente, embora dependendo da composição ou das condições de tratamento térmico, a resistência à tração é melhorada em cerca de 10 a cerca de 100 N/mm2 em comparação com o material trabalhado a quente antes do tratamento térmico. Com exceção da liga Corson ou da liga de endurecimento por envelhecimento, como a liga Ti-Cu, um exemplo de aumento da resistência à tração por tratamento térmico a uma temperatura mais alta do que a temperatura de recristalização é pouco encontrado nas ligas de cobre. A razão pela qual a resistência da liga de acordo com a modalidade é melhorada é presumida como se segue. Ao realizar o tratamento térmico a uma temperatura de 505°C a 575°C sob condições apropriadas, fase α ou fase K na matriz é amolecida. Por outro lado, o fortalecimento da fase α devido à presença de fase K em fase a, um aumento na carga máxima que pode ser suportada antes da quebra devido à melhoria da ductilidade causada por uma diminuição na quantidade de fase y, e um aumento na proporção de fase K supera significativamente a suavização de fase α e fase K. Em consequência disto, em comparação com o material trabalhado a quente, não apenas a resistência à corrosão, mas também a resistência à tração, ductilidade, valor de impacto e usinabilidade a frio são significativamente melhoradas, sendo preparada uma liga com alta resistência, alta ductilidade e alta tenacidade. Por outro lado, o material trabalhado a quente é retirado, trefilado ou laminado em um estado frio após um tratamento térmico apropriado para melhorar a resistência em alguns casos. Quando o trabalho a frio é realizado na liga de acordo com a modalidade, a uma taxa de trabalho a frio de 15% ou inferior, a resistência à tração aumenta em 12 N/mm2 por 1% da taxa de trabalho a frio. Por outro lado, a resistência ao impacto diminui em cerca de 4% por 1% da taxa de trabalho a frio. Caso contrário, um valor de impacto IR após o trabalho a frio sob a condição de que a taxa de trabalho a frio é de 20% ou inferior pode ser substancialmente definida por IR=IOX(2O/(2O+RE)), em que lo representa o valor de impacto do material tratado termicamente e RE% representa a taxa de trabalho a frio. Por exemplo, quando um material de liga com uma resistência à tração de 580 N/mm2 e um valor de impacto de 30 J/cm2 é trefilado a frio a uma taxa de trabalho a frio de 5% para preparar um material trabalhado a frio, a resistência à tração do material trabalhado a frio é de cerca de 640 N/mm2 e o valor do impacto é de cerca de 24 J/cm2. Quando a razão de trabalho a frio varia, a resistência à tração e o valor de impacto também variam e não podem ser determinados. Desta forma, quando o trabalho a frio é realizado, a resistência à tração aumenta, mas o valor do impacto e o alongamento se deterioram. Para obter uma resistência, um alongamento e um valor de impacto de acordo com o uso pretendido, é necessário definir uma relação de trabalho a frio apropriada. Por outro lado, quando é realizado estiramento a frio, trefilagem a frio ou a laminação a frio, bem como um tratamento térmico sob condições adequadas, a resistência à tração, alongamento, resistência ao impacto são melhoradas em comparação com o material trabalhado a quente, em particular o material extrusado a quente. Além disso, pode haver um caso em que um teste de tração não pode ser realizado para um produto forjado. Neste caso, como a escala Rockwell B (HRB) e a resistência à tração (S) têm uma forte correlação, a resistência à tração pode ser estimada medindo-se a escala Rockwell B por conveniência. No entanto, esta correlação é estabelecida no pressuposto de que a composição da modalidade é satisfeita e os requisitos f1 a f6 são satisfeitos. Quando HRB é 65 a 88, S=4,3xHRB+242 Quando HRB é maior que 88 e 99 ou menor, S=11,8xHRB-422 Quando os valores de HRB são 65, 75, 85, 88, 93 e 98, os valores de resistência à tração são estimados em cerca de 520, 565, 610, 625, 675 e 735 N/mm2, respectivamente. Com respeito às propriedades de alta temperatura, é preferencial que uma cepa de deslocamento depois de reter a liga de cobre a 150°C durante 100 horas num estado em que é aplicada uma carga correspondente a 0,2% de aproximação de limite elástico à temperatura ambiente é de 0,3% ou inferior. A cepa de deslocamento é mais preferencial mente 0,2% ou inferior, e mais preferencialmente 0,15% ou inferior. Neste caso, mesmo quando a liga de cobre é exposta a uma alta temperatura como no caso de, por exemplo, uma válvula de alta pressão de alta temperatura ou uma válvula usada perto da sala de máquinas de um automóvel, a deformação não é provável de ocorrer, e as propriedades de alta temperatura são excelentes.

[0073] Mesmo quando a usinabilidade é excelente e a resistência à tração é alta, se a ductilidade e a usinabilidade a frio são ruins, o uso da liga é limitado. Em relação à usinabilidade a frio, por exemplo, para uso em dispositivos relacionados à água, componentes de encanamento, automóveis e componentes elétricos, um material forjado a quente ou um material cortado pode sofrer trabalho a frio, como forjamento ou curvatura leve, não sendo necessário trincar devido a tal processamento. A usinabilidade exige que um material tenha algum tipo de fragilidade para a divisão de lascas, o que é contrário à usinabilidade a frio. Do mesmo modo, a resistência à tração e a ductilidade são contrárias umas às outras, sendo desejável que a resistência à tração e a ductilidade (alongamento) sejam altamente equilibradas. Ou seja, um parâmetro para determinar se tal material tem alta resistência e alta ductilidade é tal que se a resistência à tração é de pelo menos 540 N/mm2 ou superior, o alongamento é de 12% ou superior, e o valor de f8=Sx{(E+100)/100}1/2, que é o produto da resistência à tração (S), e o valor de {(Alongamento(E%)+100)/100} elevado à potência 1/2 é de preferência 675 ou superior, o material pode ser considerado como tendo alta resistência e alta ductilidade. O valor de f8 é, mais preferencialmente, 690 ou superior e, mais preferencialmente, 700 ou superior. No caso de trabalho a frio realizado a uma taxa de trabalho a frio de 2% a 15% estar incluído, um alongamento de 12% ou superior e uma resistência à tração de 630 N/mm2 ou superior e, adicionalmente, 650 N/mm2 ou superior pode ser obtido, e o valor de 8 atinge 690 ou mais, às vezes 700 ou mais. Incidentalmente, o índice de balanço de resistência f8 não é aplicável a peças fundidas porque grãos cristalinos de fundição são susceptíveis de se tornarem grosseiros e podem incluir defeitos microscópicos.

[0074] No caso de latão de corte fácil, incluindo 60% em massa de Cu, 3% em massa de Pb com um balanço incluindo Zn e impurezas inevitáveis, a resistência à tração a uma temperatura normal é de 360 N/mm2 para 400 N/mm2 quando formado em um material quente extrusado ou um produto forjado a quente, e o alongamento é de 35% a 45%. Ou seja, o valor de f8 é de cerca de 450. Além disso, mesmo após a liga ser exposta a 150°C durante 100 horas num estado em que é aplicada uma carga correspondente a 0,2% de aproximação de limite elástico à temperatura ambiente, a cepa de deslocamento é de 4% a 5%. Portanto, a resistência à tração e a resistência ao calor da liga, de acordo com a modalidade, são superiores às do latão de corte fácil convencional, incluindo o Pb. Ou seja, a liga de acordo com a modalidade possui excelente resistência à corrosão e alta resistência à temperatura ambiente, e dificilmente deforma mesmo após ser exposta a uma alta temperatura por um longo período de tempo. Portanto, uma redução na espessura e no peso pode ser realizada usando a alta resistência. Em particular, no caso de um material forjado, como uma válvula para gás de alta pressão ou hidrogênio de alta pressão, o trabalho a frio não pode ser executado na prática. Portanto, um aumento na pressão permitida e uma redução na espessura e no peso podem ser realizados usando a alta resistência. Além disso, as ligas de cobre de corte fácil contendo 3% de Pb exibem baixa usinabilidade a frio, tal como durante a moldagem. No caso da liga de acordo com a modalidade, existe pouca diferença nas propriedades sob alta temperatura entre um material extrusado e um material trabalhado a frio. Ou seja, a tensão de teste de 0,2% aumenta devido ao trabalho a frio, mas mesmo em um estado em que uma carga correspondente à tensão de 0,2% é aumentada devido ao trabalho a frio, uma deformação após exposição da liga à 150°C durante 100 horas é de 0,3% ou menor, e alta resistência ao calor é obtida. As propriedades de alta temperatura são afetadas principalmente pelas razões de área de fase β, fase y e fase p, e à medida que essas razões de área aumentam, as propriedades de alta temperatura se deterioram. Além disso, como o comprimento do lado longo de fase p. ou fase y presente em uma borda de grão de fase α ou em um limite da fase aumenta, as propriedades da alta temperatura deterioram-se.

[0075] (Resistência ao Impacto) Em geral, quando um material tem alta resistência, o material é frágil. Diz-se que um material com divisibilidade de lascas durante o corte tem algum tipo de fragilidade. A resistência ao impacto é contrária à usinabilidade e resistência em alguns aspectos. No entanto, se a liga de cobre é para uso em vários membros, incluindo dispositivos de água potável, como válvulas ou acessórios, componentes de automóveis, componentes mecânicos e componentes de encanamento industrial, a liga de cobre precisa ter não apenas alta resistência, mas também propriedades para resistir ao impacto. Especificamente, quando um teste de impacto Charpy é realizado usando uma amostra com entalhe em U, o valor do teste de impacto Charpy (I) é preferencialmente 12 J/cm2 ou mais alto. Quando o trabalho a frio é executado, à medida que a taxa de trabalho aumenta, o valor de impacto diminui, sendo mais preferencial se o valor do teste de impacto de Charpy for 15 J/cm2 ou mais alto. Por outro lado, em um material trabalhado a quente que não seja submetido a trabalho a frio, o valor do teste de impacto de Charpy é de preferência 15 J/cm2 ou superior, mais preferencialmente 16 J/cm2 ou superior, ainda mais preferencialmente 20 J/cm2 ou superior, e mais preferencialmente 24 J/cm2 ou superior. A liga de acordo com a modalidade refere-se a uma liga com excelente usinabilidade. Portanto, não é realmente necessário que o valor do teste de impacto Charpy exceda 50 J/cm2. Por outro lado, quando o valor do teste de impacto Charpy excede 50 J/cm2, a resistência ao corte aumenta devido ao aumento de ductilidade e tenacidade, o que faz com que lascas não separadas sejam mais propensas a serem gerados e, como resultado, a usinabilidade se deteriora. Portanto, é preferencial que o valor do teste de impacto Charpy seja 50 J/cm2 ou inferior. Quando a quantidade de fase K dura que contribui para a resistência e usinabilidade do material aumenta em excesso ou quando a quantidade de fase K1 aumenta excessivamente, a tenacidade, ou seja, a resistência ao impacto se deteriora. Portanto, resistência e usinabilidade são contrárias à resistência ao impacto (tenacidade). A expressão seguinte define um índice de balanço de resistência-alongamento-impacto f9 que indica resistência ao impacto, além de resistência e alongamento. Em relação ao material trabalhado a quente, quando a resistência à tração (S) é de 550 N/mm2 ou superior, o alongamento (E) é de 12% ou mais, o valor do teste de impacto de Charpy (I) é de 12 J/cm2 ou superior, e o valor de f9=Sx{(E+100)/100}1/2+l, é de preferência 700 ou superior, mais preferencial mente 715 ou superior, e ainda mais preferencialmente 725 ou superior, pode-se dizer que o material tem alta resistência, alongamento e tenacidade. Quando o trabalho a frio é realizado a uma taxa de trabalho de 2% a 15%, o valor de f9 é ainda mais preferencialmente de 740 ou superior. É preferencial que o índice de balanço de resistência-ductilidade f8 seja 675 ou superior ou que o índice de balanço de resistência-ductilidade-impacto f9 seja 700 ou superior. Tanto a resistência ao impacto como o alongamento são parâmetros de ductilidade. No entanto, a ductilidade estática e a ductilidade instantânea distinguem-se umas das outras, sendo mais preferencial que ambas f8 e f9 sejam satisfeitas.

[0076] A resistência ao impacto tem uma relação estreita com uma estrutura metalográfica, e fase y e fasep deterioram a resistência ao impacto. Além disso, se fase y ou fase jiestá presente em uma borda de grão de fase α ou um limite de fase entre fase α e fase K, as bordão de grãos ou o limite de fase é fragilizado e a resistência ao impacto deteriora-se. Como descrito acima, não apenas a razão de área, mas também os comprimentos do lado longo de fase y e de fase jiafetam a resistência ao impacto.

[0077] <Processo de Fabricação> Em seguida, o método de fabricação da liga de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo com a primeira ou segunda modalidades da presente invenção é descrito abaixo. A estrutura metalográfica da liga de acordo com a modalidade varia não só dependendo da composição, mas também dependendo do processo de fabricação. A estrutura metalográfica da liga é afetada não apenas pela temperatura de trabalho a quente durante extrusão a quente e forjamento a quente, bem como condições de tratamento térmico, mas também por uma taxa de resfriamento média (também conhecida simplesmente como taxa de resfriamento) no processo de resfriamento durante o trabalho a quente ou tratamento térmico. Como resultado de um estudo minucioso, verificou-se que a estrutura metalográfica é amplamente afetada por uma taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C e uma taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C no processo de resfriamento durante o trabalho a quente ou um tratamento térmico. O processo de fabricação de acordo com a modalidade é um processo necessário para a liga de acordo com a modalidade. Basicamente, o processo de fabricação tem os seguintes papéis importantes, embora sejam afetados pela composição. 1) Reduzir significativamente ou eliminar completamente a fase y que deteriora a ductilidade, resistência, resistência ao impacto e resistência à corrosão, e encurta o comprimento do lado longo de fase y. 2) Suprimir a geração de fase p que deteriora a ductilidade, resistência, resistência ao impacto e resistência à corrosão, e controla o comprimento do lado longo de fase g. 3) Permitir que fase Kacicular apareça em fase a.

[0078] (Fusão e Fundição) A fundição é realizada a uma temperatura de cerca de 950°C a cerca de 1200°C que é superior ao ponto de fusão (temperatura liquidus) da liga de acordo com a modalidade por cerca de 100°C a cerca de 300°C. Na fundição, o material de fundição é vertido em um molde predeterminado a cerca de 900°C a cerca de 1100°C que é maior que o ponto de fusão em cerca de 50°C a cerca de 200°C, então, é resfriado por alguns meios de resfriamento, como resfriamento a ar, resfriamento lento ou resfriamento a água. Após a solidificação, a(s) fase(s) constituintes mudam de várias maneiras.

[0079] (Trabalho a quente) Exemplos de trabalho a quente incluem extrusão a quente, forjamento a quente e laminação a quente. Por exemplo, embora dependendo da capacidade de produção do equipamento utilizado, é preferencial que a extrusão a quente seja realizada quando a temperatura do material durante o trabalho a quente, especificamente, imediatamente após o material passar por uma matriz de extrusão, seja de 600°C a 740°C. Se o trabalho a quente é realizado quando a temperatura do material é superior a 740°C, uma grande quantidade de fase β é formada durante o trabalho de plástico, e fase β pode permanecer. Além disso, uma grande quantidade de fase y permanece e tem um efeito adverso na(s) fase(s) constituinte(s) após o resfriamento. Além disso, mesmo quando um tratamento térmico é realizado na próxima etapa, a estrutura metalográfica de um material trabalhado a quente é afetada. A temperatura de trabalho a quente é de preferência 670°C ou inferior, e mais preferencialmente, 645°C ou inferior. Quando a extrusão a quente é realizada em 645°C ou inferior, a quantidade de fase y no material extrusado a quente é reduzida. Adicionalmente, fase α é refinada em grãos finos, o que melhora a resistência. Quando é preparado um material forjado a quente ou um material tratado termicamente que tenha sido submetido a forjamento a quente utilizando o material extrusado a quente com uma pequena quantidade de fase y, a quantidade de fase y no material forjado a quente ou o material tratado termicamente é ainda mais reduzida. Além disso, ajustando a taxa de resfriamento após a extrusão a quente, também pode ser obtido um material com várias propriedades, tais como usinabilidade ou resistência à corrosão. Ou seja, quando o resfriamento é realizado em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C a uma taxa de resfriamento de 0,1 °C/min a 3 °C / min no processo de resfriamento após a extrusão a quente, a quantidade de fase y é reduzida. Quando a taxa de resfriamento excede 3 °C/min, a quantidade de fase y não é suficientemente reduzida. A taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C é de preferência 1,5 °C/min ou inferior e, mais preferencial mente, 1 °C/min ou inferior. Posteriormente, a taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C é de 3 °C/min a 500 °C/min. A taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C é de preferência 4 °C/min ou superior e, mais preferencialmente, 8 °C/min ou superior. Em consequência disto, um aumento na quantidade de fase p. é impedido. Quando um tratamento térmico é realizado na próxima etapa ou na etapa final, não é necessário controlar a taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C e a taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C após o trabalho a quente. Além disso, quando a temperatura de trabalho a quente é baixa, a resistência à deformação é melhorada. Do ponto de vista da deformabilidade, o limite inferior da temperatura de trabalho a quente é de preferência 600°C ou superior. Quando a taxa de extrusão é de 50 ou menos, ou quando o forjamento a quente é realizado em uma forma relativamente simples, o trabalho a quente pode ser realizado a 600°C ou superior. Para ser seguro, o limite inferior da temperatura de trabalho a quente é de preferência 605°C. Embora dependendo da capacidade de produção do equipamento utilizado, é preferencial realizar o trabalho a quente a uma temperatura mais baixa possível. Considerando a viabilidade da posição de medição, a temperatura de trabalho a quente é definida como a temperatura de um material trabalhado a quente que pode ser medido três ou quatro segundos após a extrusão a quente, forjamento a quente ou laminação a quente. A estrutura metalográfica é afetada por uma temperatura imediatamente após o trabalho, quando ocorre uma grande deformação plástica.

[0080] Na modalidade, no processo de resfriamento após o trabalho plástico a quente, o material é resfriado em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C a uma taxa média de resfriamento de 0,1 °C/min a 3 °C/min. Subsequentemente, o material é resfriado em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C a uma taxa média de resfriamento de 3 °C/min a 500 °C/min. A maioria dos materiais extrudidos é feita de uma liga de latão incluindo 1 a 4% em massa de Pb. Tipicamente, este tipo de liga de latão é enrolado numa bobina após extrusão a quente, a menos que o diâmetro do material extrusado exceda, por exemplo, cerca de 38 mm. O calor do lingote (tarugo) durante a extrusão é tomado por um dispositivo de extrusão tal que a temperatura do lingote diminui. O material extrusado entra em contato com um dispositivo de enrolamento de tal modo que o calor é tomado e a temperatura diminui ainda mais. Uma diminuição de temperatura de 50°C a 100°C da temperatura do lingote no início da extrusão ou da temperatura do material extrusado ocorre quando a taxa de resfriamento é relativamente alta. Embora dependendo do peso da bobina e similares, a bobina é resfriada em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C a uma taxa de resfriamento relativamente baixa de cerca de 2 °C/min devido a um efeito de manutenção de calor. Depois que a temperatura do material atinge cerca de 300°C, a taxa de resfriamento diminui ainda mais. Portanto, o resfriamento a água é realizado em consideração ao manuseio. No caso de uma liga de latão incluindo Pb, a extrusão a quente é realizada a cerca de 600°C a 700°C. Na estrutura metalográfica imediatamente após a extrusão, uma grande quantidade de fase β com excelente usinabilidade a quente está presente. Quando a taxa de resfriamento após a extrusão é alta, uma grande quantidade de fase β permanece na estrutura metalográfica refrigerada de modo que a resistência à corrosão, ductilidade, resistência ao impacto e propriedades de alta temperatura se deterioram. Afim de evitar a deterioração, realizando o resfriamento a uma taxa de resfriamento relativamente baixa, utilizando o efeito de manutenção do calor da bobina extrusada e similares, fase β é transformada em fase a, e uma estrutura metalográfica que é rica em fase α é obtida. Como descrito acima, a taxa de resfriamento do material extrusado é relativamente alta imediatamente após a extrusão. Portanto, ao executar o resfriamento a uma taxa de resfriamento relativamente baixa, uma estrutura metalográfica rica em fase α é obtida. O Documento de Patente 1 não descreve a taxa de resfriamento, mas revela que, para reduzir a quantidade de fase β e para isolar fase β, o resfriamento lento é realizado até a temperatura de um material extrusado é de 180°C ou inferior. Como descrito acima, a liga de acordo com a modalidade é fabricada a uma taxa de resfriamento que é completamente diferente da taxa de um método de fabricação de uma liga de latão incluindo Pb da técnica convencional no processo de resfriamento após trabalho a quente.

[0081] (Forjamento a Quente) Como um material para forjamento a quente, um material extrusado a quente é principalmente usado, mas uma haste de fundição contínua também é usada. Uma vez que uma forma mais complexa é formada em forjamento a quente do que na extrusão a quente, a temperatura do material antes do forjamento é elevada. No entanto, a temperatura de um material forjado a quente no qual o trabalho de plástico é realizado para criar uma porção principal grande de um produto forjado, ou seja, a temperatura do material cerca de três ou quatro segundos imediatamente após o forjamento é de preferência 600°C a 740°C como no caso do material extrusado a quente. Se a temperatura de extrusão durante a fabricação da haste extrusada a quente é abaixada para obter uma estrutura metalográfica incluindo uma pequena quantidade de fase y, quando o forjamento a quente é realizado na haste extrusada a quente, uma estrutura metalográfica forjada a quente em que a quantidade de fase y é mantida para ser pequena pode ser obtida mesmo que o forjamento a quente seja realizado a uma alta temperatura. Além disso, ajustando a taxa de resfriamento após o forjamento, pode ser obtido um material com várias propriedades, tais como usinabilidade ou resistência à corrosão. Ou seja, a temperatura do material forjado cerca de três ou quatro segundos após o forjamento a quente é de 600°C a 740°C. Quando o resfriamento é realizado em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C, em particular, 570°C a 530°C a uma taxa de resfriamento de 0,1 °C/min a 3 °C/min no processo de resfriamento a seguir, a quantidade de fase y é reduzida. O limite inferior da taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C está definido para ser 0,1 °C/min ou superior em consideração à eficiência econômica. Por outro lado, quando a taxa de resfriamento excede 3 °C/min, a quantidade de fase y não é suficientemente reduzida. A taxa de resfriamento é de preferência 1,5 °C/min ou inferior e, mais preferencialmente, 1 °C/min ou inferior. A taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C é de 3 °C/min a 500 °C/min. A taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C é de preferência 4 °C/min ou superior e, mais preferencialmente, 8 °C/min ou superior. Em consequência disto, um aumento na quantidade de fase p é impedido. Dessa forma, em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C, o resfriamento é realizado a uma taxa de resfriamento de 3 °C/min ou inferior e, de preferência, 1,5 °C/min ou inferior. Além disso, em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C, o resfriamento é realizado em um intervalo de resfriamento de 3 °C/min ou superior e de preferência 4 °C/min ou superior. Desta forma, ajustando a taxa de resfriamento média para ser baixa no intervalo de temperatura de 575°C a 525°C e ajustando a taxa de resfriamento média para ser alta no intervalo de temperatura de 450°C a 400°C, um material mais satisfatório pode ser fabricado. Os materiais extrusados a quente são formados por um trabalho plástico unidirecional, mas os produtos forjados são geralmente formados por deformação plástica complexa. Portanto, o grau de diminuição na quantidade de fase y eo grau de diminuição do comprimento do lado longo de fase y são mais altos em produtos forjados do que em materiais extrusados a quente.

[0082] (Laminação a Quente) No caso de laminação a quente, a laminação é realizada repetidamente, mas a temperatura final da laminação a quente (temperatura do material três ou quatro segundos após a laminação a quente final) é de preferência 600°C a 740°C e, mais preferencialmente, 605°C a 670°C. Como no caso da extrusão a quente, o material laminado a quente é resfriado em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C a uma taxa de resfriamento de 0,1 °C/min a 3 °C/min e subsequentemente é resfriado em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C a uma taxa de resfriamento de 3 °C/min a 500 °C/min. Se um tratamento térmico é novamente realizado na próxima etapa ou na etapa final, não é necessário controlar a taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C e a taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C após o trabalho a quente.

[0083] (Tratamento Térmico) O principal tratamento térmico para ligas de cobre também é chamado de recozimento. Quando se produz um produto pequeno que não pode ser feito, por exemplo, por extrusão a quente, um tratamento térmico é realizado como necessário após o estiramento a frio ou a trefilagem a frio, de modo que o material recristaliza, ou seja, usualmente com o propósito de amolecer um material. Além disso, no caso de materiais trabalhados a quente, se for esperado que o material não tenha praticamente nenhuma deformação de trabalho, ou se for necessária uma estrutura metalográfica apropriada, é efetuado um tratamento térmico conforme necessário. No caso de uma liga de latão incluindo Pb, um tratamento térmico é realizado conforme necessário. No caso da liga de latão, incluindo Bi, descrita no Documento de Patente 1, um tratamento térmico é realizado sob condições de 350°C a 550°C e 1 a 8 horas. No caso da liga de acordo com a modalidade, quando é mantida a uma temperatura de 525°C a 575°C durante 15 minutos a 8 horas, resistência à tração, ductilidade, resistência à corrosão, resistência ao impacto e propriedades de alta temperatura são melhoradas. No entanto, quando um tratamento térmico é realizado sob a condição de que a temperatura do material exceda 620°C, uma grande quantidade de fase y ou fase β é formada, e fase α é engrossada. Como condição de tratamento térmico, a temperatura de tratamento térmico é de preferência 575°C ou inferior. Por outro lado, embora um tratamento a térmico possa ser realizado mesmo a uma temperatura inferior a 525°C, o grau de diminuição da quantidade de fase y torna-se muito menor e leva mais tempo para completar o tratamento térmico. A uma temperatura mínima de 505°C ou superior e inferior a 525°C, é necessário um tempo de 100 minutos ou mais e de preferência 120 minutos ou mais. Além disso, em um tratamento térmico que é realizado a uma temperatura inferior a 505°C por um longo tempo, uma diminuição na quantidade de fase y é muito pequena, ou a quantidade de fase y dificilmente diminui. Dependendo das condições, fase p aparece. No que diz respeito ao tempo de tratamento térmico (o tempo durante o qual o material é mantido à temperatura de tratamento térmico), é necessário manter o material a uma temperatura de 525°C a 575°C por pelo menos 15 minutos ou mais. O tempo de espera contribui para uma diminuição na quantidade de fase y. Portanto, o tempo de espera é de preferência de 40 minutos ou mais e, mais preferencialmente, de 80 minutos ou mais. O limite superior do tempo de espera é de 8 horas e, do ponto de vista da eficiência econômica, o tempo de espera é de 480 minutos ou menor e, de preferência, de 240 minutos ou menor. Alternativamente, como descrito acima, a uma temperatura de 505°C ou superior e, de preferência, 515°C ou superior e inferior a 525°C, o tempo de espera é de 100 minutos ou mais e, de preferência, de 120 minutos a 480 minutos. A vantagem de realizar o tratamento térmico a esta temperatura é que, quando a quantidade de fase y no material antes que o tratamento térmico seja pequeno, o amolecimento de fase α e fase K pode ser minimizado, o crescimento de grãos de fase α dificilmente ocorre, e uma força maior pode ser obtida. Além disso, a quantidade de fase K1contribuindo para a resistência ou usinabilidade é o maior quando tratado termicamente em 515°C a 545°C. Quanto mais distante a temperatura de tratamento térmico for do intervalo de temperatura supracitado, menor será a quantidade de fase K1. Se o tratamento térmico for realizado a uma temperatura de 500°C ou inferior ou 590°C ou superior, fase K1estará pouco presente. Relativamente a outro método de tratamento térmico, no caso de um forno de tratamento térmico contínuo onde um material extrusado a quente, um produto forjado a quente, um material laminado a quente ou um material trabalhado a frio (estirado a frio, trefilado a frio, etc.) move-se em uma fonte de calor, os problemas supracitados ocorrem se a temperatura do material exceder 620°C. No entanto, realizando o tratamento térmico sob condições correspondentes ao aumento da temperatura do material a uma temperatura de 525°C ou superior, de preferência 530°C ou superior e 620°C ou inferior, de preferência 595°C ou inferior, e subsequentemente mantendo a temperatura do material em uma intervalo de temperatura de 525°C a 575°C durante 15 minutos ou mais, ou seja, o tratamento térmico é realizado de tal forma que a soma do tempo de espera em um intervalo de temperatura de 525°C a 575°C e o tempo pelo qual o material passa por um intervalo de temperatura de 525°C a 575°C durante o resfriamento após a retenção é de 15 minutos ou mais, a estrutura metalográfica pode ser melhorada. No caso de um forno contínuo, o tempo de espera a uma temperatura máxima é curto. Portanto, a taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C é de preferência 0,1 °C/min a 3 °C/min, mais preferencialmente, 2 °C/min ou menos, e ainda mais preferencialmente, 1,5 °C/min ou inferior. Obviamente, a temperatura não é necessariamente definida como 575°C ou superior. Por exemplo, quando a temperatura máxima alcançada é de 545°C, o material pode ser mantido em um intervalo de temperatura de 545°C a 525°C durante pelo menos 15 minutos. Mesmo que a temperatura do material atinja 545°C como a temperatura máxima de alcance e o tempo de espera seja de 0 minutos, o material pode passar por um intervalo de temperatura de 545°C a 525°C a uma taxa média de resfriamento de 1,3 °C/min ou inferior. Ou seja, desde que o material seja mantido em um intervalo de temperatura de 525°C ou superior por 20 minutos ou mais e a temperatura dos materiais esteja no intervalo de 525°C a 620°C, a temperatura máxima alcançada não é um problema. Não apenas em um forno contínuo, mas também em outros fornos, a definição do tempo de espera é o tempo de quando a temperatura do material atinge “Temperatura Máxima de Alcance-10°C”. Embora o material também seja resfriado à temperatura normal nestes tratamentos térmicos, no processo de resfriamento, a taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C precisa ser 3 °C/min a 500 °C/min. A taxa de resfriamento para o intervalo de temperatura de 450°C a 400°C é de preferência 4 °C/min ou superior. Ou seja, a partir de cerca de 500°C, é necessário aumentar a taxa de resfriamento. Em geral, durante o resfriamento no forno, a taxa de resfriamento diminui a uma temperatura mais baixa. Por exemplo, a taxa de resfriamento em 430°C é menor do que isso em 550°C.

[0084] (Tratamento Térmico de Fundição) Mesmo quando o produto final é uma peça moldada, a fundição é aquecida e/ou resfriada após ser fundida e resfriada à temperatura normal sob qualquer uma das seguintes condições (1) a (4). (1) Manter a fundição em uma temperatura de 525°C a 575°C durante 15 minutos a 8 horas; (2) Manter a fundição em uma temperatura de 505°C ou superior e inferior a 525°C durante 100 minutos a 8 horas; (3) Aumentar a temperatura do material para uma temperatura entre 525°C e 620°C uma vez, em seguida, manter em um intervalo de temperatura entre 525°C e 575°C durante 15 minutos ou mais; ou (4) Resfriar a fundição em uma condição correspondente a uma descrita em (3) acima, especificamente, em um intervalo de temperatura de 525°C a 575°C a uma taxa de resfriamento média de 0,1 °C/min a 3 °C/min. Subsequentemente, a fundição é resfriada em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C a uma taxa média de resfriamento de 3 °C/min a 500 °C/min. Em consequência disto, a estrutura metalográfica pode ser melhorada.

[0085] Quando a estrutura metalográfica é observada usando um microscópio eletrônico de 2000 ou 5000 vezes, pode-se observar que a taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C, que decide se fase p aparece ou não, é cerca de 8 °C/min. Em particular, uma taxa de resfriamento crítica que afeta significativamente as propriedades é de 3 °C/min ou 4 °C/min. Obviamente, se fase p aparece ou não também depende da composição, e da formação de fase p progride rapidamente à medida que a concentração de Cu aumenta, a concentração de Si aumenta e o valor da expressão relacional da estrutura metalográfica f1 aumenta. Ou seja, quando a taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C é menor que 8 °C/min, o comprimento do lado longo de fase p precipitada uma borda de grão atinge cerca de 1 pm e fase p cresce mais à medida que a taxa de resfriamento se torna menor. Quando a taxa de resfriamento é de cerca de 5 °C/min, o comprimento do lado longo de fase p é de cerca de 3 pm a 10 pm. Quando a taxa de resfriamento é menor que cerca de 3 °C/min, o comprimento do lado longo de fase p excede 15 pe, em alguns casos, excede 25 pm. Quando o comprimento do lado longo de fase p atinge cerca de 10 pm, fase p pode ser distinguida de uma borda de grão e pode ser observada usando um microscópio metalográfico de 1000 vezes. Por outro lado, o limite superior da taxa de resfriamento varia dependendo da temperatura de trabalho a quente ou semelhante. Quando a taxa de resfriamento é excessivamente alta, uma fase constituinte que é formada sob alta temperatura é mantida, pois é mesmo sob temperatura normal, a quantidade de fase K aumenta, e as quantidades de fase β e fase y que afetam a resistência à corrosão e a resistência ao impacto aumentam.

[0086] Atualmente, para a maioria dos materiais de extrusão de uma liga de cobre, utiliza-se uma liga de latão incluindo 1 a 4% em massa de Pb. No caso da liga de lação incluindo Pb, conforme divulgado no Documento de Patente 1, um tratamento térmico é realizado em uma temperatura de 350°C a 550, conforme necessário. O limite inferior de 350°C é uma temperatura na qual ocorre recristalização e o material amolece quase inteiramente. A 550°C como o limite superior, a recristalização termina, e os grãos recristalizados começam a ficar mais grosseiros. Além disso, o tratamento térmico a uma temperatura mais alta causa um problema em relação à energia. Além disso, quando um tratamento térmico é realizado a uma temperatura superior a 550°C, a quantidade de fase β aumenta significativamente. Presume-se que esta é a razão pela qual o limite superior é divulgado como 550°C. Como uma instalação de fabricação comum, um forno de lotes ou um forno contínuo são usados. No caso do forno de lotes, após o resfriamento do forno, o material é resfriado a ar após sua temperatura atingir cerca de 300°C a cerca de 50°C. No caso do forno contínuo, o material é resfriado a uma taxa relativamente baixa até que a temperatura do material diminua para cerca de 300°C. O resfriamento é realizado a uma taxa de resfriamento que é diferente da do método de fabricação da liga de acordo com a modalidade.

[0087] Em relação à estrutura metalográfica da liga de acordo com a modalidade, uma coisa importante na etapa de fabricação é a taxa de resfriamento no intervalo de temperatura de 450°C a 400°C no processo de resfriamento após tratamento térmico ou trabalho a quente. Quando a taxa de resfriamento é menor que 3 °C/min, a proporção de fase pi aumenta. Fase p é formada principalmente em torno das bordas de grãos ou um limite de fase. Em um ambiente hostil, a resistência à corrosão de fase p é menor do que a de fase α ou fase K. Portanto, ocorre a corrosão seletiva de fase p. ou corrosão de borda de grão. Além disso, como no caso de fase y, fase p torna-se uma fonte de concentração de tensão ou faz com que o deslizamento das bordão de grãos ocorra de tal modo que a resistência ao impacto ou a resistência a alta temperatura se deteriorem. De preferência, no processo de resfriamento após o trabalho a quente, a taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C é 3 °C/min ou superior, de preferência 4 oC/min ou superior e, mais preferencial mente, 8 °C/min ou superior. Em consideração a tensão térmica, o limite superior da taxa de resfriamento é de 500 °C/min ou inferior e de preferência 300 °C/min ou inferior.

[0088] (Etapa de Trabalho a Frio) De modo a obter uma resistência elevada, para melhorar a precisão dimensional ou para endireitar a bobina extrusada, o trabalho a frio pode ser realizado no material extrusado a quente. Por exemplo, o material extrusado a quente é estirado a frio a uma taxa de trabalho de cerca de 2% a cerca de 20%, de preferência cerca de 2% a cerca de 15% e, mais preferencialmente, cerca de 2% a cerca de 10% e depois é submetido a tratamento térmico. Alternativamente, após o trabalho a quente e um tratamento térmico, o material tratado termicamente é trefilado ou laminado num estado frio numa razão de trabalho de cerca de 2% a cerca de 20%, de preferência cerca de 2% a cerca de 15% e, mais preferencialmente, cerca de 2% a cerca de 10% e, em alguns casos, passa por uma etapa de correção de retilineidade. Dependendo das dimensões de um produto final, o trabalho a frio e o tratamento térmico podem ser realizados repetidamente. A retilineidade do material da haste pode ser melhorada usando apenas uma facilidade de correção de retilineidade ou o jateamento com esferas de vidro pode ser realizado um produto forjado após o trabalho a quente. A taxa real de trabalho a frio é de cerca de 0,1% a cerca de 1,5%, e mesmo quando a relação de trabalho a frio é pequena, a resistência aumenta. O trabalho a frio é vantajoso na medida em que a resistência da liga pode ser aumentada. Ao realizar uma combinação de trabalho a frio a uma taxa de trabalho de 2% a 20% e um tratamento térmico no material trabalhado a quente, independentemente da ordem de execução desses processos, a alta resistência, ductilidade e resistência ao impacto podem ser bem equilibradas e pode-se obter propriedades em que a resistência é priorizada, ou a ductilidade ou tenacidade é priorizada de acordo com o uso pretendido. Quando o tratamento térmico da modalidade é realizado após o trabalho a frio a uma taxa de trabalho de 2% a 15%, fase α e fase K são suficientemente recuperadas devido ao tratamento térmico, mas não são completamente recristalizadas, de forma que a tensão de trabalho permanece em fase α e fase K. Simultaneamente, a quantidade de fase y é reduzida, fase α é reforçada devido à presença de fase K (fase K1 ) em fase α e a quantidade de fase K aumenta. Em consequência disto, a ductilidade, a resistência ao impacto, a resistência à tração, as propriedades de alta temperatura e o índice de balanço resistência-ductilidade são maiores que os do material trabalhado a quente com o índice de balanço f8 sendo 690 ou superior, às vezes até 700 ou superior, ou o índice de balanço de resistência f9 atinge 715 ou mais, às vezes até 725 ou mais. Ao adotar um processo de fabricação como este, é preparada uma liga com excelente resistência à corrosão, resistência ao impacto, ductilidade, resistência e usinabilidade. A propósito, quando uma liga de cobre, que em geral é amplamente usada como liga de cobre de corte fácil, é trabalhada a frio a 2% a 15%, sendo aquecida até 505°C a 575°C, a resistência da liga de cobre diminui por recristalização. Ou seja, numa liga de cobre de corte fácil da técnica convencional que sofre trabalho a frio, a resistência diminui significativamente pelo tratamento térmico de recristalização. No entanto, no caso da liga de acordo com a modalidade que sofre trabalho a frio, a resistência aumenta, pelo contrário, e obtém-se uma resistência extremamente elevada. Deste modo, a liga de acordo com a modalidade e a liga de cobre de corte fácil da técnica convencional que se submetem a trabalho a frio são completamente diferentes uma da outra no comportamento após o tratamento térmico.

[0089] (Recozimento a Baixa Temperatura) Um material de haste, um produto forjado ou uma fundição pode ser recozido a uma temperatura baixa que é mais baixa que a temperatura de recristalização, principalmente para remover a tensão residual ou para corrigir a retilineidade do material da haste. Na liga de acordo com a modalidade, o alongamento e aproximação de limite elástico são melhorados enquanto se mantém a resistência à tração. Como condições de recozimento de baixa temperatura, é desejável que a temperatura do material seja 240°C a 350°C e o tempo de aquecimento seja de 10 minutos a 300 minutos. Além disso, é preferencial que o recozimento a baixa temperatura seja realizado de modo que a relação de 150<(T-220)x(t)1/2<1200, em que a temperatura (temperatura do material) do recozimento a baixa temperatura é representada por T (°C) e o tempo de aquecimento é representado por t (min), seja satisfeito. Observe que o tempo de aquecimento t (min) é contado (medido) a partir de quando a temperatura é 10°C menor (T-10) do que uma temperatura predeterminada T (°C).

[0090] Quando a temperatura de recozimento a baixa temperatura é inferior a 240°C, a tensão residual não é removida suficientemente e a correção de retilineidade não é suficientemente executada. Quando a temperatura de recozimento de baixa temperatura é superior a 350°C, fase p é formada em torno de uma borda de grão ou um limite de fase. Quando o tempo de recozimento a baixa temperatura é menor que 10 minutos, a tensão residual não é removida o suficiente. Quando o tempo de recozimento a baixa temperatura é superior a 300 minutos, a quantidade de fase aumenta. À medida que a temperatura de recozimento a baixa temperatura aumenta ou o tempo de recozimento a baixa temperatura aumenta, a quantidade de fase g aumenta e a resistência à corrosão, resistência ao impacto e propriedades de alta temperatura deterioram-se. No entanto, enquanto o recozimento a baixa temperatura é realizado, a precipitação de fase p. não é evitável. Portanto, a chave é a forma como a precipitação de fase p pode ser minimizada enquanto se remove a tensão residual. O limite inferior do valor de (T-220)x(t)1/2 é 150, de preferência, 180 ou superior e, mais preferencialmente, 200 ou superior. Além disso, o limite superior do valor de (T-220)x(t)1/2 é 1200, de preferência, 1100 ou inferior, e mais preferencialmente, 1000 ou inferior.

[0091] Usando este método de fabricação, as ligas de cobre de corte fácil de alta resistência de acordo com a primeira e segunda modalidades da presente invenção são fabricadas. A etapa de trabalho a quente, a etapa de tratamento térmico (também mencionado como recozimento) e a etapa de recozimento a baixa temperatura são etapas de aquecimento da liga de cobre. Quando a etapa de recozimento de baixa temperatura não é realizada ou a etapa de trabalho a quente ou a etapa de tratamento térmico é realizada após a etapa de recozimento de baixa temperatura (quando a etapa de recozimento de baixa temperatura não é a etapa final entre as etapas de aquecimento da liga de cobre), a etapa que é executada mais tarde entre as etapas de trabalho a quente e as etapas de tratamento térmico é importante, independentemente do trabalho a frio ser realizado. Quando a etapa de trabalho a quente é executada após a etapa de tratamento térmico ou a etapa de tratamento térmico não é executada após a etapa de trabalho a quente (quando a etapa de trabalho a quente é a etapa final entre as etapas de aquecimento da liga de cobre), é necessário que a etapa de trabalho a quente satisfaça as condições de aquecimento e condições de resfriamento acima descritas. Quando a etapa de tratamento térmico é realizada após a etapa de trabalho a quente, a etapa de trabalho a quente não é realizada após a etapa de tratamento térmico (um caso em que a etapa de tratamento térmico é a etapa final entre as etapas de aquecimento da liga de cobre), é necessário que a etapa de tratamento térmico satisfaça as condições de aquecimento e condições de resfriamento descritas acima. Por exemplo, nos casos em que a etapa de tratamento térmico não é realizada após a etapa de forjamento a quente, é necessário que a etapa de forjamento a quente satisfaça as condições de aquecimento supracitadas e as condições de resfriamento para forjamento a quente. Nos casos em que a etapa de tratamento térmico é realizado após a etapa de forjamento a quente, é necessário que a etapa de tratamento térmico satisfaça as condições de aquecimento supracitadas e as condições de resfriamento para tratamento térmico. Neste caso, não é necessário que a etapa de forjamento a quente satisfaça as condições de aquecimento supracitadas e as condições de resfriamento para forjamento a quente. Na etapa de recozimento a baixa temperatura, a temperatura do material é de 240°C a 350°C. Esta temperatura diz respeito a se fase p. é formada ou não, e não diz respeito ao intervalo de temperatura (575°C a 525°C e 525°C a 505°C) onde a quantidade de fase y é reduzida. Desta forma, a temperatura do material na etapa de recozimento a baixa temperatura não se relaciona com um aumento ou diminuição na quantidade de fase y. Portanto, quando a etapa de recozimento a baixa temperatura é realizada após a etapa de trabalho a quente ou a etapa de tratamento térmico (a etapa de recozimento a baixa temperatura é a etapa final entre as etapas de aquecimento da liga de cobre), as condições da etapa de recozimento a baixa temperatura e as condições de aquecimento e condições de resfriamento da etapa antes da etapa de recozimento a baixa temperatura (a etapa de aquecer a liga de cobre imediatamente antes da etapa de recozimento a baixa temperatura) são ambas importantes, sendo necessário que a etapa de recozimento a baixa temperatura e a etapa antes da etapa de recozimento a baixa temperatura satisfaça as condições de aquecimento supracitadas e as condições de resfriamento. Especificamente, as condições de aquecimento e condições de resfriamento da etapa que é executada por último entre as etapas de trabalho a quente e as etapas de tratamento térmico realizadas antes da etapa de recozimento a baixa temperatura são importantes, sendo necessário que as condições de aquecimento e condições de resfriamento supracitadas sejam satisfeitas. Quando a etapa de trabalho a quente ou a etapa de tratamento térmico é executada após a etapa de recozimento a baixa temperatura, como descrito acima, a etapa que é executada por último entre as etapas de trabalho a quente e as etapas de tratamento térmico é importante, sendo necessário que as condições de aquecimento descritas e as condições de resfriamento sejam satisfeitas. A etapa de trabalho a quente ou a etapa de tratamento térmico podem ser realizadas antes ou depois da etapa de recozimento a baixa temperatura.

[0092] Na liga de corte fácil de acordo com a primeira ou segunda modalidade da presente invenção tendo a constituição supracitada, a composição de liga, as expressões relacionais de composição, a estrutura metalográfica e as expressões relacionais de estrutura metalográfica são definidas como descrito acima. Portanto, a resistência à corrosão em um ambiente hostil, resistência ao impacto e propriedades de alta temperatura são excelentes. Além disso, mesmo que o teor de Pb seja baixo, pode-se obter excelente usinabilidade.

[0093] As modalidades da presente invenção são descritas abaixo. Contudo, a presente invenção não está limitada às modalidades e modificações apropriadas podem ser feitas dentro de um intervalo, não se desviando dos requisitos técnicos da presente invenção.

[Exemplos]

[0094] Os resultados de um experimento que foi realizado para verificar os efeitos da presente invenção são como descritos abaixo. Os Exemplos a seguir são mostrados para descrever os efeitos da presente invenção, e os requisitos para compor as ligas, processos e condições de exemplificativos incluídos nas descrições dos Exemplos não limitam o alcance técnico da presente invenção.

[0095] (Exemplo 1) <Experimento da Linha de Produção Real> Usando um forno de fusão de baixa frequência e uma máquina de fundição semi-contínua na linha de produção real, foi realizado um teste de fabricação experimental de liga de cobre. A Tabela 2 mostra as composições da liga. Como o equipamento utilizado foi o da linha de produção real, as impurezas também foram medidas nas ligas mostradas na Tabela 2. Além disso, as etapas de fabricação foram realizadas sob as condições mostradas nas Tabelas 5 a 11.

[0096] (Etapas N° A1 a A14 e AH1 a AH 14) Usando o forno de fusão de baixa frequência e a máquina de fundição semicontínua na linha de produção real, um tarugo com um diâmetro de 240 mm foi fabricado. Quanto às matérias-primas, foram utilizadas aquelas utilizadas para produção real. O tarugo foi cortado em um comprimento de 700 mm e foi aquecido. Depois, foi extrusado a quente numa forma de barra redonda com um diâmetro de 25,6 mm e a barra de haste foi enrolada numa bobina (material extrusado). Em seguida, usando o efeito de manter o calor da bobina e ajuste de um ventilador, o material extrusado foi resfriado em intervalos de temperatura de 575°C a 525°C e a partir de 450°C a 400°C a uma taxa de resfriamento de 20 °C/min. Em um intervalo de temperatura de 400°C ou inferior, o material extrusado foi resfriado a uma taxa de resfriamento de 20 °C/min. A temperatura foi medida usando um termômetro de radiação colocado principalmente em torno do estágio final da extrusão a quente cerca de três a quatro segundos após a extrusão a partir de uma extrusora. Um termômetro de radiação DS-06DF (fabricado pela Daido Steel Co., Ltd.) foi utilizado para a medição da temperatura. Verificou-se que a temperatura média do material extrusado estava dentro da ±5°C de uma temperatura mostrada nas Tabelas 5 e 6 (em um intervalo de (temperatura mostrada nas Tabelas 5 e 6) -5°C a (temperatura mostrada na Tabela 5 e 6) +5°C). Na etapa N° AH14, a temperatura de extrusão foi de 580°C. Em etapas diferentes da Etapa AH 14, as temperaturas de extrusão foram de 640°C. Na Etapa N° AH 14 em que a temperatura de extrusão foi de 580°C, dois tipos de materiais preparados não puderam ser extrusados até o final e a extrusão foi abandonada. Após a extrusão, na Etapa N° AH1, apenas a correção de retilineidade foi realizada. Na Etapa N° AH2, foi estirado a frio um material extrusado com um diâmetro de 25,6 mm para se obter um diâmetro de 25,0 mm. Nas Etapas N° A1 a A6 e AH3 a AH6, foi estirado a frio um material extrusado com um diâmetro de 25,6 mm para se obter um diâmetro de 25,0 mm. O material estirado foi aquecido e mantido a uma temperatura predeterminada por um tempo predeterminado usando um forno elétrico na linha de produção real ou um forno elétrico de laboratório, e uma taxa de resfriamento média em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C ou uma taxa de resfriamento média em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C no processo de resfriamento foi feito para variar. Nas Etapas A7 a A9 e AH7 a AH8, foi estirado a frio um material extrusado com um diâmetro de 25,6 mm para se obter um diâmetro de 25,0 mm. Um tratamento térmico foi realizado no material estirado usando um forno contínuo, e uma temperatura máxima de alcance, uma taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C ou uma taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C no procosso de resfriamento foi feito para variar. Nas Etapas N° A10 e A11, foi realizado um tratamento térmico num material extrusado com um diâmetro de 25,6 mm. Em seguida, nas etapas A10 e A11, os materiais extrusados foram estirados a frio nas proporções de trabalho a frio de 5% e 8% para obter diâmetros de 25 mm e 24,5 mm, respectivamente, e a retilineidade foi corrigida (estiramento e correção de retilineidade após tratamento térmico). Etapa N° A12 é a mesma que a Etapa N° A1, exceto para a dimensão após o desenho como sendo ψ24,5 mm. Nas Etapas A13, A14, AH 12 e AH 13, uma taxa de resfriamento após a extrusão a quente foi feita para variar, e uma taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C ou uma taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C no processo de resfriamento foi feita para variar. Em relação às condições de tratamento térmico, como mostrado nas Tabelas 5 e 6, a temperatura do tratamento térmico foi feita para variar em um intervalo de 490°C a 635°C, e o tempo de espera foi feito para variar em um intervalo de 5 minutos a 180 minutos. Nas tabelas seguintes, se foi efetuado o estiramento a frio antes do tratamento térmico, indica-se “O” e, se o estiramento a frio não foi realizado antes do tratamento térmico, indica-se Em relação à Liga N° 1, a liga fundida foi transferida para um forno de espera e Sn e Fe foram adicionados à liga fundida. Etapa N° EH1 ou Etapa N° E1 foi então realizada e a liga foi avaliada.

[0097] (Etapas N° B1 a B3 e BH1 a BH3) Um material (material de haste) com um diâmetro de 25 mm obtido na Etapa N° A10 foi cortado num comprimento de 3 m. Em seguida, este material de haste foi colocado em um molde e foi recozido a uma temperatura baixa para correção de retilineidade. As condições deste recozimento em baixa temperatura são mostradas na Tabela 8. A expressão condicional indicada na Tabela 8 é a seguinte: (Expressão Condicional)=(T-220)x(t)1/2 T: temperatura (temperatura do material) (°C) t: tempo de aquecimento (min) O resultado foi que a retilineidade foi ruim apenas na Etapa N° BH1. Portanto, as propriedades da liga preparada pela Etapa N° BH1 não foram avaliadas.

[0098] (Etapas N° CO e C1) Usando o forno de fusão de baixa frequência e a máquina de fundição semicontínua na linha de produção real, um lingote (tarugo) com um diâmetro de 240 mm foi fabricado. Quanto às matérias-primas, foram utilizadas matérias-primas correspondentes àquelas utilizadas para produção real. O tarugo foi cortado em um comprimento de 500 mm e foi aquecido. A extrusão a quente foi realizada para obter um material extrusado em forma de barra redonda com um diâmetro de 50 mm. Este material extrusado foi extrusado sobre uma mesa de extrusão numa forma de haste reta. A temperatura foi medida usando um termômetro de radiação colocado principalmente no estágio final da extrusão, cerca de três a quatro segundos após a extrusão a partir de uma extrusora. Verificou-se que a temperatura média do material extrusado estava dentro da ±5°C de uma temperatura mostrada na Tabela 9 (em um intervalo de (temperatura mostrada na Tabela 9) -5°C a (temperatura mostrada na Tabela 9) +5°C). A taxa de resfriamento de 575°C a 525°C e a taxa de resfriamento de 450°C a 400°C após a extrusão foram ambos 15 °C/min (material extrusado). Nas etapas descritas abaixo, foi utilizado um material extrusado (barra redonda) obtido na Etapa N° C0 como materiais para forjamento. Na etapa N° C1, o aquecimento foi realizado a 560°C durante 60 minutos e, posteriormente, o material foi resfriado a partir de 450°C a 400°C a uma taxa de resfriamento de 12 °C/min.

[0099] (Etapas N° D1 a D7 e DH1 a DH6) Uma barra redonda com um diâmetro de 50 mm obtida na Etapa N° C0 foi cortada num comprimento de 180 mm. Esta barra redonda foi colocada horizontalmente e foi forjada numa espessura de 16 mm usando uma máquina de prensa tendo uma capacidade de prensa de forjamento a quente de 150 ton. Cerca de três ou quatro segundos imediatamente após o forjamento a quente do material em uma espessura predeterminada, a temperatura foi medida usando o termômetro de radiação. Verificou-se que a temperatura de forjamento (temperatura de trabalho a quente) estava dentro de ±5°C de uma temperatura mostrada na Tabela 10 (em um intervalo de (temperatura mostrada na Tabela 10) -5°C a (temperatura mostrada na Tabela 10) +5°C). Nas Etapas N° D1 a D4, DH2 e DH6, um tratamento térmico foi realizado em um forno elétrico de laboratório, e a temperatura de tratamento térmico, o tempo, a taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C, e a taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C no processo de resfriamento foi feita para variar. Nas Etapas N° D5, D7, DH3 e DH4, o aquecimento foi realizado no forno contínuo em um intervalo de temperatura de 565°C a 590°C durante 3 minutos, e a taxa de resfriamento foi feita para variar. A temperatura de tratamento térmico refere-se à temperatura de alcance máxima do material e, como tempo de espera, um período de tempo em que o material foi mantido em um intervalo de temperatura da temperatura máxima de alcance até (temperatura máxima de alcance-10°C) foi usado. Nas Etapas N° DH1, D6 e DH5, durante o resfriamento após o forjamento a quente, a taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C e a taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C foi feita para variar. As operações de preparação das amostras terminaram após a conclusão do resfriamento após o forjamento.

[0100] <Experimento Laboratorial> Utilizando uma instalação de laboratório, foi realizado um teste de fabricação experimental de liga de cobre. As Tabelas 3 e 4 mostram as composições da liga. O balanço refere-se à Zn e impurezas inevitáveis. As ligas de cobre com as composições mostradas na Tabela 2 foram também utilizadas no experimento de laboratório. Além disso, as etapas de fabricação foram realizadas sob as condições mostradas nas Tabelas 12 a 16.

[0101] (Etapas N° E1 e EH1) Em um laboratório, as matérias-primas misturadas em uma razão de componente predeterminada foram fundidas. A liga fundida foi moldada num molde com um diâmetro de 100 mm e um comprimento de 180 mm para preparar um tarugo. Uma parte da liga fundida foi moldada de um forno de fusão na linha de produção real para um molde com um diâmetro de 100 mm e um comprimento de 180 mm para preparar um tarugo. Este tarugo foi aquecido e, nas Etapas N° E1 e EH1, foi extrusado numa barra redonda com um diâmetro de 40 mm. Imediatamente após parar a máquina de teste de extrusão, a temperatura foi medida usando um termômetro de radiação. Com efeito, esta temperatura corresponde à temperatura do material extrusado cerca de três ou quatro segundos após a extrusão da extrusora. Na Etapa N° EH1, a operação de preparação da amostra terminou após a conclusão da extrusão, e o material extrusado obtido foi utilizado como um material para forjamento a quente nas etapas descritas abaixo. Na Etapa N° E1, foi realizado um tratamento térmico nas condições mostradas na Tabela 12 após a extrusão.

[0102] (Etapas N° F1 a F5, FH1 e FH2) Barras redondas com um diâmetro de 40 mm obtidas nas Etapas N° EH1 e PH1, que serão descritas posteriormente, foram cortadas em um comprimento de 180 mm. Esta barra redonda obtida na Etapa N° EH1 ou a fundição da Etapa N° PH1 foi definida horizontalmente e foi forjada em um espessura de 15 mm usando máquina de prensa com uma capacidade de prensa de forjamento a quente de 150 ton. Cerca de três a quatro segundos imediatamente após o forjamento a quente do material em uma espessura predeterminada, a temperatura foi medida usando um termômetro de radiação. Verificou-se que a temperatura de forjamento (temperatura de trabalho a quente) estava dentro de ±5°C de uma temperatura mostrada na Tabela 13 (em um intervalo de (temperatura mostrada na Tabela 13) -5°C a (temperatura mostrada na Tabela 13) +5°C). O material forjado a quente foi resfriado na taxa de resfriamento de 20 °C/min para um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C e na taxa de resfriamento de 18 °C/min para um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C, respectivamente. Na Etapa N° FH1, o forjamento a quente foi realizado na barra redonda obtida na Etapa N° EH1, e a operação de preparação da amostra terminou após o resfriamento do material após forjamento a quente. Nas Etapas N° F1, F2, F3 e FH2, o forjamento a quente foi realizado na barra redonda obtida na Etapa N° EH1, e um tratamento térmico foi realizado após forjamento a quente. O tratamento térmico foi realizado com condições de aquecimento variadas e taxas de resfriamento variadas para intervalos de temperatura de 575°C a 525°C e a partir de 450°C a 400°C. Nas Etapas N° F4 e F5, o forjamento a quente foi realizado usando um molde que foi feito com um molde de metal (N° PH1) como um material para forjamento. Após o forjamento a quente, um tratamento térmico (recozimento) foi realizado com condições variadas de aquecimento e taxas de resfriamento.

[0103] (Etapas N° P1 a P3 e PH1) Na Etapa N° PH1, as matérias-primas misturadas em uma razão de componente predeterminada foram fundidas, e a liga fundida foi moldada em um molde com um diâmetro interno de ψ40 mm para obter uma fundição. Especificamente, uma parte da liga fundida foi retirada de um forno de fusão na linha de produção real e foi vertida para um molde com um diâmetro interno de 40 mm para preparar a fundição. Na Etapa N° PC, um haste de fundição contínua com um diâmetro de ψ40 mm foi preparado por fundição contínua (não mostrado na tabela). Na Etapa N° P1, foi realizado um tratamento térmico na fundição da Etapa N° PH1. Por outro lado, nas Etapas N° P2 e P3, foi realizado um tratamento térmico na fundição da Etapa N° PC. Nas etapas N° P1 a P3, o tratamento térmico foi realizado nas peças fundidas em condições de aquecimento e taxas de resfriamento variadas.

[0104] Na Etapa N° R1, uma parte da liga fundida foi retirada de um forno de fusão na linha de produção real e vertida num molde com dimensões de 35 mmx70 mm. A superfície da fundição foi usinada para obter dimensões de 30 mmx65 mm. A fundição foi então aquecida a 780°C e foi laminada a quente em três passagens para obter uma espessura de 8 mm. Cerca de três ou quatro segundos após o final da laminação a quente final, a temperatura do material era de 640 e, em seguida, o material era resfriado a ar. Um tratamento térmico foi realizado na placa laminada obtida usando um forno elétrico.

[0105] [Tabela 2]

[0106] [Tabela 3]

[0107] [Tabela 4]

[0108] [Tabela 5]

(*) A: Forno elétrico no laboratório B: Forno contínuo no laboratório C: Forno elétrico na linha de produção

[0109] [Tabela 6]

(*) A: Forno elétrico no laboratório B: Forno contínuo no laboratório C: Forno elétrico na linha de produção

[0110] [Tabela 7]

[0111] [Tabela 8]

Expressão Condicional: (T-220)x(t)1/2 T: Temperatura (°C), t: Tempo (min)

[0112] [Tabela 9]

[0113] [Tabela 10]

[0114] [Tabela 11]

[0115] [Tabela 12]

[0116] [Tabela 13]

(*) A: Forno elétrico no laboratório B: Forno contínuo no laboratório

[0117] [Tabela 14]

[0118] [Tabela 15]

(*) A: Forno elétrico no laboratório B: Forno contínuo no laboratório

[0119] [Tabela 16]

[0120] Com relação aos materiais de teste supracitados, a estrutura metalográfica observada, a resistência à corrosão (teste de corrosão por dezincificação/teste de imersão) e a usinabilidade foram avaliadas no procedimento a seguir.

[0121] (Observação da Estrutura Metalográfica) A estrutura metalográfica foi observada usando as seguintes razões de método e área (%) de fase α , fase K, fase β, fase y e fase p foram medidas por análise de imagem. Observe que fase a’, fase β e fase y foram incluídas na fase a, fase β e fasey, respectivamente. Cada um dos materiais de teste, material de haste ou produto forjado, foi cortado em uma direção paralela à direção longitudinal ou paralela à direção de fluxo da estrutura metalográfica. Em seguida, a superfície foi polida (polida com espelho) e foi gravada com uma solução mista de peróxido de hidrogênio e água de amónia. Para gravação, utilizou-se uma solução aquosa obtida pela mistura de 3 mL de água com peróxido de hidrogênio a 3% em volume e 22 mL de água com amónia a 14% em volume. À temperatura ambiente de cerca de 15°C a cerca de 25°C, a superfície polida do metal foi mergulhada na solução aquosa durante cerca de 2 segundos a cerca de 5 segundos. Usando um microscópio metalográfico, a estrutura metalográfica foi observada principalmente em uma ampliação de 500 vezes e, dependendo das condições da estrutura metalográfica, com uma ampliação de 1000 vezes. Em micrografias de cinco campos visuais, fases respectivas (fase a, fase K, fase β, fase y e fase p) foram manualmente pintadas usando o software de processamento de imagens “Photoshop CC”. Em seguida, as micrografias foram binarizadas usando o software de análise de imagem “WinROOF2013” para obter as razões de área das respectivas fases. Especificamente, o valor médio das razões de área dos cinco campos visuais para cada fase foi calculado e considerado como a proporção da fase. Assim, o total das razões de área de todas as fases constituintes é de 100%. Os comprimentos dos lados longos de fase y e fase p foram medidos usando o método a seguir. Utilizando principalmente uma micrografia metalográfica de 500 vezes (quando ainda é difícil distinguir, uma micrografia metalográfica de 1000 vezes), o comprimento máximo do lado longo de fase y foi medido em um campo visual. Esta operação foi realizada em cinco campos visuais arbitrariamente selecionados, e o comprimento máximo médio do lado longo de fase y calculado a partir dos comprimentos medidos nos cinco campos visuais foi considerado como o comprimento do lado longo de fase y. Da mesma forma, usando uma micrografia metalográfica de 500 vezes ou 1000 vezes ou usando uma micrografia eletrônica secundária de 2000 vezes ou 5000 vezes (micrografia eletrônica) de acordo com o tamanho de fase p, foi medido o comprimento máximo do lado longo de fase p em um campo visual. Esta operação foi realizada em cinco campos visuais selecionados arbitrariamente, e o comprimento médio máximo dos lados longos de fase p calculado a partir dos comprimentos medidos nos cinco campos visuais foi considerado como o comprimento do lado longo de fase p. Especificamente, a avaliação foi realizada usando uma imagem que foi impressa em um tamanho de cerca de 70 mmxcerca de 90 mm. No caso de uma ampliação de 500 vezes, o tamanho de um campo de observação foi de 276 pmx220 pm.

[0122] Quando foi difícil identificar uma fase, a fase foi identificada usando um método de padrão de difração por retrodifusão de elétrons (FE-SEM- EBSP) com uma ampliação de 500 vezes ou 2000 vezes. Além disso, nos Exemplos em que as taxas de resfriamento foram feitas para variar, a fim de determinar se fase p, que principalmente precipita na bordão de grão, estava presente ou não, uma imagem de elétron secundária foi obtida usando JSM-7000F (fabricado por JEOL Ltd.) sob as condições de tensão de aceleração: 15 kV e valor de corrente (valor ajustado: 15), e a estrutura metalográfica foi observada com uma ampliação de 2000 vezes ou 5000 vezes. Nos casos em que fase p pôde ser observada usando a imagem de elétrons secundária de 2000 vezes ou 5000 vezes, mas não pôde ser observada usando a micrografia metalográfica de 500 vezes ou de 1000 vezes, fase p não foi incluída no cálculo da razão de área. Ou seja, fase p que pôde ser observada usando a imagem de elétrons secundários de 2000 vezes ou 5000 vezes, mas não pôde ser observada usando a micrografia metalográfica de 500 vezes ou 1000 vezes, não foi incluída na razão de área de fase p. A razão para isso é que, na maioria dos casos, o comprimento do lado longo de fase p que não pode ser observada usando o microscópio metalográfico é de 5 pm ou menos, e a largura de tal fase p é de 0,3 pm ou menos. Portanto, fase p afeta pouco a relação de área. O comprimento de fase p foi medido em cinco campos visuais selecionados arbitrariamente, e o valor médio dos comprimentos máximos medidos nos cinco campos visuais foi considerado como o comprimento do lado longo de fase p como descrito acima. A composição de fase p foi verificada usando um EDS, um acessório do JSM-7000F. Note que quando fase p não pôde ser observada com uma ampliação de 500 vezes ou 1000 vezes, mas o comprimento do lado longo de fase p foi medido com uma ampliação maior, nas colunas de resultados de medição das tabelas, a razão de área de fase p é indicada como 0%, mas o comprimento do lado longo de fase p, é preenchido.

[0123] (Observação de Fase p) Com respeito à fase p, quando o resfriamento foi realizado em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C a uma taxa de resfriamento de 8 °C/min ou menor ou 15 °C/min ou inferior após extrusão a quente ou tratamento térmico, a presença de fase p foi capaz de ser identificada. A Fig. 1 mostra um exemplo de uma imagem secundária de elétrons do Teste N° T05 (Liga N° S01/Etapa N° A3). Verificou-se que fase p foi precipitada na bordão de grão de fase α (fase branca acinzentada alongada).

[0124] (Fase KAcicular Presente em Fase a) Fase K acicular (fase K1 ) presente em fase α tem uma largura de cerca de 0,05 pm a cerca de 0,5 p,m e tem uma forma linear alongada ou uma forma acicular. Se a largura é 0,1 pm ou mais, a presença de fase K1 pode ser identificada usando um microscópio metalográfico. A Fig. 2 mostra uma micrografia metalográfica do Teste N° T73 (Liga N° S02/Etapa N° Al) como uma micrografia metalográfica representativa. A Fig. 3 mostra uma micrografia eletrônica do Teste N73 (Liga N° S02/Etapa N° A1) como uma micrografia eletrônica representativa de fase Kpresente em fase α. Os pontos de observação das Figs. 2 e 3 não eram os mesmos. Em uma liga de cobre, fase K pode ser confundida com o cristal gêmeo presente em fase α. No entanto, a largura de fase K é estreita, e o cristal gêmeo consiste em um par de cristais, e assim, fase K presente em fase α pode ser distinguida do cristal gêmeo presente em fase a. Na micrografia metalográfica da Fig. 2, observa-se uma fase com um padrão alongado, linear e acicular em fase a. Na imagem eletrônica secundária (micrografia eletrônica) da Fig. 3, o padrão presente em fase α pode ser claramente identificado como fase K. A espessura de fase K foi de cerca de 0,1 a cerca de 0,2 gm. A quantidade (número) de fase Kacicular em fase α foi determinada utilizando o microscópio metalográfico. As micrografias dos cinco campos visuais, tomadas com uma ampliação de 500 vezes ou 1000 vezes, para a determinação das fases constituintes da estrutura metalográfica (observação da estrutura metalográfica) foram utilizadas. Num campo visual ampliado impresso nas dimensões de cerca de 70 mm de comprimento e cerca de 90 mm de largura, o número de fases K foi contado, e o valor médio de cinco campos visuais foi obtido. Quando o número médio de fase Kacicular nos cinco campos visuais é de 20 ou mais e inferior a 70, foi determinado que um número bastante aceitável de fase K estava presente e “Δ” foi indicado. Quando o número médio de fase Kacicular nos cinco campos visuais foi de 70 ou mais, determinou-se que uma grande quantidade de fase K estava presente, e “O” foi indicado. Quando o número médio de fase K acicular nos cinco campos visuais foi de 19 ou menos, determinou-se que não havia fase K acicular, ou nenhuma quantidade suficiente de fase Kacicular e “X” foi indicado. O número de fases K1 aciculares que não puderam ser observadas usando as imagens não foram contadas.

[0125] (Propriedades Mecânicas) (Resistência à Tração) Cada um dos materiais de teste foi processado numa amostra N° 10 de acordo com J IS Z 2241, e a sua resistência à tração foi medida. Se a resistência à tração de um material extrusado a quente ou material forjado a quente, preparado sem processo de trabalho a frio, for de 550 N/mm2 ou superior, de preferência 580 N/mm2 ou superior, mais preferencial mente 600 N/mm2 ou superior, e mais preferencialmente 625 N/mm2 ou superior, o material pode ser considerado como uma liga de cobre de corte fácil da mais alta qualidade e, com esse material, uma redução na espessura e peso, ou aumento na tensão admissível de membros usados em vários campos pode ser realizada. Como a liga de acordo com a modalidade é uma liga de cobre com uma elevada resistência à tração, a rugosidade da superfície acabada da amostra de ensaio de tração afeta o alongamento e a resistência à tração. Portanto, a amostra de ensaio de tração foi preparada de modo a satisfazer as seguintes condições. (Condição de Rugosidade de Superfície Acabada da Amostra de Ensaio de Tração) A diferença entre o valor máximo e o valor mínimo no eixo Z é 2 pm ou inferior numa curva de seção transversal correspondente a um comprimento normal de 4 mm em qualquer posição entre as marcas indicadoras na amostra de ensaio de tração. A curva transversal refere-se a uma curva obtida pela aplicação de um filtro passa baixa de um valor de corte Às para uma curva transversal medida. (Deslocamento em Temperatura Alta) Uma amostra flangeada com um diâmetro de 10 mm de acordo com J IS Z 2271 foi preparada a partir de cada uma das amostras. Num estado em que uma carga correspondente a 0,2% de aproximação de limite elástico à temperatura ambiente foi aplicada ao espécime, mediu-se uma cepa de deslocamento após ser mantida por 100 horas a 150°C. Se a cepa de deslocamento for de 0,3% ou inferior após a peça do ensaio ser mantida a 150°C durante 100 horas em um estado onde 0,2% de aproximação de limite elástico, ou seja, uma carga correspondente a 0,2% de deformação plástica no alongamento entre as marcas de indicação sob temperatura ambiente, é aplicada, a amostra é considerada como possuindo bom deslocamento em alta temperatura. No caso em que esta cepa de deslocamento é de 0,2% ou inferior, a liga é considerada da mais alta qualidade entre as ligas de cobre, e esse material pode ser usado como um material altamente confiável, por exemplo, válvulas usadas sob alta temperatura ou em componentes de automóveis usados em um local próximo à sala de máquinas. (Resistência ao Impacto) Em um ensaio de impacto, uma amostra com entalhe em U (profundidade do entalhe: 2 mm, raio inferior do entalhe: 1 mm) de acordo com JIS Z 2242 foi tirada de cada um dos materiais das hastes extrusadas, dos materiais forjados, e dos seus materiais alternativos, os materiais fundidos e os materiais das hastes fundidos continuamente. Usando uma lâmina de impacto com um raio de 2 mm, foi realizado um teste de impacto Charpy para medir o valor do impacto. A relação entre o valor de impacto obtido a partir da amostra com entalhe em V e o valor de impacto obtido a partir da amostra com entalhe em U é substancialmente a seguinte. (Valor de Impacto do Entalhe em V)=0,8x(Valor de Impacto do Entalhe em U)-3

[0126] (Usinabilidade) A usinabilidade foi avaliada conforme se segue em um teste de corte usando um torno. Os materiais de hastes extrusadas a quente tendo um diâmetro de 50 mm, 40 mm ou 25,6 mm, materiais estirados a frio tendo um diâmetro de 25 mm (24,5 mm), e peças fundidas foram usinadas para preparar materiais de teste com um diâmetro de 18 mm. Um material forjado foi usinado para preparar um material de teste com um diâmetro de 14,5 mm. Uma ferramenta reta de ponta pontiaguda, em particular, uma ferramenta de carbeto de tungsténio não equipada com um quebra-lascas foi anexada ao torno. Usando este torno, a circunferência do material de teste tendo um diâmetro de 18 mm ou um diâmetro de 14,5 mm foi usinada sob condições secas no ângulo de inclinação: -6 graus, raio do nariz: 0,4 mm, velocidade de usinagem: 150 m/min, profundidade de usinagem: 1,0 mm e taxa de alimentação: 0,11 mm/rev. Um sinal emitido por um dinamômetro (dinamômetro de ferramenta AST AST-TL1003, fabricado pela Mihodenki Co., Ltd.), composto de três partes acopladas à ferramenta, foi eletronicamente convertido em um sinal de tensão e este sinal de tensão foi registrado em um registrador. Em seguida, esse sinal foi convertido em resistência ao corte (N). Consequentemente, a usinabilidade da liga foi avaliada medindo a resistência ao corte, em particular, o componente principal da resistência ao corte mostrando o maior valor durante a usinagem. Simultaneamente, as lascas foram coletadas e a usinabilidade foi avaliada com base na forma da lasca. O problema mais sério durante a usinagem atual é que as lascas se emaranham com a ferramenta ou se tornam volumosas. Portanto, quando todas as lascas que foram geradas tinham uma forma de lasca com um enrolamento ou menos, ela foi avaliada como “O” (boa). Quando as lascas tinham uma forma de lascas com mais de um enrolamento e três enrolamentos ou menos, ela foi avaliada como “Δ"(aceitável). Quando uma lacas com uma forma com mais de três enrolamentos foi incluída, foi avaliada como “X” (ruim). Desta forma, a avaliação foi realizada em três séries. A resistência ao corte depende da resistência do material, por exemplo, tensão de cisalhamento, resistência à tração ou aproximação de limite elástico de 0,2%, e à medida que a resistência do material aumenta, a resistência ao corte tende a aumentar. A resistência ao corte é superior à resistência ao corte de uma haste de latão de corte fácil incluindo 1 % a 4% de Pb em cerca de 10% a cerca de 20%, a resistência ao corte é suficientemente aceitável para uso prático. Na modalidade, a resistência ao corte foi avaliada com base no fato de ter 130 N (valor limite). Especificamente, quando a resistência ao corte foi de 130 N ou menor, a usinabilidade foi avaliada como excelente (avaliação: O). Quando a resistência ao corte foi maior que 130 N e 150 N ou menor, a usinabilidade foi avaliada como “aceitável (Δ) ”. Quando a resistência ao corte foi maior que 150 N, a resistência ao corte foi avaliada como “inaceitável (X)”. A propósito, quando a Etapa N° F1 foi realizada em uma liga de Cu com 58% em massa-Zn com 42% em massa para preparar uma amostra e esta amostra foi avaliada, a resistência de corte foi de 185 N.

[0127] (Teste de Trabalho a Quente) Os materiais de hastes e peças fundidas com um diâmetro de 50 mm, 40 mm, 25,6 mm ou 25,0 mm foram usinados para preparar materiais de teste com um diâmetro de 15 mm e um comprimento de 25 mm. Os materiais de teste foram mantidos em 740°C ou 635°C por 15 minutos. Em seguida, os materiais de teste foram ajustados horizontalmente e comprimidos a uma espessura de 5 mm a alta temperatura usando uma máquina de teste Amsler com uma capacidade de compressão a quente de 10 toneladas e equipada com um forno elétrico a uma taxa de deformação de 0,02/seg e uma taxa de trabalho de 80%. A usinabilidade a quente foi avaliada utilizando uma lupa com uma ampliação de 10 vezes, e quando foram observadas trincas com uma abertura de 0,2 mm ou mais, considerou-se que ocorreram trincas. Quando o trincamento não ocorreu sob duas condições de 740°C e 635°C, foi avaliado como “O” (bom). Quando o trincamento ocorreu em 740°C, mas não ocorreu em 635°C, foi avaliado como “Δ"(aceitável). Quando o trincamento não ocorreu em 740°C e ocorreu em 635°C, foi avaliado como “A” (aceitável). Quando o trincamento ocorreu em ambas as temperaturas, 740°C e 635°C, foi avaliado como “X” (ruim). Quando o trincamento não ocorreu sob duas condições de 740°C e 635°C, mesmo que a temperatura do material diminua até certo ponto durante a extrusão a quente ou forjamento a quente, ou mesmo se o material entrar em contato com um molde ou um molde por um momento e a temperatura do material diminuir, não há problema em uso prático contanto que a extrusão a quente ou forjamento a quente seja realizada a uma temperatura apropriada. Quando o trincamento ocorre a uma temperatura de 740°C ou 635°C, embora o trabalho a quente seja considerado possível, seu uso prático é significativamente restrito e, portanto, é necessário realizar um trabalho a quente em um intervalo de temperatura mais controlado. Quando o trincamento ocorreu em ambas as temperaturas de 740°C e 635°C, está determinado a ser inaceitável, já que é um problema grave no uso prático.

[0128] (Usinabilidade no Forjamento (Curvatura)) Para avaliar a usinabilidade do forjamento (curvatura), as superfícies externas do material da haste e do material forjado foram usinadas para reduzir o diâmetro externo a 13 mm, e os furos foram perfurados com uma broca de 10 mm de diâmetro ligada nos materiais, que foram então cortados em um comprimento de 10 mm. Em consequência disto, foram preparadas amostras cilíndricas com um diâmetro externo de 13 mm, uma espessura de 1,5 mm e um comprimento de 10 mm. Essas amostras foram fixadas com um torno e foram achatadas em forma elíptica pela força humana para investigar se ocorreram trincas ou não. A razão de forjamento (elipticidade) de quando ocorreu o trincamento foi calculada com base na seguinte expressão. (Razão de Forjamento)=(1-(Comprimento do Lado Curto Interno após o Achatamento)/(Diâmetro Interno))x100 (%) (Comprimento (mm) do Lado Curto Interno após o Achatamento)=(Comprimento do Lado Curto Externo da Forma Elíptica Achatada)- (Espessura)x2 (Diâmetro Interno (mm))=(Diâmetro Externo do Cilindro)- (Espessura)x2 A propósito, quando uma carga adicionada para achatar um material cilíndrico é removida, o material volta à forma original. No entanto, a forma aqui se refere a uma forma permanentemente deformada. Neste documento, se a razão de forjamento (razão de curvatura) quando o trincamento ocorreu foi de 30% ou mais, a usinabilidade do forjamento (curvatura) foi avaliada como “O” (boa). Quando a razão de forjamento (taxa de curvatura) foi 15% ou mais alta e menor que 30%, a usinabilidade de forjamento (curvatura) foi avaliada como “Δ"(aceitável). Quando a taxa de forjamento (taxa de curvatura) foi menor que 15%, a usinabilidade de forjamento (curvatura) foi avaliada como “X” (ruim). A propósito, quando uma haste de latão de corte fácil disponibilizada comercialmente (59% de Cu-3% de Pb-balanço Zn) à qual o Pb foi adicionado foi testada para examinar sua usinabilidade de forjamento, a taxa de forjamento foi de 9%. Uma liga com excelente capacidade de corte fácil possui algum tipo de fragilidade.

[0129] (Testes de Corrosão por Dezincificação 1) Quando o material de teste era um material extrusado, o material de teste foi embebido num material de resina fenólica de tal modo que uma superfície de amostra exposta do material de teste era perpendicular à direção de extrusão. Quando o material de teste era um material fundido (haste fundida), o material de teste foi embebido num material de resina fenólica de tal modo que uma superfície de amostra exposta do material de teste era perpendicular à direção longitudinal do material fundido. Quando o material de teste era um material forjado, o material de teste foi embebido em um material de resina fenólica de tal forma que uma superfície de amostra exposta do material de teste era perpendicular à direção de fluxo do forjamento. A superfície da amostra foi polida com papel de esmeril até o grão 1200, foi ultrassonicamente limpa em água pura e depois foi seca com um soprador. Em seguida, cada uma das amostras foi mergulhada em uma solução de imersão preparada. Após o final do teste, as amostras foram embebidas novamente em um material de resina fenólica de modo que a superfície exposta seja mantida perpendicular à direção de extrusão, à direção longitudinal ou à direção de fluxo do forjamento. Em seguida, a amostra foi cortada de tal forma que a seção transversal de uma porção corroída era a porção de corte mais longa. Em seguida, a amostra foi polida. Usando um microscópio metalográfico, a profundidade de corrosão foi observada em 10 campos visuais (10 campos visuais arbitrariamente selecionados ) do microscópio com uma ampliação de 500 vezes. O ponto de corrosão mais profundo foi registrado como a profundidade máxima de corrosão por dezincificação.

[0130] No teste de corrosão por dezincificação, a seguinte solução de teste foi preparada como solução de imersão e a operação supracitada foi realizada. A solução de teste foi ajustada adicionando um agente químico comercialmente disponível a água destilada. Simulando a água da torneira altamente corrosiva, 80 mg/L de íons de cloreto, 40 mg/L de íons de sulfato e 30 mg/L de íon nitrato foram adicionados. A alcalinidade e a dureza foram ajustadas para 30 mg/L e 60 mg/L, respectivamente, com base na água de torneira geral japonesa. De modo a reduzir o pH para 6,5, foi adicionado dióxido de carbono enquanto se ajustava a vazão da mesma. A fim de saturar a concentração de oxigênio dissolvido, gás oxigênio foi continuamente adicionado. A temperatura da água foi ajustada para 25°C±5°C (20°C a 30°C). Quando esta solução é usada, presume-se que este teste seja um teste acelerado em cerca de 50 vezes em um ambiente de corrosão tão severa. Se a profundidade máxima de corrosão é 50 gm ou menos, a resistência à corrosão é excelente. No caso de ser necessária uma excelente resistência à corrosão, presume-se que a profundidade máxima de corrosão seja de preferência 35 pim ou menos e, mais preferencialmente, 25 pm ou menos. Os exemplos da presente invenção foram avaliados com base nestes valores presumidos. Incidentalmente, a amostra foi mantida na solução de teste por 3 meses, em seguida foi retirada da solução aquosa, e o valor máximo (profundidade máxima de corrosão por dezincificação) da profundidade de corrosão por dezincificação foi medido. A solução de teste foi ajustada adicionando um agente químico comercialmente disponível a água destilada. Simulando a água da torneira altamente corrosiva, 80 mg/L de íons de cloreto, 40 mg/L de íons de sulfato e 30 mg/L de íon nitrato foram adicionados. A alcalinidade e a dureza foram ajustadas para 30 mg/L e 60 mg/L, respectivamente, com base na água de torneira geral japonesa. De modo a reduzir o pH para 6,5, foi adicionado dióxido de carbono enquanto se ajustava a vazão da mesma. A fim de saturar a concentração de oxigênio dissolvido, gás oxigênio foi continuamente adicionado. A temperatura da água foi ajustada para 25°C±5°C (20C-30°C). A amostra foi mantida na solução de teste por 3 meses, em seguida foi retirada da solução aquosa e o valor máximo (profundidade máxima de corrosão por dezincificação) da profundidade de corrosão por dezincificação foi medido.

[0131] (Teste de Corrosão por Dezincificação 2: Teste de Corrosão por Dezincificação de acordo com a norma ISO 6509) Este teste é adotado em muitos países como um método de teste de corrosão por dezincificação, sendo definido pela J IS H 3250 dos Padrões JIS. Como no caso do teste de corrosão por dezincificação, o material de teste foi embebido em um material de resina fenólica. Cada uma das amostras foi mergulhada numa solução aquosa (12,7 g/l) de di-hidrato de cloreto cúprico a 1,0% (CuCl2-2H2O) e foi realizada sob uma condição de temperatura de 75°C durante 24 horas. Em seguida, a amostra foi retirada da solução aquosa. As amostras foram embebidas em um material de resina fenólica de modo que as superfícies expostas foram mantidas perpendiculares à direção de extrusão, à direção longitudinal ou à direção de fluxo do forjamento. Em seguida, as amostras foram cortadas de modo que a seção transversal mais longa possível de uma porção corroída pudesse ser obtida. Em seguida, as amostras foram polidas. Usando um microscópio metalográfico, a profundidade de corrosão foi observada em 10 campos visuais do microscópio com uma ampliação de 100 vezes ou 500 vezes. O ponto de corrosão mais profundo foi registrado como a profundidade máxima de corrosão por dezincificação. Quando a profundidade máxima de corrosão no teste de acordo com a ISO 6509 é de 200 pm ou menos, não houve problema para uso prático em relação à resistência à corrosão. Quando é necessária uma excelente resistência à corrosão, presume-se que a profundidade máxima de corrosão seja de preferência 100 pm ou menos e, mais preferencialmente, 50 pm ou menos. Neste teste, quando a profundidade máxima de corrosão foi superior a 200 pm, foi avaliado como “X” (ruim). Quando a profundidade de corrosão máxima era mais de 50 pm e 200 pm ou menos, foi avaliada como “Δ"(aceitável). Quando a profundidade máxima de corrosão era 50 pm ou menos, foi rigorosamente avaliada como “O” (boa). Na modalidade, adotou-se um critério 5 rigoroso de avaliação porque se assumiu que a liga fosse usada em um ambiente de corrosão severa, e somente quando a avaliação era “O”, foi determinado que a resistência à corrosão era excelente.

[0132] Os resultados da avaliação são mostrados nas Tabelas 17 a 55. Os Testes N° T01 aT62, T71 aT114eT121 a T169 são os resultados de experimentos realizados na linha de produção real. Nos Testes N° T201 a T208, Sn e Fe foram intencionalmente adicionados à liga fundida no forno na linha de produção real. Os Testes N° T301 a T337 são os resultados de experimentos de laboratório. Os Testes N° T501 a T537 são os resultados de experimentos de laboratório realizados em ligas correspondentes a Exemplos Comparativos. Quanto ao comprimento do lado longo de fase p nas tabelas, o valor “40” refere-se a 40 pm ou mais. Além disso, em relação ao comprimento do lado longo de fase y nas tabelas, o valor “150” refere-se a 150 pm ou mais.

[0133] [Tabela 17]

[0134] [Tabela 18]

[0135] [Tabela 19]

[0136] [Tabela 20]

[0137] [Tabela 21]

[0138] [Tabela 22]

[0139] [Tabela 23]

[0140] [Tabela 24]

[0141] [Tabela 25]

[0142] [Tabela 26]

[0143] [Tabela 27]

[0144] [Tabela 28]

[0145] [Tabela 29]

[0146] [Tabela 30]

[0147] [Tabela 31]

[0148] [Tabela 32]

[0149] [Tabela 33]

[0150] [Tabela 34]

[0151] [Tabela 35]

[0152] [Tabela 36]

[0153] [Tabela 37]

[0154] [Tabela 38]

[0155] [Tabela 39]

[0156] [Tabela 40]

[0157] [Tabela 41]

[0158] [Tabela 42]

[0159] [Tabela 43]

[0160] [Tabela 44]

[0161] [Tabela 45]

[0162] [Tabela 46]

[0163] [Tabela 47]

[0164] [Tabela 48]

[0165] [Tabela 49]

[0166] [Tabela 50]

[0167] [Tabela 51]

[0168] [Tabela 52]

[0169] [Tabela 53]

[0170] [Tabela 54]

[0171] [Tabela 55]

[0172] Os resultados do experimento supracitado são resumidos como se segue. 1) Foi possível verificar que, satisfazendo a composição de acordo com a modalidade, as expressões relacionais de composição f1 e f2, os requisitos da estrutura metalográfica e as expressões relacionais de estrutura metalográfica f3, f4, f5 e f6, pode ser obtida excelente usinabilidade com a adição de uma pequena quantidade de Pb e um material quente extrusado ou um material forjado a quente com excelente usinabilidade a quente e excelente resistência à corrosão em um ambiente hostil e com alta resistência e excelente ductilidade, resistência ao impacto, usinabilidade à curvatura e podem ser obtidas propriedades de alta temperatura (por exemplo, Ligas N° S01, S02 e S13 e Etapa N° A1, C1, D1, E1, F1 e F4). 2) Foi possível verificar que a adição de Sb e As melhora a resistência à corrosão sob condições mais severas (Liga N° S51 e S52). No entanto, quando existia uma quantidade excessiva de Sb e As, o efeito de melhorar a resistência à corrosão foi saturado e a ductilidade (alongamento), resistência ao impacto e propriedades de alta temperatura deterioraram-se (Liga N° S51, S52 e S116). 3) Foi possível verificar que a resistência ao corte diminui ainda mais por conter Bi (Liga N° S51). 4) Foi possível verificar que, devido à presença de fase K, OU seja, fase K1 em fase α, a resistência aumenta, o balanço entre resistência e alongamento que é representado por f8 e o balanço entre resistência, alongamento e resistência ao impacto que é representado pelo aumento de f9, é mantida excelente usinabilidade, e a resistência à corrosão e propriedades de alta temperatura melhoram. Em particular, quando a quantidade de fase K1 fase, a melhoria da resistência foi significativa. Mesmo quando a proporção de fase y foi de 0%, a excelente usinabilidade pôde ser assegurada (por exemplo, Ligas N° S01, S02 e S03).

[0173] 5) Quando o teor de Cu era baixo, a quantidade de fase y aumentou e a usinabilidade foi excelente. Contudo, a resistência à corrosão, ductilidade, resistência ao impacto, usinabilidade de curvatura e propriedades de alta temperatura se deterioram. Por outro lado, quando o teor de Cu era alto, a usinabilidade se deteriorava. Além disso, a ductilidade, a resistência ao impacto e a usinabilidade de curvatura também se deterioraram (Ligas N° S102, S103 e S112). 6) Quando o teor de Si foi menor que 3,05% em massa, fase K1 não estava suficientemente presente. Portanto, a resistência à tração era baixa, a usinabilidade era ruim e as propriedades de alta temperatura também eram ruins. Quando o teor de Si foi superior a 3,55% em massa, a quantidade de fase K foi excessiva, e fase K1 também estava excessivamente presente. Como resultado, o alongamento foi baixo, usinabilidade, resistência ao impacto e usinabilidade foram ruins, e também, a resistência à tração foi saturada (Ligas N° S102, S104 e S113). 7) Quando o teor de P era alto, a resistência ao impacto, a ductilidade, a resistência à tração e a usinabilidade de curvatura deterioravam-se. Por outro lado, quando o teor de P era baixo, a profundidade de corrosão por dezincificação em um ambiente hostil era grande, a resistência era baixa e a usinabilidade era ruim. Os valores de f8 e f9 foram baixos. Quando o teor de Pb foi alto, a usinabilidade foi melhorada, mas as propriedades de alta temperatura, ductilidade e resistência a impacto deterioraram-se. Quando o teor de Pb era baixo, a resistência ao corte era alta e a forma das lascas deteriorava-se (Ligas N° S108, S110, S118eS111). 8) Quando uma pequena quantidade de Sn ou Al foi contida, um aumento na quantidade de fase y era pequena. No entanto, a resistência ao impacto e as propriedades de alta temperatura foram levemente deterioradas e o alongamento foi ligeiramente reduzido. Presume-se que a concentração de Sn ou Al tornou-se maior em um limite de fase ou similar. Além disso, como o teor de Sn ou Al foi aumentado para exceder 0,05% em massa ou quando o teor total de Sn e Al excedeu 0,06% em massa, a quantidade de fase y aumentou, a influência na resistência ao impacto, alongamento e propriedades de alta temperatura tornou-se clara, a resistência à corrosão deteriorou-se e a resistência à tração também diminuiu (Ligas N° S01, S11, S12, S41, S114 e S115). 9) Foi possível verificar que, mesmo que as impurezas inevitáveis estejam contidas na extensão contida nas ligas fabricadas na produção atual, não há muita influência nas propriedades (Ligas N° S01, S02 e S03). No que diz respeito às ligas contendo impurezas inevitáveis na quantidade próxima do valor limite das ligas de acordo com as modalidades, presume-se que, quando Fe ou Cr está contido na quantidade excedendo o intervalo preferencial das impurezas inevitáveis, um composto intermetálico de Fe e Si ou um composto intermetálico de Fe e P é formado. Em consequência disto, o intervalo efetivo de concentração de Si e P diminuiu, a quantidade de fase K1diminuiu, resistência à corrosão ligeiramente deteriorada e resistência ligeiramente diminuída. Usinabilidade, resistência ao impacto e usinabilidade a frio foram levemente deterioradas devido à formação do composto intermetálico (Ligas N° S01, S13, S14 e S117).

[0174] 10) Quando o valor da expressão relacional de composição f1 foi baixo, e a quantidade de fase y aumentou, fase β pode aparecer e a usinabilidade foi excelente. Contudo, a resistência à corrosão, resistência ao impacto, usinabilidade a frio e propriedades de alta temperatura deterioraram-se. Quando o valor da expressão relacional de composição f1 era alto, a quantidade de fase K aumentou, fase p. pode aparecer, e a usinabilidade, usinabilidade a frio, usinabilidade a quente e resistência a impactos deterioraram-se (Ligas N° S103, S104eS112). 11) Quando o valor da expressão relacional de composição f2 foi baixo, a quantidade de fase y aumentou, fase β apareceu em alguns casos, e a usinabilidade foi excelente. Contudo, a usinabilidade a quente, a resistência à corrosão, ductilidade, resistência ao impacto, usinabilidade a frio e propriedades de alta temperatura deterioraram-se. Em particular, na Liga N° S109, todos os requisitos da composição foram satisfeitos, exceto para f2, mas a usinabilidade a quente, resistência à corrosão, ductilidade, resistência ao impacto, usinabilidade a frio e propriedades de temperatura elevada deterioraram-se. Quando o valor da expressão relacional de composição f2 era alto, fase K1não estava suficientemente presente ou a sua quantidade era pequena, independentemente do teor de Si. Portanto, a resistência à tração foi baixa e a usinabilidade a quente deteriorou-se. A razão principal para isto é presumida ser a formação de fase α grosseira e uma pequena quantidade de fase K1 . No entanto, a resistência ao corte foi alta e a divisibilidade das lascas também foi baixa. Em particular, nas Ligas N° S105 a S107, todos os requisitos da composição e a maioria das expressões relacionais f3 e f6 foram satisfeitas, exceto para f2. No entanto, a resistência à tração era baixa e a usinabilidade era ruim (Ligas N° S109 e S105 a S107).

[0175] 12) Quando a proporção de fase y na estrutura metalográfica foi superior a 0,3%, ou quando o comprimento do lado longo da fase y foi maior que 25 pm, a usinabilidade era excelente, mas a resistência era baixa e a resistência à corrosão, ductilidade, usinabilidade a frio, resistência ao impacto e propriedades de alta temperatura deterioravam-se (Ligas N° S101 e S102). Quando a proporção de fase y foi 0,1 % ou menor e mais 0%, resistência à corrosão, resistência ao impacto, usinabilidade a frio e resistência à temperatura normal e alta temperatura foram excelentes (Ligas N° S01, S02 e S03). Quando a razão de área de fase p foi superior a 1,0%, ou quando o comprimento do lado longo de fase p ultrapassou 20 pm, a resistência à corrosão, ductilidade, resistência ao impacto, usinabilidade a frio e propriedades de alta temperatura deterioraram-se (Liga N° S01 e Etapas N°. AH4, BH2 e DH2). Quando a proporção de fase p foi 0,5% ou menor e o comprimento do lado longo da fase p era 15 pm ou menos, resistência à corrosão, ductilidade, resistência ao impacto e temperatura normal e altas propriedades de temperatura foram excelentes (Ligas N° S01 eS11). Quando a razão de área de fase K foi superior a 60%, a usinabilidade, a ductilidade, a usinabilidade de curvatura e a resistência ao impacto deterioraram- se. Por outro lado, quando a razão de área de fase K foi inferior a 29%, a resistência à tração foi baixa e a usinabilidade deteriorava-se (Ligas N° S104 e S113).

[0176] 13) Quando o valor da expressão relacional da estrutura metalográfica f5=(y)+(p) excedeu 1,2%, ou quando o valor de f3=(a)+(i<) foi inferior a 98,6%, a resistência à corrosão, ductilidade, resistência ao impacto, usinabilidade de curvatura e propriedades normais de temperatura e alta temperatura deterioravam-se. Quando a expressão relacional da estrutura metalográfica f5 foi de 0,5% ou inferior, a resistência à corrosão, ductilidade, resistência ao impacto e temperatura normal e propriedades de alta temperatura foram melhoradas (Liga N° S01 e Etapas N° AH2, FH1, A1 e F1). Quando o valor da expressão relacional da estrutura metalográfica f6=(K)+6x(Y)1/2+0,5x(g) foi maior que 62 ou menor que 30, a usinabilidade melhorou. Em uma liga com a mesma composição que foi fabricada através de um processo diferente, mesmo se o valor de f6 fosse o mesmo ou alto, quando a quantidade de fase K1 era pequena, a resistência ao corte era alta ou a mesma, e a divisibilidade das lascas se deteriorava em alguns casos (Ligas N° S01, S02, S104 e S113 e Etapas N° A1, AH5 para AH7 e AH9 para AH 11).

[0177] 14) Em materiais extrusados a quente ou forjados que satisfazem todos os requisitos da composição e todos os requisitos da estrutura metalográfica e não foram submetidos a trabalho a frio, o valor do teste de impacto Charpy de uma forma com entalhe em U foi de 15 J/cm2 ou superior, e a maioria dos valores eram 16 J/cm2 ou mais alto. Em relação à resistência à tração, todos os valores foram 550 N/mm2 ou superior, a maioria dos valores foi de 580 N/mm2 ou mais alto. Quando a proporção de fase K foi de cerca de 33% ou mais e uma grande quantidade de fase K1 estava presente, a resistência à tração era de cerca de 590 N/mm2 ou superior, e um produto forjado a quente com uma resistência à tração de 620 N/mm2 ou superior estava presente. O índice de balanço de resistência-alongamento f8 foi de 675 ou mais e a maioria dos valores foi de 690 ou superior. O índice de balanço de resistência-alongamento-impacto f9 excedeu 700, a maioria dos valores dos mesmos excedeu 715 e a resistência e a ductilidade foram bem balanceadas (Ligas N° S01, S02, S03, S23 e S27). 15) Quando os requisitos da composição e os requisitos da estrutura metalográfica forem satisfeitos, em combinação com o trabalho a frio, o valor do teste de impacto Charpy I (J/cm2) de uma amostra com entalhe em U foi fixado em 12 J/cm2 ou superior, e a resistência à tração foi alta em 600 N/mm2 ou mais alta. O índice de balanço f8 foi de 690 ou mais e a maioria dos valores foi de 700 ou superior. Além disso, o valor f9 era 715 ou mais, e a maioria dos valores era 725 ou superior (Ligas N° S01 e S03 e Etapas N° A1 eA10 aA12). 16) Quanto à relação entre resistência à tração e dureza, nas ligas em que a Etapa N° F1 foi realizada nas composições das Ligas N° S01, S03 e S101, os valores de resistência à tração foram de 602 N/mm2, 625 N/mm2 e 534 N/mm2, respectivamente, e os valores de dureza HRB foram 84, 88 e 68, respectivamente. 17) Quando a quantidade de Si era de cerca de 3,05% ou superior, fase K1 começou a estar presente em fase α (Δ), e quando a quantidade de Si era de cerca de 3,15% ou mais, a quantidade de fase K1 aumentou significativamente (O). A expressão relacional f2 foi afetada pela quantidade de fase K1 , e quando o valor de f2 era 61,0 ou menor, a quantidade de fase K1 fase aumentava. Quando a quantidade de fase K1 aumentava, a usinabilidade, resistência à tração, propriedades de alta temperatura e um balanço entre resistência, alongamento e impacto foram melhorados. A principal razão para isso é presumida ser o fortalecimento de fase α e a melhoria da usinabilidade (por exemplo, Ligas N° S01, S02, S26 e S29). 18) No método de teste segundo a norma ISO 6509, uma liga que contenha cerca de 1 % ou superior de fase β, incluindo cerca de 5% ou mais de fase y foi avaliada como reprovada (avaliação: Δ, X). No entanto, uma liga incluindo 3% de fase y ou cerca de 3% de fase p foi avaliada como aprovada (avaliação: O). Isto mostra que o ambiente de corrosão utilizado na modalidade simulou um ambiente hostil (por exemplo, as Ligas N° S01, S26, S103 e S109).

[0178] 19) Na avaliação dos materiais preparados usando a instalação de produção em massa e os materiais preparados no laboratório, substancialmente os mesmos resultados foram obtidos (Ligas N° S01 e S02 e Etapas N° C1, E1 e F1). 20) Em relação às Condições de Fabricação: Quando o material extrusado a quente, o material extrusado e trefilado, ou o material forjado a quente foi mantido em um intervalo de temperatura de 525°C a 575°C durante 15 minutos ou mais, foi mantido em um intervalo de temperatura de 505°C ou superior e inferior a 525°C durante 100 minutos ou mais, ou foi resfriado em um intervalo de temperatura de 525°C a 575°C a uma taxa de resfriamento de 3 °C/min ou inferior e, posteriormente, foi resfriado em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C a uma taxa de resfriamento de 3 °C/min ou superior no forno contínuo, foi obtido um material no qual a quantidade de fase y diminuiu significativamente, substancialmente sem fase p estar presente, e a resistência à corrosão, ductilidade, propriedades de alta temperatura, resistência ao impacto, usinabilidade a frio e resistência mecânica eram excelentes (Etapas N° A1,A5eA8). Na etapa de realizar um tratamento térmico em um material trabalhado a quente ou um material trabalhado a frio, quando a temperatura de tratamento térmico era baixa (490°C) ou quando o tempo de espera no tratamento térmico em 505°C ou superior e inferior a 525°C, uma diminuição na quantidade de fase y era pequena, a quantidade de fase K1 era pequena e a resistência à corrosão, ao impacto, à ductilidade, à usinabilidade a frio, às propriedades de alta temperatura e aos balanços de resistência à ductilidade deterioraram-se (Etapas N° AH6, AH9 e DH6). Quando a temperatura do tratamento térmico era alta, grãos cristalinos de fase a foram engrossados, a quantidade de fase K1 foi pequena, e uma diminuição na quantidade de fase y era pequena. Portanto, a resistência à corrosão e a usinabilidade a frio eram fracas, a usinabilidade também era ruim, a resistência à tração também era baixa e os valores de f8 e f9 também eram baixos (Etapas N°AH11 eAH6). Quando um tratamento térmico foi realizado em um material forjado a quente ou um material extrusado a uma temperatura de 515°C ou 520°C durante 120 minutos ou mais, a quantidade de fase y diminuiu significativamente, a quantidade de fase K1 também foi grande, uma diminuição no alongamento ou valor de impacto foi minimizado, a resistência à tração aumentou, e as propriedades de alta temperatura, f8 e f9 também foram melhoradas. Portanto, este material é ideal para uma válvula que requer resistência à pressão (Etapas N° A5, D4 e F2). Quando a taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C no processo de resfriamento após o tratamento térmico foi baixo, fase p estava presente, a resistência à corrosão, a ductilidade, a resistência ao impacto e as propriedades de alta temperatura eram fracas, e a resistência à tração também era baixa (Etapas A1 a A4, AH8, DH2 e DH3). Como o método de tratamento térmico, aumentando a temperatura em um intervalo de temperatura de 525°C a 620°C e ajustar a taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C a ser baixa no processo de resfriamento, a quantidade de fase y foi significativamente reduzida ou foi de 0%, excelente resistência à corrosão, resistência ao impacto, usinabilidade a frio e propriedades de alta temperatura foram obtidas. Foi possível verificar que, mesmo com o método de tratamento térmico contínuo, as propriedades foram melhoradas (Etapas A7 a A9 e D5). Controlando a taxa de resfriamento em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C para ser 1,6 °C/min no processo de resfriamento após forjamento a quente ou extrusão a quente, um produto forjado no qual a proporção de fase y após o forjamento a quente foi baixa (Etapa N° D6). Além disso, mesmo quando a fundição foi usada como material para forjamento a quente, excelentes propriedades foram obtidas como no caso do uso do material extrusado (Etapas N° F4 e F5). Quando um tratamento térmico foi realizado na fundição sob condições apropriadas, uma peça fundida em que a proporção de fase y foi baixa foi obtida (Etapas N° P1 a P3). Quando foi realizado um tratamento térmico no material laminado a quente sob condições adequadas, um material laminado em que a proporção de fase y foi baixa foi obtida (Etapa N° R1). Quando o trabalho a frio foi realizado no material extrusado numa razão de trabalho de cerca de 5% ou cerca de 8% e então foi realizado um tratamento térmico predeterminado, em comparação com o caso do material extrusado a quente, resistência à corrosão, resistência ao impacto, propriedades de alta temperatura e a resistência à tração foram melhorados, em particular, a resistência à tração foi melhorada em cerca de 60 N/mm2 ou cerca de 70 N/mm2e os índices de balanço f8 e f9 também foram melhorados em cerca de 70 a cerca de 80 (Etapas N°AH1,A1 eA12). Quando o trabalho a frio foi realizado no material tratado termicamente a uma taxa de trabalho a frio de 5%, em comparação com o material extrusado, a resistência à tração foi melhorada em cerca de 90 N/mm2, os valores de f8 e f9 foram melhorados em cerca de 100, e as propriedades de resistência à corrosão e alta temperatura também foram melhoradas. Quando a razão de trabalho a frio foi de cerca de 8%, a resistência à tração foi melhorada em cerca de 120 N/mm2e os valores de f8 e f9 foram melhorados em cerca de 120 (Etapas N° AH1, A10 e A11). Quando um tratamento térmico adequado foi realizado, fase Kacicular estava presente em fase α (Etapas N° A1, D7, C1, E1 e F1). Presume-se que, devido à presença de fase K1, a resistência à tração foi melhorada, a usinabilidade foi excelente, e uma diminuição significativa na quantidade de fase y foi compensada. Verificou-se que, durante recozimento a baixa temperatura após trabalho a frio ou a quente, quando foi realizado um tratamento térmico sob condições de temperatura: 240°C a 350°C, tempo de aquecimento: 10 minutos a 300 minutos, e 150<(T-220)x(t)1/2<1200 (onde T°C representa a temperatura de aquecimento e t min representa o tempo de aquecimento), um material trabalhado a frio ou um material trabalhado a quente tendo excelente resistência à corrosão em ambiente hostil e tendo excelente resistência ao impacto e propriedades de alta temperatura foram obtidos (Liga N° S01 e Etapas N° B1 a B3). Em relação às amostras obtidas através da realização da Etapa N° AH14 nas Ligas N° S01 e S02, a extrusão não pôde ser realizada até o final devido à alta resistência à deformação. Portanto, a avaliação subsequente foi descontinuada. Na Etapa N° BH1, o problema de qualidade ocorreu devido a insuficiente correção de retilineidade e recozimento de baixa temperature inadequado.

[0179] Como descrito acima, na liga de acordo com a modalidade em que os teores dos respectivos elementos aditivos, as respectivas expressões relacionais de composição, a estrutura metalográfica e as respectivas expressões relacionais de estrutura metalográfica estão nos intervalos adequados, a usinabilidade a quente (extrusão a quente, forjamento a quente) é excelente e a resistência à corrosão e usinabilidade também são excelentes. Além disso, a liga de acordo com a modalidade pode obter excelentes propriedades ajustando as condições de fabricação em extrusão a quente e forjamento a quente e as condições no tratamento térmico para que elas caiam nos intervalos apropriados.

[Aplicabilidade Industrial]

[0180] A liga de cobre de corte fácil de acordo com a modalidade tem excelente usinabilidade a quente (capacidade de extrusão a quente e forjabilidade a quente), usinabilidade, propriedades de alta temperatura e resistência à corrosão, alta resistência e excelente balanço de resistência-ductilidade-resistência ao impacto. Por conseguinte, a liga de cobre de corte fácil de acordo com a modalidade é adequada para dispositivos utilizados para água potável por uma pessoa ou um animal todos os dias, tais como torneiras, válvulas ou conexões, membros para usos elétricos, automóveis, máquinas e canalização industrial, ramo válvulas ou conexões, válvulas, conexões, dispositivos e componentes que entram em contato com gás ou líquido a alta pressão a temperatura normal, alta temperatura ou baixa temperatura, e para válvulas, conexões, dispositivos ou componentes que entram em contato com hidrogênio. Especificamente, a liga de cobre de corte fácil de acordo com a modalidade é adequada para ser aplicada como um material que compõe conexões de torneira, conexões de torneira de mistura de água, conexões de drenagem, corpos de torneira, componentes de aquecedor de água, componentes EcoCute, mangueiras, sprinklers , válvulas de corte de água, hidrantes, bocais de mangueira, fornecimento de água e torneiras de drenagem, bombas, cabeçotes, válvulas redutoras de pressão, sedes de válvulas, válvulas de gaveta, válvulas, hastes de válvulas, uniões, flanges, torneiras de derivação, válvulas de torneira de água, válvulas esféricas, várias outras válvulas e conexões para encanamento, através das quais flui água potável, água drenada ou água industrial, por exemplo, componentes chamados cotovelos, encaixes, dobras, conectores, adaptadores, 5 camisas ou juntas. Além disso, a liga de cobre de corte fácil, de acordo com a modalidade, é adequada para válvulas solenoides, válvulas de controle, válvulas variadas, componentes de radiadores, componentes de resfriamento de óleo e cilindros usados como componentes de automóveis, sendo adequada para conexões de 10 tubos, válvulas e hastes de válvulas, componentes do trocador de calor, as torneiras de abastecimento de água e de drenagem, cilindros ou bombas utilizadas como componentes mecânicos, sendo adequada para conexões de tubos, válvulas ou hastes de válvulas utilizadas como membros de instalações industriais. Além disso, a liga é adequada para válvulas, conexões, vasos resistentes à 15 pressão e vasos de pressão envolvendo hidrogênio, como estação de hidrogênio e geração de energia de hidrogênio.

Claims (11)

1. Liga de cobre de corte fácil de alta resistência compreendendo: 75,4% em massa a 78,0% em massa de Cu; 3,05% em massa a 3,55% em massa de Si; 0,05% em massa a 0,13% em massa de P; 0,005% em massa a 0,070% em massa de Pb; e um balanço incluindo Zn e impurezas inevitáveis, caracterizada pelo fato de que uma quantidade total de Fe, Mn, Co e Cr como as impurezas inevitáveis é inferior a 0,08% em massa, um teor de Sn presente como impureza inevitável é 0,05% em massa ou inferior, um teor de Al presente como impureza inevitável é 0,05% em massa ou inferior, um teor total de Sn e Al presente como impureza inevitável é de 0,06% em massa ou inferior, quando um teor de Cu é representado por [Cu]% em massa, um teor em Si é representado por [Si]% em massa, um teor de Pb é representado por [Pb]% em massa e um teor de P é representado por [P]% em massa, as relações de 78,0<f 1 =[Cu]+0,8x[Si]+[P]+[Pb]<80,8 e 60,2<f2=[Cu]-4,7x[Si]-[P]+0,5x[Pb]<61,5 são satisfeitos, nas fases constituintes da estrutura metalográfica, quando uma razão de área de fase α é representada por (a)%, uma razão de área de fase β é representada por (β)%, uma razão de área de fase y é representada por (y)%, uma razão de área de fase K é representada por (K)% e uma razão de área de fase p. é representada por (p)%, as relações de 29<(K)<60, 0<(y)<0,3, (β)=0, 0<(p)<1,0, 98,6<f3=(α)+(K), 99,7<f4=(a)+(K)+(y)+(g), 0<f5=(y)+(p)<1,2, e 30<f6=(K)+6x(y)1/2+0,5x(pi)<62 são satisfeitos, o comprimento do lado longo da fase y é de 25 pm ou menos, o comprimento do lado longo da fase g é 20 pm ou menos, e fase K acicular está presente em fase a.

2. Liga de cobre de corte fácil de alta resistência, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada por compreender ainda: um ou mais elemento(s) selecionado(s) do grupo que consiste em 0,01% em massa a 0,07% em massa de Sb, 0,02% em massa a 0,07% em massa de As e 0,005% em massa a 0,10% em massa de Bi.

3. Liga de cobre de corte fácil de alta resistência compreendendo: 75,6% em massa a 77,8% em massa de Cu; 3,15% em massa a 3,5% em massa de Si; 0,06% em massa a 0,12% em massa de P; 0,006% em massa a 0,045% em massa de Pb; e um balanço incluindo Zn e impurezas inevitáveis, caracterizada pelo fato de que uma quantidade total de Fe, Mn, Co e Cr como as impurezas inevitáveis é inferior a 0,08% em massa, um teor de Sn presente como impureza inevitável é 0,03% em massa ou inferior, um teor de Al presente como impureza inevitável é 0,03% em massa ou inferior, um teor total de Sn e Al presente como impureza inevitável é de 0,04% em massa ou inferior, quando um teor de Cu é representado por [Cu]% em massa, um teor em Si é representado por [Si]% em massa, um teor de Pb é representado por [Pb]% em massa e um teor de P é representado por [P]% em massa, as relações de 78,5<f 1 =[Cu]+0,8x[Si]+[P]+[Pb]<80,5 e 60,4<f2=[Cu]-4,7x[Si]-[P]+0,5x[Pb]<61,3 são satisfeitos, nas fases constituintes da estrutura metalográfica, quando uma razão de área de fase α é representada por (a)%, uma razão de área de fase β é representada por (β)%, uma razão de área de fase y é representada por (y)%, uma razão de área de fase K é representada por (K)% e uma razão de área de fase ji é representada por (p)%, as relações de 33<(K)<58, (Y)=O, (β)=0, 0<(p)<0,5, 99,3<f3=(a)+(K), 99,8<f4=(a)+(K)+(y)+(n), 0<f5=(y)+(|i)<0,5, e 33<f6=(K)+6x(y)1/2+0,5x(g)<58 são satisfeitos, fase K acicular está presente em fase a, e o comprimento do lado longo da fase g é de 15 gm ou menos.

4. Liga de cobre de corte fácil de alta resistência, de acordo com a reivindicação 3, caracterizada por compreender ainda: um ou mais elemento(s) selecionado(s) do grupo que consiste em 0,012% em massa a 0,05% em massa de Sb, 0,025% em massa a 0,05% em massa de As e 0,006% em massa a 0,05% em massa de Bi, em que o teor total de Sb, As e Bi é de 0,09% em massa ou inferior.

5. Liga de cobre de corte fácil de alta resistência, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 4, caracterizada pelo fato de que um valor de teste de impacto Charpy quando uma amostra com entalhe em U é usada é de 12 J/cm2 a 50 J/cm2, uma resistência à tração na temperatura normal é 550 N/mm2 ou superior, e uma cepa de deslocamento depois de reter a liga de cobre a 150°C durante 100 horas num estado em que é aplicada uma carga correspondente a 0,2% de aproximação de limite elástico à temperatura ambiente é de 0,3% ou inferior.

6. Liga de cobre de corte fácil de alta resistência, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 4, caracterizada pelo fato de que a liga de cobre de corte fácil é um material trabalhado a quente, uma resistência à tração S (N/mm2) é 550 N/mm2 ou mais alto, um alongamento E (%) é 12% ou maior, um valor de teste de impacto Charpy (J/cm2) quando uma amostra com entalhe em U é usada é de 12 J/cm2 ou superior, e 675<f8=Sx{(E+100)/100}1/2 ou 700<f9=Sx{(E+100)/100}1/2+l é satisfeita.

7. Liga de cobre de corte fácil de alta resistência, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 6, caracterizada pelo fato de que é para uso em um dispositivo de abastecimento de água, um componente de encanamento industrial, um dispositivo que entra em contato com líquido ou gás, um recipiente de pressão, uma conexão, um componente de automóvel ou um componente de aparelho elétrico.

8. Método de fabricar a liga de cobre de corte fácil de alta resistência, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 7, o método compreendendo: qualquer um ou ambos de uma etapa de trabalho a frio e uma etapa de trabalho a quente; e uma etapa recozimento que é realizada após a etapa de trabalho a frio ou a etapa de trabalho a quente, caracterizado pelo fato de que na etapa de recozimento, a liga de cobre é aquecida ou resfriada sob qualquer uma das seguintes condições (1) a (4): (1) a liga de cobre é mantida a uma temperatura de 525°C a 575°C durante 15 minutos a 8 horas; (2) a liga de cobre é mantida a uma temperatura de 505°C ou superior e inferior a 525°C durante 100 minutos a 8 horas; (3) a temperatura máxima atingida é de 525°C a 620°C e a liga de cobre é mantida em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C durante 15 minutos ou mais; ou (4) a liga de cobre é resfriada em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C a uma taxa média de resfriamento de 0,1 °C/min a 3 °C/min, e subsequentemente, a liga de cobre é resfriada em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C a uma taxa média de resfriamento de 3 °C/min a 500 °C/min.

9. Método de fabricar a liga de cobre de corte fácil de alta resistência, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 5, o método compreendendo: uma etapa de fundição; e uma etapa de recozimento que é executada após a etapa de fundição, caracterizado pelo fato de que na etapa de recozimento, a liga de cobre é aquecida ou resfriada sob qualquer uma das seguintes condições (1) a (4): (1) a liga de cobre é mantida a uma temperatura de 525°C a 575°C durante 15 minutos a 8 horas; (2) a liga de cobre é mantida a uma temperatura de 505°C ou superior e inferior a 525°C durante 100 minutos a 8 horas; (3) a temperatura máxima atingida é de 525°C a 620°C e a liga de cobre é mantida em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C durante 15 minutos ou mais; ou (4) a liga de cobre é resfriada em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C a uma taxa média de resfriamento de 0,1 °C/min a 3 °C/min, e subsequentemente, a liga de cobre é resfriada em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C a uma taxa média de resfriamento de 3 °C/min a 500 °C/min.

10. Método de fabricar a liga de cobre de corte fácil de alta resistência, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 7, o método compreendendo: etapa de trabalho a quente, em que a temperatura do material durante o trabalho a quente é de 600°C a 740°C,e no processo de resfriamento após o trabalho a quente do plástico, o material é resfriado em um intervalo de temperatura de 575°C a 525°C a uma taxa média de resfriamento de 0,1 °C/min a 3 °C/min e subsequentemente é resfriado em um intervalo de temperatura de 450°C a 400°C a uma taxa média de resfriamento de 3 °C/min a 500 °C/min.

11. Método de fabricar a liga de cobre de corte fácil de alta resistência, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 7, o método compreendendo: qualquer um ou ambos de uma etapa de trabalho a frio e uma etapa de trabalho a quente; e uma etapa recozimento em baixa temperatura que é realizada após a etapa de trabalho a frio ou a etapa de trabalho a quente, caracterizado pelo fato de que na etapa de recozimento a baixa temperatura, as condições são as seguintes: a temperatura do material está em um intervalo de 240°C a 350°C; o tempo de aquecimento está no intervalo de 10 minutos a 300 minutos; e quando a temperatura do material é representada por T°C e o tempo de aquecimento é representado por t min, 150<(T-220)x(t)1/2<1200 é satisfeita.

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