CN1314956A - 铁变性的锡黄铜 - Google Patents

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Abstract

提供一种其晶粒组织通过添加可控量的锌和铁得到细化的锡黄铜合金。含有1—4重量%锡、0.8—4%的铁,从能有效加强铁引发的细化晶粒能力的量至35%的锌以及余者为铜和不可避免的杂质的直接冷硬铸造合金可以很容易进行热加工。所述锌的添加还可提高合金的强度并且改善与轧制带材的纵轴相垂直的“良好方式”弯曲成形性。某些这种晶粒细化的黄铜合金可用作半固态成形的原料。

Description

铁变性的锡黄铜
本发明涉及强度高、成形性好且导电性较佳的铜合金。更具体而言，锡黄铜的屈服强度通过铁的控制添加而得到提高。
本专利申请中，除非另有说明，所给出的所有百分数均为重量百分比。
工业锡黄铜是含有0.35-4％锡，不高于0.35％磷，49-96％铜和余者为锌的铜合金。这种合金被铜业发展协会(CDA)称为铜合金C40400-C49080。
一种工业锡黄铜是被称为C42500的铜合金。该合金的组成为：87-90％铜，1.5-3.0％锡，最多0.05％铁，最多0.35％磷，余者为锌。由这种合金制造的产品包括电气开关簧片、端子、接插件、保险丝夹头、笔夹和挡风条。
ASM Handbook规定铜合金C42500的名义导电性为28％IACS(国际退火铜标准，其中，规定“纯”铜在20℃下的导电性为100％IACS)，其屈服强度，取决于回火工艺，为310MPa(45ksi)-634MPa(92ksi)。这种合金适合用于制造多种电气插接件，但其屈服强度低于期望值。
已知通过铁的控制添加可使某些铜合金的屈服强度得到提高。例如，共同拥有的名为“铁变性的磷青铜”的美国专利5,882,442公开了将1.65-4.0％铁添加至磷青铜中。这种Caron等发明的合金的导电性超过30％IACS，极限抗拉强度超过95ksi。
由Furukawa Metal Industries Company,Ltd.提出的日本专利申请57-68061公开了一种锌、锡和铁中每一种含量为0.5-3.0％的铜合金。指出铁提高了该合金的强度和耐热性。
由Japan Engineening Corp.提出的日本专利申请61-243141公开了一种锌含量为1-25％，镍、锡和铁含量各为0.1-5％的铜合金。该合金还含有0.001-1％的硼，以及0.01-5％的锰或硅之一。公开了硼和锰或硅能使该合金具有析出硬化能力。
虽然铁添加至磷青铜中所带来的好处已为人所知，但铁的添加也会给该合金带来一些问题。该合金的导电性下降，合金的加工性由于发纹的形成而受到影响。当该合金中的铁含量超过临界值时会形成发纹，该临界值与合金的组成有关。当凝固前先包晶铁粒子自液相析出就会形成发纹并在机械变形期间拉长。发纹有害，因为它们会影响合金的表面状况，并且使成形性下降。
在铜含量高(高于85％Cu)的锡黄铜中，作为杂质的铁的最大容许含量典型地是0.05％。这是因为已知铁会使导电性下降，而且，通过形成发纹使弯曲性能降低。
铁含量和锡含量均在一定范围内的铜合金具有铸态非树枝状晶粒组织。例如，名为“具有改善的可加工性的铜基合金”的美国专利4,116,686公开了一种含有4.0-11.0％锡，0.01-0.3％磷，1.0-5.0％铁，余者为铜的铜合金。这种Mraric等发明的合金还可以含有少量但是有效量的多种特定添加合金元素，包括锌。公开了在铸造条件下，该铸态合金具有基本上为非树枝状的晶粒组织，这有利于可加工性的改善。
某些非树枝状的合金可以作为半固态成型的坯料使用。可用作半固态成型坯料的毛坯具有高度偏析的组织，该组织由初生非树枝相构成，所述初生非树枝状相为其熔点低于所述初生相的偏析相所包围。将所述毛坯加热至能有效使低熔点相而非初生相熔化的温度。如果初生相是树枝状，则这种固态初生相就会被机械闭合，这不会带来任何益处。然而，如果固态初生相是非树枝状，那么就可以形成能在剪切应力作用下流动的金属浆液。
使该浆液流入模具比将具有相同组成的液态金属倒入模具具有许多优越之处。浆液流动时的温度低于使类似组成的合金完全熔化的温度。因此，模具受到较低的温度作用，模具的寿命得以延长。与倾倒熔融金属时的典型结果相比，将浆液注入模具时所产的紊流较少，这样夹带在铸件中的空气就较少。因此，所成型的产品的孔隙率较低。
典型地，通过在冷却熔融金属的同时，对所述金属进行机械或电磁搅拌以将树枝晶破断，从而形成具有主要为球形简并枝晶的固相，来产生半固态成型坯料。名为“适于形成半固态金属浆液的α铜基合金”的美国专利4,642,146公开了一种在铸造期间不需搅动或其它搅拌的用作半固态成形坯料的合金。该合金的组成为3-6％镍，5-15％锌，2-4.25％铝，0.25-1.2％硅，3-5％铁，余者为铜。指出最低3％的铁的作用是防止柱状枝晶形成。
相对较宽的使低熔点相为液态而熔点较高的初生相为固态的温度范围(“半固态成型加工范围”)是必要的。半固态成型加工范围宽可使工艺控制更容易。例如，将铁添加至铜合金C260(名义组成为70％铜和30％锌)中获得的合金的半固态成型加工范围仅为5℃。这种合金由初始的均匀流动(浆液)向液相分离(此时熔融金属自材料中排出)的转变很突然。
因此，需要一种不会产生导电性下降和发纹形成的上述不足之处的铁变性的锡黄铜合金。也需要一种可用作具有较宽加工范围的半固态成型坯料的铜合金。
所以，本发明的第一个目的是提供一种具有较高的强度的锡黄铜合金。本发明的第二个目的是提供一种可用作半固态成型坯料的铜合金。
本发明的特点之一是通过联合添加可控数量的铁和锌可使强度得到提高。本发明的另一个特点是通过按照特定工序对所述合金进行加工，在锻造后的合金中仍可保留细小的组织。
本发明的又一个特点是将可控量的铁和锡添加至黄铜中，可以获得适合作为半固态成型坯料的合金。
本发明的合金的优点包括在导电性未受损害的情况下屈服强度得到提高。细化的铸态合金的组织中的晶粒尺寸小于100μm，锻造后的合金的晶粒尺寸约5-20μm，属于细晶粒。再一个优点是导电性与铜合金C42500大致相同，而屈服强度却有明显提高。
本发明的合金作为半固态成型坯料的优点包括所述合金具有较宽的半固态成型加工范围。该合金仍保持着黄颜色且耐磨蚀，对于装饰性部件，如管路配件(plumblng fixture)、建筑用金属构件及体育用品特别有用。
在本发明的第一个实施方案中，提供了一种铜合金。该合金基本组成为：1-4重量％锡，0.8-4.0重量％的铁，9-35重量％的锌，不高于0.4重量％的磷，最多0.03重量％的硅，最多0.05重量％的锰，余者为铜以及不可避免的杂质。该晶粒细化的合金的铸态平均晶粒尺寸小于100μm，加工后的平均晶粒尺寸为约5-20μm。
在本发明的第二个实施方案中，提供了一种可触变成型(thixoformable)的铜合金，该铜合金的基本组成为：以重量百分比计，70-90％的铜，从形成铸态非枝晶组织所需的有效量到不高于3.5％的晶粒细化剂，从获得20℃的最小半固态成型加工范围所需的有效量至3.5％的熔点抑制剂，低于1％的镍，余者为锌和不可避免的杂质。
由下面的说明及附图，上述的目的、特点及优点将更加明显。
图1是对本发明的合金进行加工的一种方法加以说明的流程图。
图2图示说明的是铁含量对屈服强度的影响。
图3图示说明的是铁含量对极限抗拉强度的影响。
图4图示说明的是锡含量对屈服强度的影响。
图5图示说明的是锡含量对极限抗拉强度的影响。
图6图示说明的是锌含量对屈服强度的影响。
图7图示说明的是锌含量对极限抗拉强度的影响。
图8示出的是铝/铜二元相图。
图9示出的是硅/铜二元相图。
图10示出的是锡/铜二元相图。
图11是一种含锌30％，铁1.5％，锡1.5％的铜合金的铸态晶粒组织的显微照片。
图12是图11的合金经910℃的触变成型后的晶粒组织的显微照片。
图13是一种Cu-15％Zn-2.0％Fe-2.0％Sn合金经995℃下的触变成型后的晶粒组织的显微照片。
图14示出的是一水龙头体的截面图。
本发明的铜合金是一种铁变性的锡黄铜。该合金基本组成为1-4％的锡，0.8-4.0％的铁，9-20％的锌，不高于0.4％的磷，余者为铜和不可避免的杂质。铸态时，该晶粒细化的合金的平均晶粒尺寸小于100μm。
在优选的实施方案中，采用直接冷硬铸造法铸造所述合金时，锡含量为1.5-2.5％，铁含量为1.6-2.2％。已发现，1.6％的铁是获得铸态晶粒细化效果的最低临界含量。最优选地，铁含量为1.6-1.8％。
锡
锡增加本发明的合金的强度，而且也增加合金的应力松弛抗力。
应力松弛抗力被记录为按照ASTM(美国试验与材料学会)规范，采用悬臂梁模式，将带材试样预加载至屈服强度的80％之后残留应力的百分比。将所述带材加热至125℃，时间为指定的数小时，并且进行周期性重复测试。性能的测试在125℃，最长不超过3000小时的条件下进行。残存应力的比例越高，所述特定组成越适于用作弹簧应用。
然而，强度和应力松弛抗力的有利增加却为导电性的下降所抵消，如表1所示。而且，锡使得所述合金的加工，特别是热加工变得更加困难。当锡含量超过2.5％时，加工所述合金的成本会使其无法在某些商业领域应用。当锡含量低于1.5％时，所述合金用作弹簧用途对强度和应力松弛抗力均不足。表1
   组成   导电性(％IACS)      屈服强度MPa   (ksi)
 88.5％Cu9.5％Zn2％Sn0.2％P 26 517    (75)
 87.6％Cu9.5％Zn2.9％Sn0.2％P 21 572    (83)
 94.8％Cu5％Sn0.2％P 17 703    (102)
优选本发明的合金中的锡含量为约1.2-2.2％，最优选为约1.4-1.9％。
铁
铁能细化铸态合金的组织并使强度提高。所述细化组织的特征是平均晶粒尺寸小于100μm。优选地，所述平均晶粒尺寸为30-90μm，最优选为40-70μm。该细化组织能够在高温下进行机械变形，如850℃下的轧制。
当铁含量低于约1.6％时，晶粒细化效应下降，并且会形成平均晶粒尺寸为约600-2000μm的粗大晶粒。当铁含量超过2.2％时，在热及冷加工期间会形成过多的发纹。
1.6-2.2％的有效铁含量范围不同于美国专利5,882,442中公开的合金中的铁范围。美国专利5,882,442公开了只有当铁含量超过约2％时，晶粒细化效果才最佳。本发明的合金在铁含量较低时的晶粒组织细化能力是出人意料的，并且可认为这是加入了锌所引起的相平衡偏移的缘故。为使效果明显，这种相偏移作用要求Zn的最低含量为约5％。
当铁含量超过约2.2％时，会形成长度超过约200μm的大发纹。大发纹对合金表面的外观以及合金表面的性能，如电及化学性能有影响。大发纹会改变合金的焊接性和电镀性能。
为最大限度地发挥铁的细化晶粒和提高强度的作用，而同时又无有害发纹形成，铁含量应维持在约1.6％和2.2％之间，并且优选为约1.6-1.8％。
锌
在本发明的合金中加入锌会使强度有一定提高，但又会造成导电性有某种程度的下降。然而，如表2所示，令人惊奇的是，当Zn含量最低为5％时，铁使晶粒细化的能力得到显著提高。
                                      表2
  组成   导电性(％IACS)      抗拉强度MPa   (ksi)
 1.8 Sn2.2 Fe余量Cu 33 683   (99)
 1.8 Sn2.2 Fe5 Zn余量Cu 29 683   (99)
 1.8 Sn2.2 Fe10 Zn余量Cu 25 745   (108)
压下量为70％的冷轧后测量的抗拉强度
优选地，锌含量范围为从能有效提高铁引发的细化晶粒能力的量到约20％。更优选地，锌含量为约5-15％，并且最优选地，锌含量为约9-13％。
其它添加元素
磷可添加在所述合金中，以防止铜的氧化物或锡的氧化物粒子形成和促进铁的磷化物的形成。磷会使所述合金的加工，特别是热轧出现问题。据认为，铁的添加能抵消磷的有害作用。为抵消磷的作用，必须至少有最低限度的铁存在。
适当的磷含量指的是不超过约0.4％但能有效形成铁的磷化物的任何量。优选的磷含量为约0.01-0.3％，最优选磷含量为约0.03-0.15％。
当所述铜合金凝固时以固溶形式保留的各种元素的量最多可达20％，并且可以按照1∶1的原子比替代部分锌。这些可固态固溶的元素的优选范围就是所规定的锌的范围。铝是这种元素之一。
虽然镍的添加使导电性下降，但能改善所述合金的应力松弛抗力。含有杂质量级的镍的本发明的合金在不高于125℃的温度下具有良好的应力松弛抗力。添加0.3-1.8重量％的镍可使所述合金在不高于150℃的温度下具有良好的应力松弛抗力。优选镍含量为0.5-1.0重量％。
次优选添加的是能影响所述合金性能的元素，例如锰、镁、铍、硅、锆、钛、铬以及它们的混合物。这些次优选添加元素的存在量优选每种元素各低于约0.4％，并且，最优选低于约0.2％。最优选地，所有次优选合金元素的总添加量低于约0.5％。
硅添加至所述合金中会使热加工性能下降。因此，本发明的合金中的硅含量低于0.03％，并且优选低于0.01％，最优选低于0.005％。
锰会与硫杂质结合形成锰的硫化物发纹。因此，本发明的合金中的锰含量低于0.9％，并且，优选低于0.05％，最优选低于0.005％。
加工
本发明的合金优选根据如图1所示的流程图进行加工。采用传统方法如直接冷硬铸造铸造10出具有此处所规定组成的合金铸锭。在约650-950℃的温度，并且优选在约825-875℃的温度下，对所述合金进行热轧12。任选地，加热14所述合金以维持所要求的热轧12温度。
厚度方向的热轧压下量典型地最高达98％，并且优选约80-9596。所述热轧可以采用单道次或者多道次方式进行，条件是铸锭温度维持在650℃以上。
热轧12之后，对所述合金进行，任选地，水淬16处理。然后，对所获棒材进行机械磨削以去除表面氧化物，之后，采用单道次或多道次方式，由热轧步骤12结束时的厚度进行冷轧18，冷轧18压下量至少60％(厚度方向)。优选，冷轧压下量18为约60-90％。
然后，在约400-600℃的温度下对所获带材进行退火20，时间为约0.5-8小时，以使所述合金再结晶。优选第一次再结晶退火在约500-600℃的温度下进行，时间为约3-5小时。所述时间指的是在惰性气氛如氮气或者还原性气氛如氢和氮的混合物中进行罩式退火的时间。
所述带材也可以在例如约600-950℃的温度下进行长约0.5-10分钟的带材退火。
第一次再结晶退火20会导致附加的铁和铁的磷化物的析出相的形成。这些析出相在本次及后面的退火期间控制晶粒尺寸，通过弥散硬化使合金强度增加，并且还通过使铁脱离铜基体而脱离固溶来提高导电性。
然后，对所述棒材进行第二次冷轧22，厚度压下量为约30-70％，优选为约35-45％。
之后，对所获带材进行第二次再结晶退火24，此次退火所采用的时间和温度与第一次再结晶退火相同，在第一次和第二次再结晶退火之后，平均晶粒尺为3-20μm。优选地，处理后的合金的平均晶粒尺寸为5-10μm。
之后，将所述合金冷轧26至最终尺寸，其值典型地为0.25-0.38mm(0.010-0.015英寸)。本次最终冷轧使所述合金具有与铜合金C51000相当的弹性状态。
然后，对所述合金进行去应力退火28，以获得最优的应力松弛抗力。一种典型的去应力退火是在约200-300℃的温度下，惰性气氛中进行罩式退火1-4小时。第二种典型的去应力退火是在约250-600℃的温度下进行带材退火约0.5-10分钟。
在去应力退火28之后，将所述铜合金带加工成型为所要求的产品如弹簧或电气接插件。
在本发明的另一个实施方案中，铜含量为70-90％的本发明的合金可被加工成半固态铸坯原料。在所述合金中添加有一种晶粒细化剂，优选铁。铁的最低有效含量指的是可使合金凝固后具有铸态非枝晶组织的含量。铁的合适范围是0.05-3.5％。优选铁含量为约1.0-2.0％。
当铁含量低于0.05％时，晶粒不能充分细化，而且，会形成闭锁的枝晶。当铁含量高于3.5％时，合金中可能形成的铁粒子的数目及尺寸均会增加。这会导致电镀缺陷、铸造时的硬疤以及外观(cosmetic)缺陷产生。
钴可以替代部分或者全部的铁。
可在后面的处理半固态成形原料的过程中进行再结晶退火期间形成钉轧晶界的析出相的其它元素可添加至所述合金中。可以存在的铬、钛、锆以及它们的混合物的总量不超过0.4。
锡添加在所述合金中可增加半固态成型加工的范围。锡的最低有效含量指的是可提供20℃的最小半固态成型加工范围的含量，而且优选是可提供30℃的最小半固态成型加工范围的含量，适当的锡含量为1-4％，优选1-2％。当锡含量低于1％时，半固态成型加工范围太窄，无法商业应用。当锡含量超过4％时，会形成不希望的铜/锡金属间化合物。
尽管其它元素添加到铜合金中也能形成偏析的低熔点相，但图8-10表明锡具有更优的效果。图8示出的是二元铝-铜相图。在参考箭头30标示的区域，铝含量为约1-4％，液相线32与固相线34间的距离很小，结果进行半固态成型加工的范围很窄。
图9借助参考箭头36说明硅添加至铜合金中时进行半固态成型加工的范围同样窄。
图10借助参考箭头38说明合金中添加锡时液相线40和固相线42之间的范围相当宽。从加工控制的角度考虑，这种合金具有更宽、更优的半固态成型加工的范围。
优选合金是一种锌含量为10-35％，并且优选为约15-30％的黄铜。在此范围内，该合金的颜色为金色至黄色，其强度也较佳。该可半固态成型的合金尤其可用于管道配件，如水龙头；建筑金属构件，如门把手和锁部件；以及体育用品，如高尔夫球杆构件的半固态成型。为使颜色保持在金色和黄色之间，优选避免含有“白化”添加元素，如镍和锰。所述合金应含有低于1％的镍或锰，优选含有总量低于0.5％的镍和锰。
图14示出的是水龙头体44的横截面图，所述水龙头体44尤其适于由半固态成形原料锻造而成。所述水龙头体包括螺纹46和众多的曲线部分48，因而要求形状复状的成型模具。半固态成形时较低温度的采用可延长模具寿命。半固态成形中所采用的剪切压力应确保金属填满水龙头体的螺纹46和其它部分。
尽管特定量的铁和锡的添加是针对由黄铜制备的半固态成形原料进行的，但据认为，这两种元素的添加可强化由其它铜基合金制得的半固态成形原料。据认为，其它适当的铜基合金包括高铜(＞85％铜)合金，青铜(铜+不高于10％Sn)，铝青铜(Cu+不超过12％Al)，白铜(铜+不高于35％镍)，以及镍银(铜+不高于25％镍+不高于40％锌)。
下面的实施例将使本发明的合金的优点更为明显。
                       实施例
实施例1
根据图1的方法制备出含有10.5％锌，1.7％锡，0.04％磷，0-2.3％铁以及余者为铜的铜合金。去应力退火28之后，在室温(20℃)、标距为50.8mm(2英寸)下对试样的屈服强度和极限抗拉强度进行了测定。
在拉伸试验机(制造商：Tinius Olsen,Willow Grave,PA)上测定了0.2％条件屈服强度和抗拉强度。
由图2可看出，铁含量由0％增加至1％时屈服强度明显提高。铁含量进一步增加对强度的影响很小，但是会加大发纹出现的可能。
图3表明铁含量与极限抗拉强度间存在类似关系。
实施例2
根据图1对含有10.4％锌，1.8％铁，0.04％磷，1.8-4.0％锡以及余者为铜的铜合金进行了加工。对经过去应力退火28的试样的屈服强度和极限抗拉强度进行了评价。
图4表明：锡含量越大，屈服强度越高。而图5表明锡的添加对极限抗拉强度有类似作用。
由于随锡含量增加，强度单调提高但导电性下降，因此，锡含量应在所要求的强度与导电性之间进行平衡。
实施例3
根据图1对含有1.9％铁，1.8％锡，0.04％磷，0-15％锌，余者为铜的铜合金进行加工。对经去应力退火28的试样的屈服强度和极限抗拉强度进行评价。
图6表明：锌含量低于约5％时对合金强度无贡献，而且，正如上面所讨论的那样，也不会加强铁的晶粒细化能力。锌含量高于5％时，虽然导电性下降，但合金强度却提高。
图7表明锌的添加对合金的极限拉抗强度有同样的影响。
实施例4
表3示出的是一系列根据图1进行加工的合金。合金A是在美国专利5,882,442中公开的合金。合金B和C是根据本发明的合金，合金D则是传统铜合金C510。当合金进行厚度压下量为70％的冷轧后，处于弹簧回火状态时测定所有性能。表3
合金   组成    导电性％IACS      抗拉强度MPa   (ksi)   屈服强度MPa    (ksi)
  A  1.8 Sn2.2 Fe0.06P余量Cu     33％     683    (99) 682    (96)
  B  1.8 Sn2.2 Fe0.06 P5.0Zn余量Cu     29％     683    (99) 648    (94)
  C  1.8 Sn2.2 Fe0.06 P10.0Zn余量Cu     25％     745    (108) 696    (101)
  D  4.27 Sn0.033 P余量Cu     17％     703   (102) 662    (96)
表3结果表明：锌添加量为5％时不会使合金的强度增加，但会使导电性有所下降。锌添加量为10％时对强度的影响有利。
在表4中比较了强度与轧制压下量的关系，可看出添加锌的优点更加明显。
                                   表4
  合金 ％Red      YSMPa    (ksi)      TSMPa    (ksi)    MBR/tGW    MBR/tBW
    A  25  552    (80)  572    (83)     1.0     1.3
    C  25  579    (84)  607    (88)     0.8     1.6
    A  33  572    (83)  593    (86)     1.0     1.3
    C  33  614    (89)  648    (94)     0.9     2.1
    A  58  662    (96)  683    (99)     1.7     3.9
    C  60  662    (96)  703    (102)     1.6     6.4
    A  70  690    (100)  717    (104)     1.9     6.3
    C  70  696    (101)  745    (108)     1.9     ≥7
％Red.=在最后的冷加工步骤(图1中的参考数字26)中厚度方向压下量YS=屈服强度，Mpa(Ksi)TS=抗拉强度，Mpa(Ksi)MBR/t(Gw)=围绕180°曲率半径变形时的良好方式弯曲性能MBR/t(BW)=围绕180°曲率半径变形时的不良方式弯曲性能
锌添加的又一个好处是合金C的良好方式(good way)弯曲性能得到改善。弯曲成形性是通过围绕具有已知曲率半径的心轴将12.7mm(0.5英寸)宽的带材弯曲180°来测定。所述带材弯曲时不发生开裂或不出现“桔皮现象”的最小心轴即为弯曲成形性的值。所述“良好方式”弯曲是在薄板的平面内围绕位于薄板平面内的一个轴进行，而且，所述轴与进行板材厚度压下期间薄板的纵向(轧制方向)垂直。“不良方式”弯曲在薄板的平面内围绕平行于轧制方向的轴进行。弯曲成形性用MBR/t表示，其值为开裂或桔皮现象不明显时的弯曲半径最小值与板材厚度之比。
通常，强度的提高会伴随有弯曲成形性的下降。然而，对于本发明的合金，添加10％的锌能同时使强度和良好方式弯曲性能提高。
实施例5
图11是名义组成为Cu-30Zn-1.5Fe-1.5Sn的合金在放大倍数为500X时的铸态组织的显微照片。在由20毫升氢氧化铵，5毫升3％的过氧化氢和20毫升水构成的溶液中，于20℃下，对所述合金的抛光样品腐蚀5-10秒，就可观察到其晶粒组织。该晶粒组织呈主要非枝晶特征，其平均晶粒尺寸为约60μm。每个晶粒48均为低熔点相50所包围。作为晶粒细化核心的先包晶铁分散体52也明显可见。差热分析结果表明该合金的凝固范围为860-950℃。半固态成形温度范围为900-920℃。
图12是图11中的合金在放大倍数为100X时的显微组织照片。所展示合金经910℃的半固态成形后，又进行了水淬处理，以使其组织得以保留。在910℃下，直径为约80μm的晶粒48为充足的液体所包围，从而使材料能够在非常小的外加剪切力作用下均匀流动。在成形之后，除了显微组织中残留的很细小的铁相外，可以通过在550℃加热处理4小时来对所述合金进行均匀化处理。这种合金的黄颜色实际上不可能与合金C260区分开来。
可以选择优选的组成以提高与标准基体合金的颜色匹配性，而且，还可以进行成形后热处理以使拉伸性能/导电性目标相匹配和/或提供一种浅黄色或电镀质量的表面。
图13是名义组成为Cu-15Zn-2.0Fe-2.0Sn的合金在放大倍数为100X时的显微组织照片。所展示的合金经过995℃下的触变成型和水淬处理。可看到晶粒48(约80μm)和铁分散体52，而且，虽然液相的体积分数比图12低，但该合金仍可在非常小的外加剪应力作用下进行相当均匀的流动。该合金的颜色为金色而不是黄色，并且与合金C230(名义组成为85％铜和15％锌)的颜色类似。
尽管上述描述针对直接冷硬铸造进行，但本发明的合金也可以采用其它方法铸造。某些替代方法具有更高的冷却速度，例如喷射铸造和带材连铸。更高的冷却速度能减小先包晶铁粒子的尺寸，并且被认为可使临界最大铁含量达到更高值如4％。
显然，根据本发明，已提供了一种能充分满足前面提出的各种目标。方法和优点的铁变性磷青铜。尽管已结合前述的实施方案对发明进行了描述，但显然，根据前面的介绍，存在许多对本领域的专业人员而言显而易见的替代方案、修正方案和变更方案。因此，本发明应包括所有处于附后的权利要求书的精神和主要范围内的替代方案、修正方案和变更方案。

Claims (13)

1．一种铜合金，其基本组成为：
  1-4重量％锡；
  0.8-4.0重量％铁；
  9-35重量％锌；
  不高于0.4重量％磷；
  最多0.03重量％硅；
  最多0.9重量％锰；
  余者为铜和不可避免的杂质，所述合金具有小于100μm的细化的铸态平均晶粒尺寸。
2．根据权利要求1的铜合金，其特征在于所述合金进一步含有0.3-1.8重量％的镍。
3．根据权利要求2的铜合金，其特征在于所述锌的一部分可按照1∶1原子比为铝所替代。
4.根据权利要求1-3中之任何一项的铜合金，其特征在于所述合金还含有选自于镍、钴、镁、铍、锆、钛、铬以及它们的混合物的添加物质，其中，所述添加物中的每种组元的存在量低于0.4重量％。
5．根据权利要求4的铜合金，其特征在于所述合金被锻造成0.13-0.38mm(0.005-0.015英寸)厚，并且具有3-20μm的最终平均计量晶粒尺寸。
6．一种用作半固态成型原料的铜合金，其基本组成：
  65-90重量％的铜；
  从能有效形成铸态非枝晶晶粒组织的量到不高于3.5重量％的晶粒细化剂；
  从能有效提供20℃的最小触变成形加工范围的量到不高于3.5重量％的熔点抑制剂；
  低于1重量％的镍；
  余者为锌和不可避免的杂质。
7．根据权利要求6的铜合金，其特征在于所述晶粒细化剂是铁。
8．根据权利要求7的铜合金，其特征在于所述铁的存在量为0.05-3.5重量％。
9．根据权利要求8的铜合金，其特征在于钴替代至少部分的铁。
10．根据权利要求8的铜合金，其特征在于所述合金还含有不高于0.4重量％的铬、锆、钛或者其混合物。
11．根据权利要求8的铜合金，其特征在于所述熔点抑制剂是锡。
12．根据权利要求11的铜合金，其特征在于所述锡的存在量为1-4重量％。
13．一种由根据权利要求6-12中之任一项的铜合金加工成的管道配件。
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Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102747238A (zh) * 2012-07-18 2012-10-24 江西理工大学 一种微合金化锡青铜合金的制备方法
CN103045897A (zh) * 2013-01-16 2013-04-17 苏州金仓合金新材料有限公司 海洋工程用高强度耐腐蚀铜基合金管及其制备方法
CN103732769A (zh) * 2011-08-13 2014-04-16 威兰德-沃克公开股份有限公司 铜锌合金
CN104928526A (zh) * 2015-07-06 2015-09-23 苏州科茂电子材料科技有限公司 一种用于电缆的铜合金材料及其制备方法
CN108179308A (zh) * 2018-02-07 2018-06-19 合肥安力电力工程有限公司 一种高强度耐腐蚀的韧性黄铜合金电气连接件

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6949150B2 (en) * 2000-04-14 2005-09-27 Dowa Mining Co., Ltd. Connector copper alloys and a process for producing the same
JP4294196B2 (ja) 2000-04-14 2009-07-08 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 コネクタ用銅合金およびその製造法
KR100798747B1 (ko) * 2001-06-04 2008-01-28 빌란트-베르케악티엔게젤샤프트 구리-아연-알루미늄-합금 재료 및 이 재료로 이루어진 베어링 부시
JP4660735B2 (ja) * 2004-07-01 2011-03-30 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 銅基合金板材の製造方法
DK1777305T3 (da) * 2004-08-10 2011-01-03 Mitsubishi Shindo Kk Støbning af kobberbaselegering med raffinerede krystalkorn
JP5116976B2 (ja) * 2006-02-10 2013-01-09 三菱伸銅株式会社 半融合金鋳造用原料黄銅合金
JP2007211325A (ja) * 2006-02-13 2007-08-23 Sanbo Copper Alloy Co Ltd 半融合金鋳造用原料アルミニウム青銅合金
JP2007211324A (ja) * 2006-02-13 2007-08-23 Sanbo Copper Alloy Co Ltd 半融合金鋳造用原料りん青銅合金
GB0717629D0 (en) * 2007-09-11 2007-10-24 Neue Schule Ltd Copper alloy to manufcture equestrian bit mouthpiece
JP4629080B2 (ja) * 2007-11-05 2011-02-09 株式会社コベルコ マテリアル銅管 熱交換器用銅合金管
US9390829B2 (en) * 2010-01-25 2016-07-12 Hitachi Chemical Company, Ltd. Paste composition for electrode and photovoltaic cell
CN101787461B (zh) * 2010-03-02 2014-11-19 路达(厦门)工业有限公司 一种环保型锰黄铜合金及其制造方法
US9601767B2 (en) 2010-11-17 2017-03-21 Luvata Appleton Llc Alkaline collector anode
JP5708807B2 (ja) * 2011-07-25 2015-04-30 日立化成株式会社 素子及び太陽電池
DE102012002450A1 (de) 2011-08-13 2013-02-14 Wieland-Werke Ag Verwendung einer Kupferlegierung
CN103131887B (zh) * 2011-11-21 2016-07-06 宁波三旺洁具有限公司 一种耐腐蚀硼铜合金
US10287653B2 (en) * 2013-03-15 2019-05-14 Garrett Transportation I Inc. Brass alloys for use in turbocharger bearing applications

Family Cites Families (57)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US130702A (en) * 1872-08-20 Improvement in telegraph-wires from alloys
US632233A (en) * 1897-12-28 1899-09-05 Johannes Catharinus Bull Alloy.
US1716833A (en) * 1926-03-06 1929-06-11 Riley Stoker Corp Method of casting
US1988938A (en) * 1929-03-02 1935-01-22 George H Corey Copper alloy
US2112373A (en) * 1936-03-28 1938-03-29 Oxweld Acetylene Co Copper base alloy and welding rod
US2128954A (en) * 1936-10-31 1938-09-06 American Brass Co Hot workable bronze
US2128955A (en) * 1937-11-26 1938-09-06 American Brass Co Hot workable phosphor bronze
US2210670A (en) * 1939-02-18 1940-08-06 Westinghouse Electric & Mfg Co Copper alloy
US3039867A (en) * 1960-03-24 1962-06-19 Olin Mathieson Copper-base alloys
US3698965A (en) * 1970-04-13 1972-10-17 Olin Corp High conductivity,high strength copper alloys
US3639119A (en) * 1970-05-04 1972-02-01 Olin Corp Copper base alloy
US3951651A (en) * 1972-08-07 1976-04-20 Massachusetts Institute Of Technology Metal composition and methods for preparing liquid-solid alloy metal compositions and for casting the metal compositions
US3954455A (en) * 1973-07-17 1976-05-04 Massachusetts Institute Of Technology Liquid-solid alloy composition
US3930894A (en) * 1974-02-25 1976-01-06 Olin Corporation Method of preparing copper base alloys
US4106956A (en) * 1975-04-02 1978-08-15 Societe De Vente De L'aluminium Pechiney Method of treating metal alloys to work them in the state of a liquid phase-solid phase mixture which retains its solid form
US4012240A (en) * 1975-10-08 1977-03-15 Bell Telephone Laboratories, Incorporated Cu-Ni-Sn alloy processing
US4016010A (en) * 1976-02-06 1977-04-05 Olin Corporation Preparation of high strength copper base alloy
US4116686A (en) * 1976-05-13 1978-09-26 Olin Corporation Copper base alloys possessing improved processability
JPS5835250B2 (ja) * 1976-07-05 1983-08-01 三菱マテリアル株式会社 熱間加工性の優れた耐食性銅合金
US4229210A (en) * 1977-12-12 1980-10-21 Olin Corporation Method for the preparation of thixotropic slurries
JPS5841782B2 (ja) * 1978-11-20 1983-09-14 玉川機械金属株式会社 Ｉｃ用リ−ド材
US4434837A (en) * 1979-02-26 1984-03-06 International Telephone And Telegraph Corporation Process and apparatus for making thixotropic metal slurries
JPS5768061A (en) * 1980-10-15 1982-04-26 Furukawa Electric Co Ltd:The Lead material for semiconductor device
JPS5816044A (ja) * 1981-07-23 1983-01-29 Mitsubishi Electric Corp 銅基合金
US4494461A (en) * 1982-01-06 1985-01-22 Olin Corporation Method and apparatus for forming a thixoforged copper base alloy cartridge casing
US4415374A (en) * 1982-03-30 1983-11-15 International Telephone And Telegraph Corporation Fine grained metal composition
GB8305610D0 (en) * 1983-03-01 1983-03-30 Imi Kynoch Ltd Alloy
US4586967A (en) * 1984-04-02 1986-05-06 Olin Corporation Copper-tin alloys having improved wear properties
US4585494A (en) * 1984-04-11 1986-04-29 Olin Corporation Beta copper base alloy adapted to be formed as a semi-solid metal slurry and a process for making same
US4569702A (en) * 1984-04-11 1986-02-11 Olin Corporation Copper base alloy adapted to be formed as a semi-solid metal slurry
JPS60245753A (ja) * 1984-05-22 1985-12-05 Nippon Mining Co Ltd 高力高導電銅合金
EP0190386B1 (en) * 1985-02-08 1988-02-17 Mitsubishi Denki Kabushiki Kaisha Copper-based alloy and lead frame made of it
JPS61243141A (ja) * 1985-04-17 1986-10-29 Kagawa Haruyoshi 耐蝕性銅合金
GB2179673A (en) * 1985-08-23 1987-03-11 London Scandinavian Metall Grain refining copper alloys
EP0222406B1 (en) * 1985-11-13 1991-08-21 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Copper alloy excellent in migration resistance
JP2555067B2 (ja) * 1987-04-24 1996-11-20 古河電気工業株式会社 高力銅基合金の製造法
JPH01165734A (ja) * 1987-09-21 1989-06-29 Nippon Mining Co Ltd 圧電振動子ケース用材料
JPH0674466B2 (ja) * 1988-05-11 1994-09-21 三井金属鉱業株式会社 熱交換器のタンク，プレート又はチューブ用銅合金
JP2605833B2 (ja) * 1988-10-17 1997-04-30 三菱マテリアル株式会社 Ｃｕ系焼結合金製変速機同期リング
JPH02163331A (ja) * 1988-12-15 1990-06-22 Nippon Mining Co Ltd 酸化膜密着性に優れた高力高導電性銅合金
JPH0368733A (ja) * 1989-08-08 1991-03-25 Nippon Mining Co Ltd ラジエータープレート用銅合金および銅合金材の製造法
JPH03111529A (ja) * 1989-09-26 1991-05-13 Nippon Mining Co Ltd 高強度耐熱性ばね用銅合金
JPH03162536A (ja) * 1989-11-22 1991-07-12 Nippon Mining Co Ltd めっき耐熱剥離性を改善した高力高導電銅合金
JPH03193849A (ja) * 1989-12-22 1991-08-23 Nippon Mining Co Ltd 結晶粒が微細でかつ低強度な銅合金及びその製造方法
JPH03291343A (ja) * 1990-04-06 1991-12-20 Chuetsu Gokin Chuko Kk 耐摩耗性銅合金
JPH03291342A (ja) * 1990-04-06 1991-12-20 Chuetsu Gokin Chuko Kk 耐摩耗性銅合金
JPH04231443A (ja) * 1990-12-27 1992-08-20 Nikko Kyodo Co Ltd 通電材料
JPH04231430A (ja) * 1990-12-27 1992-08-20 Nikko Kyodo Co Ltd 通電材料
JPH059619A (ja) * 1991-07-08 1993-01-19 Furukawa Electric Co Ltd:The 高力銅合金の製造方法
JP2599526B2 (ja) * 1992-02-03 1997-04-09 新日本製鐵株式会社 特性異方性の小さいバネ限界値と強度に優れた銅−鉄系金属薄板およびその製造方法
JP2501275B2 (ja) * 1992-09-07 1996-05-29 株式会社東芝 導電性および強度を兼備した銅合金
US5370840A (en) * 1992-11-04 1994-12-06 Olin Corporation Copper alloy having high strength and high electrical conductivity
US5330712A (en) * 1993-04-22 1994-07-19 Federalloy, Inc. Copper-bismuth alloys
JP3335224B2 (ja) * 1993-08-27 2002-10-15 清仁 石田 高加工性銅系形状記憶合金の製造方法
US5865910A (en) * 1996-11-07 1999-02-02 Waterbury Rolling Mills, Inc. Copper alloy and process for obtaining same
US5820701A (en) * 1996-11-07 1998-10-13 Waterbury Rolling Mills, Inc. Copper alloy and process for obtaining same
US5853505A (en) * 1997-04-18 1998-12-29 Olin Corporation Iron modified tin brass

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103732769A (zh) * 2011-08-13 2014-04-16 威兰德-沃克公开股份有限公司 铜锌合金
CN103732769B (zh) * 2011-08-13 2016-08-17 威兰德-沃克公开股份有限公司 铜锌合金
US9493858B2 (en) 2011-08-13 2016-11-15 Wieland-Werke Ag Copper alloy
CN102747238A (zh) * 2012-07-18 2012-10-24 江西理工大学 一种微合金化锡青铜合金的制备方法
CN103045897A (zh) * 2013-01-16 2013-04-17 苏州金仓合金新材料有限公司 海洋工程用高强度耐腐蚀铜基合金管及其制备方法
CN104928526A (zh) * 2015-07-06 2015-09-23 苏州科茂电子材料科技有限公司 一种用于电缆的铜合金材料及其制备方法
CN108179308A (zh) * 2018-02-07 2018-06-19 合肥安力电力工程有限公司 一种高强度耐腐蚀的韧性黄铜合金电气连接件

Also Published As

Publication number Publication date
TW577932B (en) 2004-03-01
JP2002518598A (ja) 2002-06-25
EP1090154A1 (en) 2001-04-11
WO1999067433A1 (en) 1999-12-29
KR20010053140A (ko) 2001-06-25
EP1090154A4 (en) 2006-04-19
US6132528A (en) 2000-10-17
CA2335592A1 (en) 1999-12-29
CN1099470C (zh) 2003-01-22
AU3984099A (en) 2000-01-10

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