ES2941313T3 - Aleación de cobre de fácil corte y método para producir una aleación de cobre de fácil corte - Google Patents
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Abstract
Esta aleación de cobre de corte libre contiene Cu en una cantidad de 58,5-63,5 %, Si en una cantidad superior a 0,4 % y no superior a 1,0 %, Pb en una cantidad de 0,003-0,25 % y P en una cantidad de 0,005-0,19 %, con Zn e impurezas inevitables constituyendo el resto. La cantidad total de Fe, Mn, Co y Cr que contiene es inferior al 0,40 %, la cantidad total de Sn y Al que contiene es inferior al 0,40 % y la relación 56,3<=f1=[Cu]-4,7×[Si]+0,5 ×[Pb]-0.5×[P]<=59.3 se cumple. Las fases constituyentes de la estructura metálica cumplen las siguientes relaciones: 20<=(α)<=75, 25<=(β)<=80, 0<=(γ)<2, 20<=(γ)1/2×3+(β) ×(-0,5×([Si])2+1,5×[Si])<=78, y 33<=(γ)1/2×3+(β)×(-0,5×([Si])2+1,5× [Si])+([Pb])1/2×33+([P])1/2×14. Un compuesto que contiene P está presente en la fase β. (Traducción automática con Google Translate, sin valor legal)
Description
DESCRIPCIÓN
Aleación de cobre de fácil corte y método para producir una aleación de cobre de fácil corte
Campo técnico
La presente invención se refiere a una aleación de cobre de fácil corte que tiene una alta resistencia y un contenido de Pb significativamente reducido y a un método para producir una aleación de cobre de fácil corte. La presente invención se refiere a una aleación de cobre de fácil corte usada para componentes de automóviles, componentes de aparatos eléctricos y electrónicos, componentes mecánicos, artículos de papelería, juguetes, componentes deslizantes, componentes de instrumentos de medición, componentes mecánicos de precisión, componentes médicos, dispositivos y componentes relacionados con bebidas, dispositivos y componentes para drenaje de agua, componentes de tuberías industriales o componentes relacionados con líquidos o gases tales como agua potable, agua industrial, agua de drenaje o hidrógeno, y a un método para producir la aleación de cobre de fácil corte. Los ejemplos de nombres de componentes específicos incluyen válvulas, juntas, grifos, llaves, engranajes, ejes, cojinetes, árboles, manguitos, husillos, sensores, pernos, tuercas, tuercas abocinadas, puntas de bolígrafo, tuercas de inserción, tuercas ciegas, racores, espaciadores y tornillos. La presente invención se refiere a una aleación de cobre de fácil corte utilizada para los componentes que se fabrican mediante mecanizado, y a un método para producir la aleación de cobre de fácil corte.
Antecedentes de la técnica
Convencionalmente, una aleación de Cu-Zn-Pb (denominada barra de latón de corte libre, latón para forjado o latón para colada) o una aleación de Cu-Sn-Zn-Pb (denominada pieza colada de bronce: bronce industrial) que tiene excelente maquinabilidad se ha usado generalmente para componentes como válvulas, juntas, engranajes, sensores, tuercas o tornillos que son nombres de componentes específicos de componentes de automóviles, componentes de aparatos eléctricos, electrodomésticos y aparatos electrónicos, componentes mecánicos, artículos de papelería, componentes mecánicos de precisión, componentes médicos, o dispositivos y componentes relacionados con líquidos o gases tales como agua potable, agua industrial, agua de drenaje o hidrógeno.
Una aleación de Cu-Zn-Pb incluye del 56% al 65% en masa de Cu, del 1% al 4% en masa de Pb, y siendo el resto Zn. Una aleación de Cu-Sn-Zn-Pb incluye del 80% al 88% en masa de Cu, del 2% al 8% en masa de Sn, del 1% al 8% en masa de Pb y siendo el resto Zn.
El Pb añadido a la aleación de cobre tiene un efecto tremendo, particularmente en un proceso de creación de orificios, particularmente con un taladro. Recientemente, las dimensiones de diversos dispositivos y componentes han disminuido y ha aumentado la necesidad de taladrar orificios diminutos en tales componentes. Se espera que se acelere la reducción del tamaño de diversos componentes industriales, tales como aparatos de información para el hogar, dispositivos médicos o componentes de automóviles.
Sin embargo, recientemente, la influencia del Pb en el cuerpo humano y el medioambiente se está convirtiendo en una preocupación, y el impulso para regular el Pb está aumentando en diversos países. Por ejemplo, en enero de 2010 entró en vigor en California, Estados Unidos, una normativa para reducir el contenido de Pb en los dispositivos de suministro de agua potable al 0,25% en masa o menos. También en otros países distintos de los Estados Unidos, tal normativa se está estableciendo rápidamente, y se demanda el desarrollo de un material de aleación de cobre que cumpla con los requisitos de la normativa sobre el contenido de Pb.
Además, en otros campos industriales tales como los de automóviles, aparatos eléctricos y electrónicos y máquinas, por ejemplo, en las normativas VFU y las normativas RoHS de la Europa, se permite excepcionalmente que las aleaciones de cobre de fácil corte incluyan como máximo el 4% en masa de Pb. Sin embargo, al igual que en el campo del agua potable, se ha discutido activamente el endurecimiento de las normativas sobre el contenido de Pb, incluyendo la eliminación de exenciones.
Aunque existe una tendencia a endurecer las normativas del Pb para las aleaciones de cobre de fácil corte, se proponen aleaciones como (1) una aleación de Cu-Zn-Bi o una aleación de Cu-Zn-Bi-Se que incluye Bi que tiene maquinabilidad (rendimiento de mecanizado, función de mejora de la maquinabilidad) o, en algunos casos, que incluye no sólo Bi sino también Se en lugar de Pb, (2) una aleación de Cu-Zn que incluye una alta concentración de Zn, en la que se aumenta la cantidad de fase p para mejorar la maquinabilidad, (3) una aleación de Cu-Zn-Si o una aleación de Cu-Zn-Sn que incluye grandes cantidades de fase y y fase k que tienen maquinabilidad en lugar de Pb, (4) una aleación de Cu-Zn-Sn-Bi que incluye una gran cantidad de fase y y Bi, etc.
El documento de patente 1 divulga un método para mejorar la maquinabilidad y la resistencia a la corrosión añadiendo del 0,7% al 2,5% en masa de Sn a una aleación de Cu-Zn-Bi de modo que precipite la fase y.
Sin embargo, las aleaciones que incluyen Bi en lugar de Pb tienen muchos problemas. Por ejemplo, el Bi tiene menor maquinabilidad que el Pb. El Bi puede ser perjudicial para el cuerpo humano como el Pb. El Bi tiene un
problema de recursos porque es un metal raro. Y, el Bi fragiliza un material de aleación de cobre.
Además, tal como se divulga en el documento de patente 1, incluso cuando se precipita la fase y de una aleación de Cu-Zn-Sn, la fase y que incluye Sn tiene mala maquinabilidad, requiriendo así la adición conjunta de Bi que tenga maquinabilidad.
Además, es absolutamente imposible reemplazar una aleación de cobre de fácil corte que contenga plomo con una aleación binaria de Cu-Zn que incluya una gran cantidad de fase p, ya que, aunque la fase p contribuye a mejorar la maquinabilidad, tiene una maquinabilidad menor que el Pb.
Por tanto, las aleaciones de Cu-Zn-Si que incluyen Si en lugar de Pb se proponen como aleaciones de cobre de fácil corte, por ejemplo, en los documentos de patente 2 a 9.
En los documentos de patente 2 y 3, se logra una excelente maquinabilidad sin incluir Pb o con una pequeña cantidad de Pb por la excelente maquinabilidad de la fase y o, en algunos casos, la fase k formada en una aleación que comprende principalmente una alta concentración de Cu del 69% al 79% en masa y una alta concentración de Si del 2 al 4% en masa. Al incluir mayor de o igual al 0,3% en masa de Sn y mayor de o igual al 0,1% en masa Al, la formación de la fase y que tiene maquinabilidad se aumenta y acelera adicionalmente de modo que puede mejorarse la maquinabilidad. La resistencia a la corrosión se mejora mediante la formación de una gran cantidad de fase y.
En el documento de patente 4, se obtiene una excelente maquinabilidad añadiendo una cantidad extremadamente pequeña (0,02% en masa o menos) de Pb y simplemente definiendo el área total de la fase y y la fase k considerando principalmente el contenido de Pb.
El documento de patente 5 propone una aleación de cobre en la que se incluye Fe en una aleación de Cu-Zn-Si.
El documento de patente 6 propone una aleación de cobre en la que se incluyen Sn, Fe, Co, Ni y Mn en una aleación de Cu-Zn-Si.
El documento de patente 7 propone una aleación de Cu-Zn-Si que tiene una matriz de fase a que incluye fase k en la que se limitan las razones de área de fase p, fase y y fase |i.
El documento de patente 8 propone una aleación de Cu-Zn-Si que tiene una matriz de fase a que incluye fase k en la que se limitan las razones de área de fase p y fase y.
El documento de patente 9 propone una aleación de Cu-Zn-Si en la que se definen la longitud de los lados más largos de la fase y y la longitud de los lados más largos de la fase |i.
El documento de patente 10 propone una aleación de Cu-Zn-Si a la que se le añaden Sn y Al.
El documento de patente 11 propone una aleación de Cu-Zn-Si en la que se distribuye la fase y en forma de partículas en un límite de fases entre la fase a y la fase p para mejorar la maquinabilidad.
El documento de patente 13 propone una aleación de Cu-Zn a la que se le añaden Sn, Pb y Si.
Ahora, tal como se describe en el documento de patente 12 y el documento no de patente 1, en las aleaciones de Cu-Zn-Si, se sabe que, incluso cuando se observan sólo aquellas que tienen una concentración de Cu del 60% en masa o mayor, una concentración de Zn del 40% en masa o menor, y una concentración de Si del 10% en masa o menor, están presentes 10 clases de fases metálicas que incluyen matriz de fase a, fase p, fase y, fase 8, fase g, fase £, fase q, fase k , fase |i y fase %, en algunos casos, 13 clases de fases metálicas que incluyen fases adicionales de a', p' y y'. Además, se sabe empíricamente que, a medida que aumenta el número de elementos aditivos, la estructura metalográfica se complica y puede aparecer una nueva fase o un compuesto intermetálico. Además, también se sabe bien empíricamente que existe una gran diferencia en la constitución de las fases metálicas entre lo que muestra un diagrama de fases en equilibrio y la de una aleación realmente producida. Además, se sabe bien que la composición de estas fases cambia dependiendo de las concentraciones de Cu, Zn, Si y similares en una aleación de cobre y el historial del calor de procesamiento.
Por cierto, en las aleaciones de Cu-Zn-Pb que incluyen Pb, la concentración de Cu es de alrededor del 60% en masa. Por otro lado, en todas las aleaciones de Cu-Zn-Si descritas en los documentos de patente 2 a 9, las concentraciones de Cu son del 65% en masa o mayores, y se desea una reducción en la concentración del costoso Cu desde el punto de vista de la eficiencia económica.
El documento de patente 10 describe que se requiere que una aleación de Cu-Zn-Si incluya Sn y Al para obtener una excelente resistencia a la corrosión sin realizar un tratamiento térmico y se requieren grandes cantidades de Pb y Bi para obtener una excelente maquinabilidad.
El documento de patente 11 describe un ejemplo de pieza colada de aleación de cobre en la que la concentración de Cu es de aproximadamente el 65% en masa o mayor, no se incluye Pb que tiene excelente capacidad de colada y resistencia mecánica, y se incluyen grandes cantidades de Sn, Mn, Ni, Sb y B. El documento indica que en la pieza colada de aleación de cobre, se mejora la maquinabilidad por la fase y.
Además, para aleaciones de cobre de fácil corte con plomo convencionales, se espera que el mecanizado tal como torneado o taladrado pueda realizarse sin problemas durante al menos 24 horas y sin reemplazo de la herramienta de corte ni ajuste tal como pulido del filo de corte durante 24 horas. Aunque dependiendo del grado de dificultad del mecanizado, se espera el mismo nivel de maquinabilidad para aleaciones que contienen una cantidad significativamente reducida de Pb.
Ahora, en el documento de patente 5, la aleación de Cu-Zn-Si incluye Fe, y el Fe y el Si forman un compuesto intermetálico de Fe-Si que es más duro y más frágil que la fase y. Este compuesto intermetálico tiene problemas como la reducción de la vida útil de herramienta de una herramienta de corte durante el mecanizado y la generación de puntos duros durante el pulido que alteran el aspecto externo. Además, debido a que el Fe se combina con el Si que es un elemento aditivo y el Si se consume, por tanto, como compuesto intermetálico, el rendimiento de la aleación se deteriora.
Además, en el documento de patente 6, se añaden Sn, Fe, Co y Mn a una aleación de Cu-Zn-Si. Sin embargo, el Fe, Co y Mn se combinan todos ellos con el Si para formar un compuesto intermetálico duro y frágil. Por tanto, tal adición provoca problemas durante el mecanizado o pulido tal como se divulga por el documento de patente 5. El documento de patente 14 se refiere a una parte de aleación de cobre forjada en caliente que tiene una forma tubular y que está fabricada de una composición de aleación que contiene el 59,0-84,0% en masa de Cu y el 0,003-0,3% en masa de Pb. siendo el resto Zn e impurezas inevitables, en la que los porcentajes en masa de Cu y Pb satisfacen la relación de 59 < ([Cu]+0,5x[Pb]) < 64, la forma de la parte forjada satisface la fórmula de 0,4 < (diámetro interior promedio) / (diámetro exterior promedio) < 0,92, 0,04 < (grosor promedio) / (diámetro exterior promedio) < 0,3, y 1< (longitud en la dirección del eje del tubo) / (grosor promedio) < 10, y el material de forjado que va a forjarse en caliente tiene forma tubular y satisface 0,3 < (diámetro interior promedio/ diámetro exterior promedio) < 0,88, 0.06 < (grosor promedio) / (diámetro exterior promedio) < 0,35, y 0,8 < (longitud en la dirección del eje del tubo) / (grosor promedio) < 12, and 0% < (grado de grosor no uniforme) < 30%, 0 < (grado de grosor no uniforme) < 75x1 / ((longitud en la dirección del eje del tubo) / (grosor promedio))1/2 en cualquier ubicación en la dirección del eje del tubo.
Documentos de la técnica anterior
Documentos de patente
Documento de patente 1: publicación internacional PCT n.° WO2008/081947
Documento de patente 2: solicitud de patente japonesa sin examinar, primera publicación n.° 2000-119775 Documento de patente 3: solicitud de patente japonesa sin examinar, primera publicación n.° 2000-119774 Documento de patente 4: publicación internacional PCT n.° WO2007/034571
Documento de patente 5: traducción japonesa publicada n.° 2016-511792 de la publicación internacional PCT Documento de patente 6: solicitud de patente japonesa sin examinar, primera publicación n.° 2004-263301 Documento de patente 7: publicación internacional PCT n.° WO2012/057055
Documento de patente 8: solicitud de patente japonesa sin examinar, primera publicación n.° 2013-104071 Documento de patente 9: publicación internacional PCT n.° WO2019/035225
Documento de patente 10: solicitud de patente japonesa sin examinar, primera publicación n.° 2018-048397 Documento de patente 11: traducción japonesa publicada n.° 2019-508584 de la publicación internacional PCT Documento de patente 12: patente estadounidense n.° 4055445
Documento de patente 13: solicitud de patente japonesa sin examinar, primera publicación n.° 2016-194123
Documento de patente 14: documento EP 2775005 A1
Documentos no de patente
Documento no de patente 1: Genjiro MIMA, Masaharu HASEGAWA, Journal of the Japan Copper and Brass Research Association, 2 (1963), págs. 62 a 77
Divulgación de la invención
Problemas que van a resolverse mediante la invención
La presente invención se ha hecho para resolver los problemas descritos anteriormente en la técnica convencional, y un objeto de la misma es proporcionar una aleación de cobre de fácil corte que tiene una excelente trabajabilidad en caliente, una alta resistencia, y un buen equilibrio entre resistencia y ductilidad cuyo contenido de Pb se ha reducido significativamente, y a un método para producir la aleación de cobre de fácil corte.
En esta memoria descriptiva, a menos que se especifique lo contrario, un material trabajado en caliente incluye un material extruido en caliente, un material forjado en caliente y un material laminado en caliente. La trabajabilidad en frío se refiere al rendimiento de trabajo en frío tal como estiramiento, trefilado, laminado, doblado o flexión. Taladrado se refiere a hacer orificios con un taladro. A menos que se especifique lo contrario, una excelente maquinabilidad se refiere a una baja resistencia al corte y a una buena o excelente capacidad de rotura de virutas durante el torneado con un torno o taladro. Conductividad se refiere a conductividad eléctrica y conductividad térmica. Además, la fase p incluye la fase p', la fase y incluye la fase y' y la fase a incluye la fase a'. Velocidad de enfriamiento se refiere a la velocidad de enfriamiento promedio en un intervalo dado de temperaturas. 24 horas se refiere a un día. “Fabricación en la línea de producción real” se refiere a producción con una instalación de producción en serie usada para fabricar productos para la venta. El compuesto que contiene P es un compuesto que incluye P y al menos cualquiera de Si o Zn, o tanto Si como Zn, en algunos casos, que incluye además Cu y/o impurezas inevitables tales como Fe, Mn, Cr o Co. El compuesto que contiene P puede ser un compuesto tal como P-Si, P-Si-Zn, P-Zn o P-Zn-Cu. El compuesto que contiene P también se refiere a un compuesto que incluye P, Si y Zn.
Soluciones para resolver los problemas
Para resolver los problemas descritos anteriormente y para lograr el objeto descrito anteriormente, los presentes inventores realizaron una investigación exhaustiva y obtuvieron los siguientes hallazgos.
El documento de patente 4 divulga que en aleaciones de Cu-Zn-Si, la fase p no contribuye sustancialmente a la maquinabilidad de la aleación, sino que más bien la inhibe. Los documentos de patente 2 y 3 mencionan que cuando la fase p está presente, la fase p se cambia para dar la fase y mediante tratamiento térmico. En los documentos de patente 7, 8 y 9, además, la cantidad de fase p está significativamente limitada. El documento de patente 13 divulga que, para mejorar la resistencia a la corrosión por descincado de la fase p, es necesario que se incluyan Sn y Si, que se realice la extrusión en caliente a una temperatura de 700°C o mayor, y que se realice un tratamiento térmico en el que la temperatura de mantenimiento sea de 400°C a 600°C y la velocidad de enfriamiento promedio desde 400°C hasta 200°C sea de 0,2°C/s a 10°C/s.
En primer lugar, los presentes inventores estudiaron de manera diligente la fase p que se sabía que no tenía ningún efecto sobre la maquinabilidad de una aleación de Cu-Zn-Si en la técnica convencional, y hallaron que la composición de la fase p tienen un gran efecto sobre la maquinabilidad.
Sin embargo, todavía existía una diferencia significativa en la maquinabilidad en cuanto a la capacidad de rotura de virutas y la resistencia al corte si se compara con un latón de fácil corte que incluye el 3% en masa de Pb incluso si la fase p contiene Si, un elemento que tiene un gran efecto sobre la maquinabilidad.
Por tanto, para mejorar la maquinabilidad (rendimiento de mecanizado, función de mejora de la maquinabilidad) de la propia fase p, un compuesto que incluye P y Si y/o Zn que tiene un tamaño de aproximadamente 0,5 a 3 |im (por ejemplo, P-Si, P-Si-Zn, P-Zn o P-Zn-Cu) se hizo precipitar en la fase p de una aleación de Cu-Zn-Si que incluye una cantidad apropiada de Si. Como resultado, la maquinabilidad de la fase p mejoró de manera drástica.
Sin embargo, la fase p con maquinabilidad mejorada tiene mala ductilidad y tenacidad. Para mejorar la ductilidad sin deterioro de la maquinabilidad de fase p, se controlaron las cantidades de fase p y fase a a niveles apropiados y se controlaron las distribuciones de fase a y fase p y las formas de los granos de cristal de fase a.
Por tanto, se inventó una aleación de cobre que tiene maquinabilidad comparable a la de una aleación de cobre convencional que incluye una gran cantidad de Pb haciendo que la aleación de cobre incluya la fase p que tiene maquinabilidad adicionalmente mejorada, la fase a que tiene una excelente ductilidad, una pequeña cantidad de Pb
y, opcionalmente, una pequeña cantidad de fase y.
La invención se expone en el conjunto de reivindicaciones adjunto, refiriéndose específicamente a una aleación de cobre de fácil corte y a un método de producción de la misma.
Efectos de la invención
Según un aspecto de la presente invención, pueden proporcionarse una aleación de cobre de fácil corte que tiene una excelente trabajabilidad en caliente, una alta resistencia, un buen equilibrio entre resistencia y ductilidad, y excelente tenacidad y que contiene una cantidad significativamente reducida de Pb, y un método para producir la aleación de cobre de fácil corte.
Breve descripción de los dibujos
La figura 1A es una imagen que muestra la estructura de una aleación de cobre de fácil corte según una realización de la invención, que incluye el 61,7% en masa de Cu, el 0,92% en masa de Si, el 0,058% en masa de P, el 0,011% en masa de Pb, y siendo el resto Zn y se obtiene mediante extrusión en caliente a 590°C y enfriamiento a una velocidad de enfriamiento promedio de 25°C/min en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C. La figura 1B es una imagen que muestra la estructura de una aleación de cobre de fácil corte según una realización de la invención, que incluye el 61,7% en masa de Cu, el 0,92% en masa de Si, el 0,058% en masa de P, el 0,011% en masa de Pb, y siendo el resto Zn y se obtiene mediante forjado en caliente a 615°C y enfriamiento a una velocidad de enfriamiento promedio de 28°C/min en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C. La figura 1C es una imagen que muestra la estructura de una aleación de cobre de fácil corte según una realización de la invención, que incluye el 62,1% en masa de Cu, el 0,90% en masa de Si, el 0,001% en masa de P, el 0,016% en masa de Pb, y siendo el resto Zn y se obtiene mediante extrusión en caliente a 595°C y enfriamiento a una velocidad de enfriamiento promedio de 30°C/min en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C. La figura 2A es una imagen de virutas después de realizar una prueba de mecanizado de la prueba n.° T202 entre los ejemplos.
La figura 2B es una imagen de virutas después de realizar una prueba de mecanizado de la prueba n.° T303 entre los ejemplos.
Realizaciones para llevar a cabo la invención
Lo siguiente es una descripción de aleaciones de cobre de fácil corte según las realizaciones de la presente invención y métodos para producir aleaciones de cobre de fácil corte.
Las aleaciones de cobre de fácil corte según las realizaciones se usan para componentes de automóviles, componentes de aparatos eléctricos o electrónicos, componentes mecánicos, artículos de papelería, juguetes, componentes deslizantes, componentes de instrumentos de medición, componentes mecánicos de precisión, componentes médicos, dispositivos y componentes relacionados con bebidas, dispositivos y componentes para drenaje de agua, y componentes de tuberías industriales. Concretamente, válvulas, juntas, engranajes, tornillos, tuercas, sensores, recipientes a presión y similares que se usan para componentes de automóviles, componentes eléctricos, componentes de electrodomésticos, componentes electrónicos, componentes mecánicos, y dispositivos y componentes que entran en contacto con líquidos o gases tales como agua potable, agua industrial o hidrógeno. En este caso, en esta memoria descriptiva, un símbolo de elemento entre corchetes tales como [Zn] representa el contenido (% en masa) del elemento.
En la invención, usando este método de expresión de contenido, una expresión relacional de composición f1 se define de la siguiente manera.
Expresión relacional de composición f1 = [Cu] - 4,7 x [Si] 0,5 x [Pb] -0,5 x [P]
Además, en la invención, en fases constituyentes de la estructura metalográfica que excluye inclusiones no metálicas, la razón de área de fase a está representada por el % de (a), la razón de área de fase p está representada por el % de (P), y la razón de área de fase y está representada por el % de (y). La razón de área de cada una de las fases también se denominará “la cantidad de cada una de las fases”, “la proporción de cada una de las fases” o “la proporción que ocupa cada una de las fases”.
En la invención, una pluralidad de expresiones relacionales de estructura metalográfica se define de la siguiente manera.
Expresión relacional de estructura metalográfica f2 = (a)
Expresión relacional de estructura metalográfica f3 = (P)
Expresión relacional de estructura metalográfica f4 = (y)
Expresión relacional de estructura metalográfica f5 = (y)1/2 x 3 (P) x (-0,5 x ([Si])2 1,5 x [Si])
Expresión relacional de estructura metalográfica y composición f5A = (y)1/2x 3 (P) x (-0,5 x ([Si])2 1,5 x [Si]) ([Pb])1/2x 33 ([P])1/2x 14
La aleación de cobre de fácil corte según la presente invención incluye: mayor de o igual al 58,5% en masa y menor de o igual al 63,5% en masa de Cu; mayor del 0,4% en masa y menor de o igual al 1,0% en masa de Si; mayor de o igual al 0,003% en masa y menor de o igual al 0,25% en masa de Pb; mayor de o igual al 0,005% en masa y menor de o igual al 0,19% en masa de P; y comprendiendo el resto Zn e impurezas inevitables, en la que el contenido total de Fe, Mn, Co y Cr es menor del 0,40% en masa, el contenido total de Sn y Al es menor del 0,40% en masa, la expresión relacional de composición f1 está en un intervalo de 56,3 < f1 < 59,3, la expresión relacional de estructura metalográfica f2 está en un intervalo de 20 < f2 < 75, la expresión relacional de estructura metalográfica f3 está en un intervalo de 25 < f3 < 80, la expresión relacional de estructura metalográfica f4 está en un intervalo de 0 < f4 < 2, la expresión relacional de estructura metalográfica f5 está en un intervalo de 20 < f5 < 78, la expresión relacional de estructura metalográfica y composición f5A está en un intervalo de 33 < f5A, y un compuesto que contiene P está presente en la fase p.
Una realización de la aleación de cobre de fácil corte según la presente invención incluye: mayor de o igual al 59,5% en masa y menor de o igual al 63,0% en masa de Cu; mayor de o igual al 0,6% en masa y menor de o igual al 1,0% en masa de Si; mayor de o igual al 0,01% en masa y menor de o igual al 0,15% en masa de Pb; mayor de o igual al 0,02% en masa y menor de o igual al 0,12% en masa de P; y comprendiendo el resto Zn e impurezas inevitables, en la que, entre las impurezas inevitables, el contenido total de Fe, Mn, Co y Cr es del 0,30% en masa o menor y el contenido total de Sn y Al es del 0,30% en masa o menor, la expresión relacional de composición f1 está en un intervalo de 56,7 < f1 < 58,7, la expresión relacional de estructura metalográfica f2 está en un intervalo de 25 < f2 <67, la expresión relacional de estructura metalográfica f3 está en un intervalo de 33 < f3 < 75, la expresión relacional de estructura metalográfica f4 satisface f4 = 0, la expresión relacional de estructura metalográfica f5 está en un intervalo de 30 < f5 < 72, la expresión relacional de estructura metalográfica y composición f5A está en un intervalo de 44 < f5A, y un compuesto que contiene P está presente en la fase p.
En este caso, en la aleación de cobre de fácil corte según la presente invención, se prefiere que la conductividad eléctrica sea del 16% según la IACS o mayor, y cuando la resistencia a la tracción está representada por S (N/mm2) y el alargamiento está representado por E (%), la expresión relacional f6 = S * (100 E) / 100, que indica el equilibrio entre la resistencia a la tracción y el alargamiento es de 590 o mayor.
Además, en la aleación de cobre de fácil corte según la presente invención, se prefiere que la proporción (proporción con respecto a la totalidad de la fase a) de granos de cristal de fase a granulares que tienen una relación de aspecto (lado más largo/lado más corto) de 4 o menor sea del 50% o mayor. Para ser más concreto, la proporción de los granos de cristal de fase a granulares se refiere a la proporción del número de granos de cristal de fase a granulares que tienen una relación de aspecto de 4 o menor como numerador con respecto al número total de granos de cristal de fase a como denominador en un campo visual, y puede expresarse con (el número de granos de cristal de fase a granulares que tienen una relación de aspecto de 4 o menor/ el número total de granos de cristal de fase a) * 100.
A continuación, se explican los motivos por los cuales la composición de componentes, la expresión relacional de composición f1, las expresiones relacionales de estructura metalográfica f2, f3, f4 y f5, la expresión relacional de estructura metalográfica y composición f5A, la estructura metalográfica, la expresión relacional de características f6, y similares se definen tal como se describieron anteriormente.
<Composición de componentes>
(Cu)
El Cu es un elemento principal de la aleación según la invención. Para lograr el objeto de la presente invención, la aleación debe contener Cu en una cantidad de al menos el 58,5% en masa o mayor. Cuando el contenido de Cu es menor del 58,5% en masa, la proporción de fase p supera el 80% aunque dependiendo de los contenidos de Si, Zn, P y Pb y el procedimiento de producción, y la ductilidad del material es mala. Por consiguiente, el límite inferior del contenido de Cu es del 58,5% en masa o mayor, preferiblemente el 59,0% en masa o mayor, más preferiblemente el 59,5% en masa o mayor, y todavía más preferiblemente el 60,3% en masa o mayor.
Por otro lado, cuando el contenido de Cu es mayor del 63,5% en masa, la proporción de fase p disminuye y la proporción de fase y aumenta, aunque dependiendo de los contenidos de Si, Zn, P y Pb y el procedimiento de producción. Por consiguiente, el contenido de Cu es menor del 63,5% en masa o menor, preferiblemente el 63,2% en masa o menor, más preferiblemente el 63,0% en masa o menor, y todavía más preferiblemente el 62,7% en masa o menor. En una barra de latón de fácil corte que incluye aproximadamente el 3% de Pb, la concentración de Cu se define como del 56,0% en masa al 63,0% en masa mediante las normas JIS, y la invención satisface los requisitos económicos.
(Si)
El Si es un elemento principal de la aleación de cobre de fácil corte según la invención. El Si contribuye a la formación de fases metálicas tales como la fase k, la fase y, la fase |i, la fase p y la fase Q. El Si mejora la maquinabilidad, la resistencia, la deformabilidad a alta temperatura y la resistencia al desgaste, y la resistencia al agrietamiento por corrosión debido a tensión, de la aleación según la invención. En cuanto a la maquinabilidad, los presentes inventores hallaron que la fase p formada por el Cu, Zn y Si contenidos en los intervalos descritos anteriormente de cantidades tiene una excelente maquinabilidad. Los ejemplos de fase p que tiene una excelente maquinabilidad incluye una fase p compuesta por aproximadamente el 59% en masa de Cu, aproximadamente el 1% en masa de Si, y aproximadamente el 40% en masa de Zn.
Los ejemplos de una composición representativa de fase a incluyen aproximadamente el 65% en masa de Cu, aproximadamente el 0,6% en masa de Si, y aproximadamente el 34% en masa de Zn. Aunque la maquinabilidad de la fase a contenida en una aleación que tiene una composición dentro del intervalo de la invención también se mejora al incluir Si, el grado de la mejora es mucho menor que el de la fase p.
Además, debido a la inclusión de Si, la fase a y la fase p se fortalecen mediante solubilización en estado sólido. Como resultado, se fortalece la aleación, afectando a su ductilidad y tenacidad. Aunque la inclusión de Si reduce la conductividad eléctrica de la fase a, la conductividad eléctrica de la aleación se mejora mediante la formación de fase p.
Con el fin de que una aleación obtenga una excelente maquinabilidad y alta resistencia, debe incluirse Si en una cantidad que supera el 0,4% en masa. El contenido de Si es preferiblemente mayor del 0,5% en masa, más preferiblemente el 0,6% en masa o mayor, y todavía más preferiblemente el 0,7% en masa o mayor. Es decir, cuanto mayor sea la concentración de Si en la aleación, mayor será la concentración de Si en la fase p, y más mejoran la maquinabilidad y la resistencia.
En cuanto a la trabajabilidad en caliente, al incluir Si, se mejora la deformabilidad en caliente de la fase a y la fase p en un intervalo de temperaturas que supera 500°C, y se deteriora la resistencia a la deformación en caliente. Como resultado, se mejora la deformabilidad en caliente de la aleación, y se deteriora la resistencia a la deformación. En particular, cuando el Si está contenido en un exceso del 0,4% en masa, el efecto es notable.
Por otro lado, cuando el contenido de Si es excesivamente alto, la cantidad de fase y es excesivamente grande. La fase y tiene menor ductilidad y tenacidad que la fase p, lo que provoca que la ductilidad de la aleación se deteriore, y la resistencia al corte aumente en algunos casos. Cuando la cantidad de fase y es excesivamente grande, el empuje en el taladrado se deteriora. Un aumento en el contenido de Si (aumentar el contenido de Si) deteriora la conductividad de la aleación. En la invención, junto con una alta resistencia y una buena ductilidad, también se tiene como objetivo la obtención de una excelente conductividad (específicamente una conductividad que es mayor de o igual a la del bronce fosforoso que incluye el 5% en masa de Sn) puesto que los componentes eléctricos están incluidos en las aplicaciones objetivo. Cuando la concentración de Si aumenta adicionalmente, se requiere una gran cantidad del costoso Cu. Por consiguiente, el límite superior del contenido de Si es del 1,0% en masa o menor y preferiblemente el 0,98% en masa o menor. Aunque dependiendo del procedimiento de producción y la concentración de Cu, cuando el contenido de Si es menor de aproximadamente el 0,9% en masa, la fase y ya no está presente. Sin embargo, al aumentar la proporción de fase p, puede mantenerse una excelente maquinabilidad, y el equilibrio entre resistencia y ductilidad se vuelve excelente.
Cuando una aleación de base de aleación binaria de Cu-Zn incluye elementos tercero y cuarto y los contenidos de los elementos tercero y cuarto aumentan o disminuyen, cambian las propiedades y características de la fase p. Tal como se describe en los documentos de patente 2 a 5, la fase p presente en una aleación que incluye mayor de o igual a aproximadamente el 69% en masa de Cu, mayor de o igual a aproximadamente el 2% en masa de Si, y siendo el resto Zn no tiene las mismas propiedades o características que la fase p formada en una aleación que incluye, por ejemplo, aproximadamente el 61% en masa de Cu, aproximadamente el 0,8% en masa de Si, y siendo el resto Zn. Además, cuando están incluidas una gran cantidad de impurezas inevitables, también cambian las características de la fase p. En algunos casos, se deterioran las propiedades incluyendo la maquinabilidad. Asimismo, las características de la fase y que va a formarse cambian cuando se cambian las cantidades de elementos principales o la razón de combinación entre ellos. Además, cuando están incluidas una gran cantidad de
impurezas inevitables, las características de la fase y cambian. Además, incluso cuando la composición es la misma, las clases de fases que estarán presentes, sus cantidades, la distribución de cada elemento en cada fase cambian dependiendo de las condiciones de producción tales como la temperatura.
(Zn)
El Zn es un elemento principal de la aleación de cobre de fácil corte según la invención junto con Cu y Si y es un elemento necesario para mejorar la maquinabilidad, la resistencia, las propiedades a alta temperatura y la capacidad de colada. El Zn se describe como el resto en la composición, pero para ser específicos, su contenido es menor de aproximadamente el 40% en masa y preferiblemente menor de aproximadamente el 39,5% en masa, y es mayor de aproximadamente el 35% en masa y preferiblemente mayor del 35,5% en masa.
(Pb)
En la invención, la aleación puede obtener una excelente maquinabilidad debido a que la fase p que incluye P y Si. Al incluir adicionalmente una pequeña cantidad de Pb, puede obtenerse una excelente maquinabilidad. En la composición según la invención, aproximadamente el 0,001% en masa de Pb se solubiliza en estado sólido en la matriz, y cuando el contenido de Pb supera el 0,001% en masa, el Pb está presente en forma de partículas de Pb que tienen un diámetro de aproximadamente 0,1 a aproximadamente 3 |im. El Pb tiene un efecto sobre la maquinabilidad incluso cuando su contenido es pequeño. El efecto se presenta cuando el contenido de Pb es del 0,003% en masa o mayor. El contenido de Pb es preferiblemente del 0,01% en masa o mayor, más preferiblemente el 0,02% en masa o mayor, todavía más preferiblemente el 0,04% en masa o mayor, y todavía más preferiblemente el 0,06% en masa o mayor. Al incluir la fase p que tiene una maquinabilidad significativamente mejorada y una pequeña cantidad de Pb, se mejora significativamente la maquinabilidad de la aleación. Cuando el contenido de Si es bajo, cuando la proporción de fase p es pequeña, o cuando las condiciones de mecanizado son rigurosas, por ejemplo, cuando la velocidad de corte es alta, cuando la velocidad de alimentación es alta, cuando la profundidad de corte en el torneado es profunda, o cuando el diámetro de un orificio taladrado es grande, es eficaz incluir Pb.
Se sabe bien que el Pb mejora la maquinabilidad de las aleaciones de cobre. Para este fin, una aleación binaria de Cu-Zn, una representativa de las cuales es una barra de latón de fácil corte C3604, debe incluir aproximadamente el 3% en masa de Pb. En la invención, debido a que la fase p incluye Si, la solubilización en estado sólido del P descrita a continuación, y la presencia de compuestos que contienen P en la fase p, la fase p, que es una fase constituyente principal de la aleación según la invención, tiene una maquinabilidad sustancialmente comparable a la del C3604. Al incluir una pequeña cantidad de Pb y hacer que esté presente una pequeña cantidad de partículas de Pb en la estructura metalográfica, se logra una aleación que tiene excelente maquinabilidad. Teniendo en cuenta el hecho de que el Pb es perjudicial para el cuerpo humano y la aleación requiere alta maquinabilidad, el límite superior de Pb es del 0,25% en masa o menor. El contenido de Pb es preferiblemente del 0,20% en masa o menor, más preferiblemente el 0,15% en masa o menor, y desde el punto de vista de la influencia sobre el cuerpo humano y el medioambiente, lo más preferiblemente el 0,10% en masa o menor.
(P)
En cuanto al P, mediante solubilización en estado sólido de P en la fase p, puede mejorarse la maquinabilidad de la fase p, es decir, la capacidad de rotura de virutas (la facilidad con que se rompen las virutas) de la fase p, y puede reducirse la resistencia al corte a medida que aumenta la cantidad de P solubilizado en estado sólido. Como resultado, la aleación puede obtener una excelente maquinabilidad. Además, al contener P y ajustar el procedimiento de producción, se forman compuestos que contienen P que tienen un diámetro promedio de aproximadamente 0,5 a 3 pm en la fase p. Debido a los compuestos, en el caso del torneado, disminuyen las tres componentes de la fuerza (fuerza de corte principal, fuerza de alimentación y fuerza de empuje). En el caso del taladrado, los compuestos reducen significativamente el par, entre otros. Las tres componentes de fuerza durante el torneado, el par durante el taladrado, y la forma de las virutas se relacionan entre sí. Cuanto más pequeñas sean las componentes de fuerza y el par, más rompibles se vuelven las virutas.
Los compuestos que contienen P no se forman durante el trabajo en caliente. El P se solubiliza en estado sólido principalmente en la fase p durante el trabajo en caliente. En el procedimiento de enfriamiento después del trabajo en caliente, los compuestos que contienen P se precipitan sobre todo en la fase p a una determinada velocidad de enfriamiento crítica o menor. Los compuestos que contienen P rara vez se precipitan en la fase a. Cuando se observa con un microscopio metalográfico, los precipitados que incluyen P parecen ser granulares y tener un tamaño de partícula promedio de aproximadamente 0,5 a 3 |im. La fase p que incluye tal precipitado puede obtener una maquinabilidad más excelente. El compuesto que incluye P y también al menos uno cualquiera o ambos de Si y Zn tal como P-Si, P-Si-Zn, P-Zn o P-Zn-Cu apenas afecta a la vida útil de una herramienta de corte y no altera sustancialmente la ductilidad ni la tenacidad de la aleación. El compuesto que incluye Fe, Mn, Cr o Co y Si o P contribuye a la mejora de la resistencia y la resistencia al desgaste de la aleación, pero consume Si y P en la aleación, hace que la resistencia al corte de la aleación aumente, deteriora la capacidad de rotura de virutas, acorta la vida útil de la herramienta, y altera la ductilidad.
Para presentar los efectos descritos anteriormente, el límite inferior del contenido de P es del 0,005% en masa o mayor, preferiblemente el 0,01% en masa o mayor, más preferiblemente el 0,02% en masa o mayor, y todavía más preferiblemente el 0,03% en masa o mayor.
Cuando el contenido de P es de aproximadamente el 0,015% en masa o mayor, los compuestos que contienen P pueden observarse con un microscopio metalográfico. Además, a medida que aumenta el contenido de P, aumentan el contenido de P solubilizado en estado sólido en la fase p y la cantidad de compuestos que contienen P, lo que contribuye a la mejora de la maquinabilidad. Además, a medida que aumenta el contenido de P, aumenta la velocidad de enfriamiento crítica hasta la cual pueden formarse compuestos que contienen P, y se facilita la formación de compuestos que contienen P.
Por otro lado, cuando el contenido de P es mayor del 0,19% en masa, se agrandan los precipitados, se satura el efecto sobre la maquinabilidad, disminuye la concentración de Si en la fase p, la maquinabilidad se deteriora en lugar de mejorar, y también se deterioran la ductilidad y la tenacidad. Por tanto, el contenido de P es del 0,19% en masa o menor, preferiblemente el 0,12% en masa o menor, y más preferiblemente el 0,09% en masa o menor. Incluso cuando el contenido de P es de aproximadamente el 0,05% en masa o menor del 0,05% en masa, se forma una cantidad suficiente de los compuestos.
Por cierto, en cuanto al compuesto que incluye P o Si, por ejemplo, cuando aumenta el contenido de un elemento que se combina fácilmente con Si o P, tal como Mn, Fe, Cr o Co, cambia de manera gradual la razón de componentes en la composición del compuesto. Es decir, el compuesto que contiene P que tiene un efecto significativo de mejorar la maquinabilidad de la fase p cambia de manera gradual a un compuesto que tiene un efecto pequeño sobre la maquinabilidad. Por consiguiente, al menos el contenido total de Fe, Mn, Co y Cr debe limitarse a menos del 0,40% en masa y preferiblemente el 0,30% en masa o menos.
(Impurezas inevitables, en particular, Fe, Mn, Co y Cr; Sn y Al)
Los ejemplos de las impurezas inevitables en la invención incluyen Mn, Fe, Al, Ni, Mg, Se, Te, Sn, Bi, Co, Ca, Zr, Cr, Ti, In, W, Mo, B, Ag y elementos de tierras raras.
De manera convencional, una aleación de cobre de fácil corte, en particular, un latón de fácil corte que incluye aproximadamente mayor de o igual al 30% en masa de Zn, no está formada principalmente por materia prima de calidad tal como cobre electrolítico o zinc electrolítico, sino que está formada principalmente por aleación de cobre reciclada. En las etapas preliminares (etapa aguas abajo, etapa de trabajo) en este campo de la técnica, el mecanizado se realiza en casi todas las partes y componentes, durante el cual se desecha una gran cantidad de aleación de cobre que representa del 40 al 80% del material. Los ejemplos de tal aleación de cobre desechada incluyen virutas, extremos procedentes del laminador, rebabas, canales de colada y productos que tienen defectos de producción. Estas aleaciones de cobre desechadas son la materia prima principal. Si las virutas de corte, los extremos procedentes del laminador, y similares no se separan de manera apropiada, se mezclan Pb, Fe, Mn, Si, Se, Te, Sn, P, Sb, As, Bi, Ca, Al, Zr, Ni y/o elementos de tierras raras en las materias primas de un latón de fácil corte con plomo, una aleación de cobre de fácil que no contiene Pb, pero sí contiene Bi o similares, una aleación de latón especial que incluye Si, Mn, Fe y Al, u otras aleaciones de cobre. Además, las virutas de corte incluyen Fe, W, Co, Mo, y similares que proceden de las herramientas. Los materiales desgastados incluyen productos chapados y, por tanto, se mezclan en los mismos Ni, Cr y Sn. Además, Mg, Sn, Fe, Cr, Ti, Co, In, Ni, Se y Te se mezclan para dar chatarra a base de cobre puro que se usa en lugar de cobre electrolítico. Las chatarras a base de latón que se usan en lugar de cobre electrolítico o zinc electrolítico se chapan a menudo con Sn, dando como resultado la contaminación por una alta concentración de Sn.
Desde el punto de vista de reutilizar los recursos y de los costes, las chatarras que incluyen estos elementos se usan como materia prima en la medida en que no haya una mala influencia al menos sobre las propiedades. En una barra de latón de fácil corte JIS con plomo, C3604 (norma JIS H 3250), que incluye aproximadamente el 3% en masa de Pb como elemento esencial, puede estar contenido el Fe hasta el 0,5% en masa y puede estar contenido Fe Sn (el contenido total de Fe y Sn) hasta el 1,0% en masa como impurezas. Realmente, puede incluirse una alta concentración de Fe o Sn en una barra de latón de fácil corte.
El Fe, Mn, Co y Cr se solubilizan en estado sólido en la fase a, la fase p y la fase y de una aleación de Cu-Zn hasta una determinada concentración. Sin embargo, si está presente el Si entonces es probable el Fe, Mn, Co y Cr se combinen con el Si. En algunos casos, el Fe, Mn, Co y Cr pueden combinarse con el Si dando como resultado posiblemente un consumo de Si que es eficaz para la maquinabilidad. El Fe, Mn, Co o Cr que se combina con el Si forma un compuesto de Fe-Si, un compuesto de Mn-Si, un compuesto de Co-Si o un compuesto de Cr-Si en la estructura metalográfica. Puesto que estos compuestos intermetálicos son extremadamente duros, aumenta la resistencia al corte y disminuye la vida útil de herramienta. Por tanto, debe limitarse el contenido de cada uno de Fe, Mn, Co y Cr y es preferiblemente menor del 0,30% en masa, más preferiblemente menor del 0,20% en masa, y todavía más preferiblemente el 0,15% en masa o menor. En particular, debe limitarse el contenido total de Fe, Mn, Co y Cr a menor del 0,40% en masa y es preferiblemente del 0,30% en masa o menor, más preferiblemente el
0,25% en masa o menor, y todavía más preferiblemente el 0,20% en masa o menor.
Por otro lado, el Sn y el Al mezclados a partir de latón de fácil corte, productos de desecho chapados, o similares promueven la formación de la fase y en la aleación según la invención, lo que es aparentemente eficaz para la maquinabilidad. Sin embargo, el Sn y el Al cambian las características inherentes de la fase y que comprende Cu, Zn y Si. Además, cantidades más grandes de Sn y Al se distribuyen en la fase p que en la fase a y cambian las características de la fase p. Como resultado, puede deteriorarse la ductilidad, tenacidad o maquinabilidad de la aleación. Por tanto, también es necesario limitar los contenidos de Sn y Al. El contenido de Sn es preferiblemente menor del 0,30% en masa, más preferiblemente menor del 0,20% en masa, y todavía más preferiblemente el 0,15% en masa o menor. El contenido de Al es preferiblemente menor del 0,20% en masa, más preferiblemente menor del 0,15% en masa, y todavía más preferiblemente el 0,10% en masa o menor. En particular, desde el punto de vista de la influencia sobre la maquinabilidad y ductilidad, el contenido total de Sn y Al debe limitarse a menor del 0,40% en masa, preferiblemente al 0,30% en masa o menor, más preferiblemente al 0,25% en masa o menor, y todavía más preferiblemente al 0,20% en masa o menor.
Como otros elementos principales de impurezas inevitables, de manera empírica, en muchos casos, a menudo se mezcla Ni a partir de chatarras de productos chapados y similares, pero la influencia sobre las propiedades es menor que la del Fe, Mn, Sn y similares. Incluso si se mezcla una pequeña cantidad de Fe o Sn, siempre que el contenido de Ni sea menor del 0,3% en masa, la influencia de tal contaminación sobre las propiedades es limitada. Por tanto, el contenido de Ni es más preferiblemente del 0,2% en masa o menos. No es necesario limitar particularmente el contenido de Ag porque la Ag está considerada habitualmente como Cu y no afecta sustancialmente a diversas propiedades. Sin embargo, el contenido de Ag es preferiblemente menor del 0,1% en masa. El Te y Se, por sí mismos, tienen una capacidad de fácil corte, y puede producirse contaminación por una gran cantidad de Te y Se, aunque es poco habitual. Teniendo en cuenta la influencia sobre la ductilidad o la resistencia al impacto, el contenido de cada uno de Te y Se es preferiblemente menor del 0,2% en masa, más preferiblemente el 0,05% en masa o menor, y todavía más preferiblemente el 0,02% en masa o menor. Además, un latón resistente a la corrosión incluye As y/o Sb para mejorar su resistencia a la corrosión. Teniendo en cuenta la influencia sobre la ductilidad y la resistencia al impacto, los contenidos de As y Sb son preferiblemente menor del 0,05% en masa y el 0,02% en masa o menor respectivamente. Además, puede mezclarse Bi a partir de una aleación de cobre de fácil corte que incluye Bi. En la invención, el contenido de Bi es preferiblemente del 0,02% en masa o menor desde el punto de vista de la influencia sobre el cuerpo humano o el medioambiente.
El contenido de cada uno de Mg, Ca, Zr, Ti, In, W, Mo, B y elementos de tierras raras como otros elementos es preferiblemente menor del 0,05% en masa, más preferiblemente menor del 0,03% en masa, y todavía más preferiblemente de menos del 0,02% en masa. El contenido de los elementos de tierras raras se refiere al contenido total de uno o más de los siguientes elementos: Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Tb y Lu.
Por consiguiente, el contenido total de estas impurezas inevitables es preferiblemente menor del 1,0% en masa, más preferiblemente de menos del 0,8% en masa, y todavía más preferiblemente de menos del 0,6% en masa.
(Expresión relacional de composición f1)
La expresión relacional de composición f1 = [Cu] - 4,7 * [Si] 0,5 * [Pb] - 0,5 * [P] es una expresión que indica una relación entre la composición, la estructura metalográfica, la maquinabilidad, la resistencia y la ductilidad. Incluso cuando la cantidad de cada uno de los elementos está en el intervalo definido descrito anteriormente, a menos que no satisfaga esta expresión relacional de composición f1, no pueden obtenerse las propiedades objetivo de la invención. Cuando la expresión relacional de composición f1 es menor de 56,3, aumenta la proporción de fase p y se deteriora la ductilidad sin importar cómo se ajuste el procedimiento de producción. Además, es probable que aumente la cantidad de grano de cristal de fase a acicular descrita a continuación. Por consiguiente, el límite inferior de la expresión relacional de composición f1 es de 56,3 o mayor, preferiblemente 56,5 o mayor, más preferiblemente 56,7 o mayor, y todavía más preferiblemente 57,0 o mayor. A medida que la composición se vuelve más preferible dentro del intervalo definido de la expresión relacional de composición f1, aumenta la proporción de fase a, puede mantenerse una excelente maquinabilidad, y pueden mantenerse una buena ductilidad, trabajabilidad en frío, resistencia al impacto y resistencia a la corrosión.
Por otro lado, el límite superior de la expresión relacional de composición f1 afecta a la proporción de fase p o fase y. Cuando la expresión relacional de composición f1 es mayor de 59,3, disminuye la proporción de fase p, y no puede obtenerse una excelente maquinabilidad. Al mismo tiempo, aumenta la proporción de fase y, disminuye la ductilidad, y también disminuye la resistencia. Por consiguiente, el límite superior de la expresión relacional de composición f1 es de 59,3 o menor, preferiblemente 59,0 o menor, más preferiblemente 58,7 o menor, y todavía más preferiblemente 58,2 o menor.
Además, la expresión relacional de composición f1 también se relaciona profundamente con la trabajabilidad en caliente realizada a aproximadamente 600°C. Cuando la expresión relacional de composición f1 es menor de 56,3, se produce un problema en la deformabilidad en caliente. Cuando la expresión relacional de composición f1 es
mayor de 59,3, aumenta la resistencia a la deformación en caliente, y el trabajo en caliente a 600°C se vuelve más difícil de realizar.
La aleación de cobre de fácil corte según la invención tiene maquinabilidad obtenida al disminuir la resistencia al corte de modo que se generan virutas finamente rotas (para las cuales se requiere una clase de fragilidad) y la ductilidad que son completamente contradictorias entre sí. Al analizar no sólo la composición de cada uno de los componentes sino también la expresión relacional de composición f1, las expresiones relacionales de estructura metalográfica f2 a f5, y la expresión relacional f5A en detalle, puede proporcionarse una aleación adecuada para el propósito y el uso.
El Sn, Al, Cr, Co, Fe, Mn y las impurezas inevitables que se definen independientemente no están definidos por la expresión relacional de composición f1 porque su influencia sobre la expresión relacional de composición f1 es pequeña si el contenido está dentro del intervalo que puede considerarse como impurezas inevitables.
(Comparación con los documentos de patente)
En este caso, los resultados de la comparación entre las composiciones de las aleaciones de Cu-Zn-Si descritas en los documentos de patente 2 a 13 y la composición de la aleación según la presente invención se muestran en las tablas 1 y 2.
La invención y las aleaciones divulgadas por los documentos de patente 2 a 9 son diferentes entre sí en cuanto a los contenidos de Cu y Si, los elementos principales de las aleaciones. En los documentos de patente 2 a 11, se requiere una gran cantidad de Cu.
En los documentos de patente 2 a 4 y 7 a 9, la fase p se representa como una fase metálica que no se prefiere en la metalografía porque altera la maquinabilidad. También se divulga que, cuando la fase p está presente, es preferible que la fase p se cambie a la fase y que tiene una excelente maquinabilidad a través de un tratamiento térmico. En los documentos de patente 4 y 7 a 9, en los que se describe una cantidad permisible de la fase p, la razón de área máxima de la fase p es del 5%.
En el documento de patente 10, el contenido de cada uno de Sn y Al es de al menos el 0,1% en masa o mayor para mejorar la resistencia a la corrosión por descincado, y deben incluirse grandes cantidades de Pb y Bi para obtener una excelente maquinabilidad.
El documento de patente 11 describe una pieza colada de aleación de cobre resistente a la corrosión que requiere más de o igual al 65% en masa de Cu y tiene excelentes características mecánicas y capacidad de colada logradas al incluir Si y una pequeña cantidad de Al, Sb, Sn, Mn, Ni, B, o similares.
En el documento de patente 13, está incluido mayor de o igual al 0,2% en masa de Sn, están incluidos Sn y Si para mejorar la resistencia a la corrosión por descincado de la fase p, la extrusión en caliente se realiza a una temperatura de 700°C o mayor para mejorar la maquinabilidad, y se requiere un tratamiento térmico a de 400°C a 600°C para mejorar la resistencia a la corrosión. La memoria descriptiva describe que la proporción de la fase p es del 5% al 25%, y el contenido de Si puede ser del 0,2% en masa o menor.
Además, ninguno de estos documentos de patente divulga o implica los requisitos esenciales de la invención, que son, que la fase p que incluye Si tiene excelente maquinabilidad, que se requiere al menos mayor de o igual al 25% de fase p, o que un compuesto que incluye P fino está presente en la fase p.
Tabla 2
<Estructura metalográfica>
En una aleación de Cu-Zn-Si, están presentes 10 o más clases de fases, se produce un cambio de fases complicado y no pueden obtenerse necesariamente las propiedades deseadas satisfaciendo simplemente los intervalos de composición y las expresiones relacionales de los elementos. Eventualmente, al especificar y determinar las clases de fases metálicas presentes en la estructura metalográfica y los intervalos de razón de área de las mismas, pueden obtenerse las propiedades deseadas. Por consiguiente, las expresiones relacionales de estructura metalográfica se definen de la siguiente manera.
20 < f2 = (a) < 80
15 < f3 = ((3) < 80
0 < f4 = (y) ^ 8
f5 = 18 x (Y) / (3) < 9
20 < f6 = (y ) 1/2 x 3 (3) x ( [S i ] ) 1/2 < 88
33 < f 6A = (y ) 1/2 x 3 (3) x ( [ S i ] ) 1/2 ( [Pb] ) 1/2 x 35
( [P] ) 1/2 x 15
(Fase y, expresión relacional de estructura metalográfica f4)
Tal como se describe en los documentos de patente 2 a 9, la fase y es la fase que más contribuye a la maquinabilidad en una aleación de Cu-Zn-Si en la que la concentración de Cu es de aproximadamente el 69% en masa al 80% en masa y la concentración de Si es de aproximadamente el 2% en masa al 4% en masa. Además, en la invención, la fase y contribuye a la maquinabilidad. Sin embargo, es necesario limitar la fase y a una cantidad muy pequeña para obtener un buen equilibrio entre ductilidad y resistencia. Específicamente, cuando la proporción de fase y es del 2% o mayor, no pueden obtenerse una excelente ductilidad o tenacidad. Incluso cuando la cantidad de fase y es pequeña, la fase y actúa para mejorar la capacidad de rotura de virutas en el taladrado. Sin embargo, cuando está presente una gran cantidad de fase y, aumenta el valor de resistencia al empuje en el taladrado. Siempre que la fase p esté presente en una proporción del 25% o mayor, el efecto de la fase y sobre la maquinabilidad corresponde al valor obtenido al elevar la cantidad de fase y a la potencia de 1/2. Cuando se incluye una pequeña cantidad de fase y, la fase y tiene un gran efecto sobre la mejora de la maquinabilidad. Sin embargo, incluso cuando se aumenta adicionalmente la cantidad de fase y, disminuye el efecto de la mejora de la
maquinabilidad. Teniendo en cuenta la ductilidad y resistencia al corte en el taladrado y torneado, la proporción de fase y debe ser menor del 2%. La razón de área de fase y es preferiblemente de menos del 1%, y se prefiere más que no esté contenida fase y. Es decir, incluso cuando (y) = 0, puede obtenerse una excelente maquinabilidad al hacer que la fase p que incluye Si esté presente en una proporción descrita a continuación.
(Fase p, expresión relacional de estructura metalográfica f3)
Para obtener una excelente maquinabilidad con la fase y contenida en una cantidad menor que la descrita en los documentos de patente y sin fase k o fase |i, es importante optimizar el contenido de Si, la razón de combinación entre Cu y Zn, la cantidad de fase p, y la cantidad de Si solubilizado en estado sólido en la fase p. Por cierto, debe indicarse que la fase p incluye la fase p'.
La fase p en el intervalo de composición según la invención tiene una ductilidad menor que la fase a, pero tiene una ductilidad mucha mayor que la fase y o la fase |i, y también tiene una ductilidad mayor que la fase k . Por consiguiente, desde el punto de vista de la ductilidad, puede incluirse una cantidad relativamente grande de fase p. Por otro lado, la fase y tiene una mala ductilidad y tenacidad. Además, la fase p puede obtener una excelente conductividad, aunque incluye altas concentraciones de Zn y Si. Las cantidades de fase p y fase y se ven significativamente afectadas no sólo por la composición, sino también por el procedimiento.
En una aleación de Cu-Zn-Si-P-Pb, una aleación de cobre de fácil corte según la invención, es necesario que la razón de área de fase p sea de al menos el 25% o mayor para obtener una excelente maquinabilidad al tiempo que se minimiza el contenido de Pb, y la razón de área de fase p es preferiblemente del 33% o mayor, más preferiblemente el 36% o mayor, y todavía más preferiblemente el 45% o mayor. Incluso cuando la proporción de fase p es de aproximadamente el 50% y la proporción de fase a que tiene mala maquinabilidad es de aproximadamente el 50%, la maquinabilidad puede mantenerse a un nivel alto incluso en comparación con una aleación cuya fase metálica es del 100% de fase p que incluye Si, y puede obtenerse una excelente ductilidad y resistencia. Cuando están presentes juntos la fase p, que incluye aproximadamente el 1% en masa de Si y en la que están presentes compuestos que contienen P, y la fase a blanda que tiene una excelente ductilidad, se supone que la fase a blanda funciona como material de amortiguamiento o similares. Se supone que, este es el motivo de que puedan mantenerse la baja resistencia al corte y la excelente capacidad de rotura de virutas incluso cuando la cantidad de fase p es de aproximadamente el 50%. Un límite de fases entre la fase p dura y la fase a blanda funciona como fuente de concentración de tensión de la rotura de virutas, y se mejora la capacidad de rotura de virutas dependiendo de la forma de la fase a.
Asimismo, desde el punto de vista de la resistencia, la resistencia de la fase p se mantiene junto con un aumento de la ductilidad. La resistencia de la fase p se refiere al contenido de Si solubilizado en estado sólido en la fase p, y cuando mayor de o igual al 0,5% en masa de Si se solubiliza en estado sólido en la fase p, puede obtenerse una alta resistencia. Desde el punto de vista de la ductilidad, cuando la cantidad de fase p es de aproximadamente el 50% o mayor de aproximadamente el 50%, se mantiene una buena ductilidad puesto que destaca una excelente ductilidad de la fase a debido a la acción de la fase a como material de amortiguamiento. A medida que aumenta la cantidad de fase p, se deteriora de manera gradual la ductilidad. Para obtener una excelente ductilidad y un buen equilibrio entre resistencia y ductilidad, la proporción de fase p se requiere que sea del 80% o menor. La razón de área de fase p es preferiblemente del 75% o menor y más preferiblemente el 70% o menor. Cuando la ductilidad y trabajabilidad en frío son importantes, la proporción de fase p es preferiblemente del 60% o menor. La proporción apropiada de fase p varía ligeramente dependiendo del propósito previsto de uso y aplicación.
La fase p que incluye aproximadamente el 1% en masa de Si presenta una excelente deformabilidad en caliente, es decir, baja resistencia a la deformación en caliente a partir de un nivel mínimo de temperatura de trabajo en caliente de 500°C, y una aleación que tenga tal fase p presenta una excelente deformabilidad en caliente y baja resistencia a la deformación en caliente.
(Concentración de Si y maquinabilidad de la fase p)
En cuanto a la fase p, cuanto más aumenta el contenido de Si solubilizado en estado sólido en la fase p dentro del intervalo de composición de la invención, más mejora la maquinabilidad. Por tanto, el contenido de Si en la fase p es preferiblemente del 0,5% en masa o mayor, más preferiblemente el 0,7% en masa o mayor, y todavía más preferiblemente el 0,8% en masa o mayor. La maquinabilidad de una aleación de fase única p que incluye P y aproximadamente el 1% en masa de Si durante el torneado es sustancialmente comparable a la de una barra de latón de fácil corte que incluye el 3% de Pb. Como resultado de estudio dedicado sobre la relación entre la concentración de Si en la aleación, la cantidad de fase p, y la maquinabilidad de la aleación, se reveló que, como medios convenientes, la maquinabilidad de una aleación puede representarse bien multiplicando la cantidad de fase p por (-0,5 x ([Si])2 1,5 x [Si]), donde [Si] representa la concentración de Si (% en masa). Es decir, cuando se comparan dos fases p, la que contiene Si a una concentración mayor tiene mejor maquinabilidad. Esto significa que,
por ejemplo, una aleación cuya concentración de Si es del 0,8% en masa o el 0,6% en masa necesita aproximadamente 1,14 veces o aproximadamente 1,39 veces la cantidad de fase p contenida en una aleación cuya concentración de Si es del 1,0% en masa.
(Fase p, expresión relacional de estructura metalográfica f5)
Además de las expresiones relacionales de estructura metalográfica f2 a f4, la expresión relacional de estructura metalográfica f5 define las proporciones de fase y y fase p para obtener una excelente maquinabilidad, ductilidad y resistencia de manera exhaustiva asignando coeficientes a las proporciones de fase y y fase p, respectivamente. Tal como se describió anteriormente, la fase y presenta una excelente capacidad de rotura de virutas particularmente durante el taladrado incluso si su contenido es pequeño, y un coeficiente de 3 se multiplica por la cantidad de fase y elevada a una potencia de 1/2. La fase p se expresa en la expresión relacional de estructura metalográfica f5, una expresión para obtener la maquinabilidad en la que se le da importancia a la concentración de Si de la aleación, y se suman la cantidad (% de área) de la fase p multiplicada por (-0,5 * ([Si])2 1,5 * [Si]) y el valor obtenido multiplicando la cantidad (% de área) de fase y elevada a una potencia de 1/2 por un coeficiente de 3. La expresión relacional de estructura metalográfica f5 es importante, pero no es eficaz a menos que se satisfagan la expresión relacional de composición f1 y la expresión relacional de estructura metalográfica f2 a f4. El valor del límite inferior de la expresión relacional de estructura metalográfica f5 para obtener una excelente maquinabilidad es de 20 o mayor, preferiblemente 23 o mayor, y más preferiblemente 30 o mayor. Cuando la maquinabilidad es importante, el valor del límite inferior de la expresión relacional de estructura metalográfica f5 es preferiblemente de 40 o mayor y más preferiblemente 45 o mayor. Por otro lado, en cuanto a las propiedades tales como la ductilidad o tenacidad, el límite superior de la expresión relacional de estructura metalográfica f5 es de 78 o menor y preferiblemente 72 o menor. Cuando la ductilidad y trabajabilidad en frío durante el laminado en frío, la producción de barras delgadas, o similares son importantes, la expresión relacional de estructura metalográfica f5 es preferiblemente de 65 o menor.
En este caso, en cuanto a las expresiones relacionales de estructura metalográfica f2 a f5 y f5A, la fase a, la fase p, la fase y, la fase 8, la fase g, la fase Q, la fase ^, la fase k , la fase |i y la fase % son las fases metálicas objeto, y los compuestos intermetálicos excluyendo los compuestos que contienen P, las partículas de Pb, los óxidos, las inclusiones no metálicas, los materiales no fundidos, y similares no son el objeto. Los compuestos que contienen P son muy finos teniendo un tamaño promedio de aproximadamente 0,5 a 3,0 pm, y la mayoría de ellos están presentes en la fase p o en un límite entre la fase a y la fase p. Por tanto, se supone que la fase p incluye compuestos que contienen P en la fase p o en un límite entre la fase a y la fase p. Cuando cualquier compuesto que contiene P está presente en la fase a, aunque no es habitual, se supone que la fase a incluye los compuestos que contienen P. Por otro lado, los compuestos intermetálicos que están formados por Si o P y los elementos mezclados inevitablemente en los mismos (por ejemplo, Fe, Mn, Co y Cr) están fuera del alcance del cálculo de las razones de área de fases metálicas.
Además, en la invención, los precipitados y las fases metálicas que tienen un tamaño que puede observarse con un microscopio metalográfico de 500 aumentos y los precipitados y las fases metálicas que pueden reconocerse y distinguirse con un microscopio metalográfico que tiene un aumento de aproximadamente 1000 son el objeto. Por consiguiente, el tamaño mínimo del precipitado o la fase metálica que puede observarse es de aproximadamente 0,5 pm. Por ejemplo, la fase y que tiene un tamaño de 0,1 a 0,4 pm que es de menos de aproximadamente 0,5 pm puede estar presente en la fase p. Sin embargo, tal fase y no puede reconocerse con el microscopio metalográfico y, por tanto, se considera fase p.
(Expresión relacional de estructura metalográfica y composición f5A)
Como expresión condicional para obtener una excelente maquinabilidad de la aleación, es necesario sumar los efectos de Pb y P para mejorar la maquinabilidad a través de distintas acciones a la expresión relacional de estructura metalográfica f5. Cuando se incluye una cantidad muy pequeña de Pb en condiciones en las que están presentes compuestos que contienen P en la fase p que incluye Si, se mejora la maquinabilidad. Asimismo, a medida que aumenta la cantidad de P solubilizado en estado sólido en la fase p, o a medida que aumenta la cantidad de compuestos que contienen P, se mejora la maquinabilidad. Como resultado de un estudio dedicado, se halló que el grado de mejora de la maquinabilidad tiene una relación estrecha con los valores de los contenidos de Pb y P elevados a una potencia de 1/2. Es decir, incluso cuando la cantidad de Pb o P es diminuta, estos elementos presentan un efecto tremendo, y a medida que aumentan los contenidos, aumenta el efecto de mejorar la maquinabilidad. Sin embargo, el grado de mejora disminuye de manera gradual.
En resumen, la concentración de Si en la fase p, la cantidad de fase p, la cantidad de P solubilizado en estado sólido en la fase p, la cantidad de compuestos que contienen P en la fase p, y el contenido de Pb presente como partículas finas mejoran la maquinabilidad de la aleación a través de distintas acciones respectivamente. Cuando se satisfacen todos los requisitos, se presenta un gran efecto de mejora de la maquinabilidad debido al efecto sinérgico, y la maquinabilidad de la aleación se mejora significativamente al incluir una cantidad muy pequeña de Pb o P.
En la expresión relacional de estructura metalográfica y composición f5A, un coeficiente de 33 se multiplica por el valor del contenido de Pb (% en masa, [Pb]) elevado a una potencia de 1/2, un coeficiente de 14 se multiplica por el valor del contenido de P (% en masa, [P]) elevado a una potencia de 1/2, y los valores obtenidos se suman a f5. Para obtener una excelente maquinabilidad, f5A es de al menos 33 o mayor, preferiblemente 40 o mayor, más preferiblemente 44 o mayor, y todavía más preferiblemente 50 o mayor. Incluso cuando se satisface la expresión relacional de estructura metalográfica f5, a menos que se satisfaga f5A en la que se suman los efectos de Pb y P, no puede obtenerse una excelente maquinabilidad. Siempre que Pb y P estén dentro de los intervalos definidos por la invención, el efecto sobre la ductilidad o similar no necesita estar definido por f6Af5A puesto que está definido por el límite superior de la expresión relacional f6f5. Por cierto, incluso cuando el valor de f5 es relativamente bajo, la maquinabilidad se mejora al aumentar los contenidos de Pb y P. Además, cuando las condiciones de mecanizado son rigurosas, por ejemplo, cuando se realiza el mecanizado a una alta velocidad de corte, cuando la velocidad de alimentación es alta, cuando la profundidad de corte en el torneado es profunda, o cuando se taladran orificios con un gran diámetro, se prefiere aumentar f5A, en particular, el valor del término relacionado con Pb.
f5 y f5A se aplican sólo dentro del intervalo de concentración de cada uno de los elementos definidos por la invención y los intervalos definidos porfl a f4.
(Fase a, expresión relacional de estructura metalográfica f2, y forma de la fase a)
La fase a es una fase principal que forma la matriz junto con la fase p o la fase y. La fase a que incluye Si tiene mejor efecto de mejora de la maquinabilidad que la fase a sin Si, incluso aunque sea sólo en aproximadamente un 5% en cuanto al índice de maquinabilidad. Sin embargo, a medida que aumenta el contenido de Si, mejora la maquinabilidad. En el caso de una aleación de fase única p, existe un problema con la ductilidad de la aleación, y se requiere una cantidad apropiada de fase a que tiene alta ductilidad. Incluso cuando se incluyen la fase p que incluye compuestos que contienen P y que tiene excelente maquinabilidad y la fase a que tiene mala maquinabilidad, la fase a funciona en sí misma como material de amortiguamiento o como fuente de concentración de tensión en un límite con la fase p dura durante el mecanizado. Por tanto, incluso cuando se incluye una cantidad relativamente grande de fase a, por ejemplo, aproximadamente el 50% en cuanto a razón de área, se considera que va a mantenerse una aleación de fase única p que tiene una excelente maquinabilidad. Tal como se describió anteriormente, la maquinabilidad también depende de la concentración de Si en la aleación, la concentración de Si en la fase p, y la forma de la fase a o cómo se distribuye la fase a.
Como resultado de un estudio dedicado, teniendo en cuanto la ductilidad y tenacidad de la aleación y el equilibrio entre ductilidad y resistencia, se requiere que la cantidad de fase a sea del 20% o mayor, preferiblemente el 25% o mayor, y más preferiblemente el 33% o mayor. Cuando la trabajabilidad en frío es importante, por ejemplo, cuando se realiza estirado en frío, trefilado en frío o laminado en frío a una alta razón de trabajo o cuando se realiza trabajo en frío tal como flexión o doblado, se prefiere que la razón de área de fase a sea del 40% o mayor. Por otro lado, para obtener una excelente maquinabilidad, el límite superior de la razón de área de fase a es de al menos el 75% o menor, preferiblemente el 72% o menor, y más preferiblemente el 67% o menor. Cuando la maquinabilidad es importante, la razón de área de fase a es preferiblemente del 60% o menor.
(Maquinabilidad, características mecánicas, forma de la fase a y distribución de la fase p)
Con respecto a la forma y la distribución de la fase a y la distribución de la fase p que afectan a la maquinabilidad y/o a las características mecánicas de la aleación, cuando la forma de los granos de cristal de fase a es acicular (una forma elíptica en la que la razón lado más largo/lado más corto de los granos de cristal es mayor de 4), se deteriora la dispersión de la fase a y la fase a acicular que tiene un lado más largo grande dificulta el mecanizado. Además, se agrandan los granos de cristal de fase p alrededor de la fase a y también se deteriora el estado de dispersión de la fase p. Además, cuanto más finos sean los granos de cristal de fase a, más mejoran la maquinabilidad y las características mecánicas. El tamaño promedio de los granos de cristal de fase a es preferiblemente de 30 |im o menos. Cuando los granos de cristal de fase a son granulares y finos, la fase a se distribuye uniformemente, provocando la división de la fase p. Por tanto, en cuanto a la maquinabilidad, la resistencia y la ductilidad, la fase a funciona como un buen material de amortiguación, o un límite de fases entre la fase a y la fase p funciona como una fuente de concentración de estrés para la rotura de virutas, y es más probable que las virutas se rompan que las de una aleación de fase única p. Por consiguiente, como una realización preferida, cuando la proporción de granos de cristal de fase a granular que tienen una razón lado más largo/lado más corto de 4 o menos en la totalidad de la fase a ((el número de granos de cristal de fase a granulares cuya razón “lado más largo/lado más corto” es de 4 o menos/el número total de granos de cristal de fase a) * 100) es del 50% o mayor y preferiblemente el 75% o mayor, se mejora la maquinabilidad. Cuando la proporción de granos de cristal de fase a aciculares que tienen un lado más largo grande supera el 50%, se mantiene aproximadamente el mismo nivel de ductilidad, pero disminuye la resistencia de la aleación. Por consiguiente, cuando aumenta la proporción de granos de cristal de fase a granulares, aumenta la resistencia y mejora el equilibrio entre la resistencia y la ductilidad. Si la proporción de granos cristalinos de fase a granulares cuya razón de “lado más largo/lado más corto” es de 4 o menos supera o no el 50% o el 75%, se ve afectado no sólo por la composición de la aleación, sino también por el
procedimiento de producción. Cuando aumenta la temperatura de trabajo en caliente, aumenta la proporción de granos cristalinos de fase a aciculares cuya razón “lado más largo/lado más corto” es mayor de 4.
(Fase |i, fase k y otras fases)
Para obtener una alta ductilidad o tenacidad, y alta resistencia junto con una excelente maquinabilidad, también es importante la presencia de las fases distintas de las fases a, p y y. En la invención, considerando las propiedades de la aleación, no se requieren la fase k, la fase |i, la fase 8, la fase g, la fase C o la fase ^. Cuando la suma de las fases constituyentes (a), (P), (y), (|i), (k), (8), (g), (C) y (^) que forman la estructura metalográfica se representa por 100, se prefiere que (a) (P) (y) >99, y se prefiere más que (a) (P) (y) = 100 siempre que no se tengan en cuenta el error de cálculo y el redondeo de los números.
(Presencia de compuestos que contienen P)
En la fase p que incluye Si, la capacidad de rotura de virutas es insuficiente en comparación con una aleación de cobre de fácil corte que incluye el 3% en masa de Pb, y la resistencia al corte en el torneado y el par en el taladrado son altos. Mediante la presencia de compuestos que contienen P que tienen un tamaño de partícula de aproximadamente 0,5 a 3 |im en la fase p, puede mejorarse la maquinabilidad de la fase p. Hablando claro, el efecto de mejora de la maquinabilidad obtenido por la presencia de compuestos que contienen P corresponde a una mejora de aproximadamente el 11% en cuanto al índice de maquinabilidad. La maquinabilidad también se ve afectada por el contenido de P, la cantidad y distribución de fase p, así como el tamaño, estado de distribución, etc. de los compuestos que contienen P que van a formarse. El compuesto que contiene P es un compuesto que incluye P y al menos uno o ambos de Si y Zn. En algunos casos, puede incluirse adicionalmente Cu y/o impurezas inevitables tales como Fe, Mn, Cr o Co. Los compuestos que contienen P también se ven afectados por impurezas inevitables tales como Fe, Mn, Cr y Co. Cuando la concentración de las impurezas inevitables supera la cantidad definida mencionada anteriormente, la composición del compuesto que contiene P cambia de modo que el compuesto que contiene P ya no puede contribuir a la mejora de la maquinabilidad. Por cierto, los compuestos que contienen P no están presentes a una temperatura de trabajo en caliente de aproximadamente 600°C. Se producen a una velocidad de enfriamiento crítica durante el enfriamiento después del trabajo en caliente. Por consiguiente, la velocidad de enfriamiento después del trabajo en caliente es importante, y se prefiere que el enfriamiento se realice a una velocidad de enfriamiento promedio de 50°C/min o menor en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C. Esta velocidad de enfriamiento promedio es más preferiblemente de 45°C/min o menor. Por otro lado, cuando la velocidad de enfriamiento es excesivamente lenta, es probable que los compuestos que contienen P crezcan más, lo que provoca la disminución del efecto sobre la maquinabilidad. El límite inferior de la velocidad de enfriamiento promedio es preferiblemente de 0,1°C/min o mayor y más preferiblemente 0,3°C/min o mayor.
Ahora, las figuras 1A a 1C muestran imágenes de estructuras metalográficas de diversas aleaciones.
La aleación de cobre mostrada en la figura 1A es una aleación que comprende el 61,7% en masa de Cu, el 0,92% en masa de Si, el 0,058% en masa de P, el 0,011% en masa de Pb, y el resto Zn, que se obtiene mediante extrusión en caliente a 590°C y una velocidad de enfriamiento promedio de 25°C/min en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C.
La aleación de cobre mostrada en la figura 1B es una aleación que comprende el 61,7% en masa de Cu, el 0,92% en masa de Si, el 0,058% en masa de P, el 0,011% en masa de Pb, y el resto Zn, que se obtiene mediante forjado en caliente a 615°C y una velocidad de enfriamiento promedio de 28°C/min en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C.
La aleación de cobre mostrada en la figura 1C es una aleación que incluye el 62,1% en masa de Cu, el 0,90% en masa de Si, el 0,001% en masa de P, el 0,016% en masa de Pb, y el resto Zn, que se obtiene mediante extrusión en caliente a 595°C y una velocidad de enfriamiento promedio de 30°C/min en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C.
Tal como se muestra en las figuras 1A y 1B, cuando el material extruido en caliente y el material forjado en caliente se observan con un microscopio metalográfico, muchos precipitados granulares que tienen un tamaño de partícula de aproximadamente 0,5 a 3 |im que parecen negros están presentes en la fase p y en un límite de fases entre la fase p y la fase a. Además, en la mayor parte de los granos de cristal de fase a, el lado más largo/lado más corto es de 4 o menor, y el tamaño promedio de granos de cristal de fase a es de aproximadamente 12 |im en la figura 1A y es de aproximadamente 25 |im en la figura 1B.
Por otro lado, en la figura 1C, el contenido de P es del 0,001% en masa. Por tanto, no está presente ningún precipitado que incluya P. En una comparación entre la figura 1C y las figuras 1A y 1B, incluso si se realiza ataque químico en las mismas condiciones, cuando el contenido de P es del 0,001% en masa (figura 1C), los límites de fase entre la fase a y la fase p no están claros. Sin embargo, cuando el contenido de P es del 0,058% en masa (figuras 1A y 1B), los límites de fase entre la fase a y la fase p se ven más claros. Que el contenido de P de lo anterior sea
del 0,001% en masa y la diferencia del 0,057% en masa en el contenido de P ha provocado que la estructura metalográfica cambie.
(Contenido de Si solubilizado en estado sólido en la fase p y maquinabilidad)
El contenido de Cu, Zn y Si en la fase a, fase p y fase y formadas en el intervalo de composición de la invención aproximadamente tiene las siguientes relaciones.
La concentración de Cu: a > p > y.
La concentración de Zn: p > y > a.
La concentración de Si: y > p > a.
En cuanto a una muestra (una aleación que incluye el 61,7% en masa de Cu, el 0,92% en masa de Si, el 0,058% en masa de P, el 0,011% en masa de Pb, y el resto Zn) que se extruyó en caliente a ^25,6 mm a 590°C en la línea de producción real, una muestra (una aleación que incluye el 61,7% en masa de Cu, el 0,92% en masa de Si, el 0,058% en masa de P, el 0,011% en masa de Pb, y el resto Zn) que se forjó en caliente a 640°C en la línea de producción real, y las muestras (una aleación que incluye el 60,8% en masa de Cu, el 0,74% en masa de Si, el 0,11% en masa de P, el 0,035% en masa de Pb, y el resto Zn) que se extruyeron a ^22 mm a 595°C en un laboratorio, las concentraciones de Cu, Zn y Si en las fases a, p y y se analizaron de manera cuantitativa con un microanalizador de rayos X usando imágenes electrónicas secundarias e imágenes composicionales de las muestras tomadas a un aumento de 2000. La medición se realizó usando un dispositivo “JXA-8230” (fabricado por JEOL Ltd.) en las condiciones de tensión de aceleración: 20 kV y valor de corriente: 3,0 * 10-8 A. Los resultados se muestran en las tablas 3 a 5.
La concentración del Si solubilizado en estado sólido en la fase p es de aproximadamente 1,5 veces que en la fase a. Es decir, aproximadamente 1,5 veces la cantidad de Si en la fase a se distribuye en la fase p. Por ejemplo, cuando la concentración de Si en la aleación es del 0,85% en masa, aproximadamente el 0,65% en masa de Si se solubiliza en estado sólido en la fase a, y el 1,0% en masa de Si se solubiliza en estado sólido en la fase p. Por cierto, un análisis realizado en la fase y reveló que la fase y comprendía el 60% en masa de Cu, el 3% en masa de Si, y el 37% en masa de Zn.
Una aleación que tiene una composición representativa del documento de patente 2, es decir, el 76% en masa de Cu, el 3,1% en masa de Si, y el resto Zn, se preparó y se analizó con un microanalizador de rayos X (EPMA). El resultado fue que la composición de la fase y era del 73% en masa de Cu, el 6% en masa de Si, y el 20,5% en masa de Zn. Esta composición de fase y es significativamente diferente de la composición del 60% en masa de Cu, el 3% en masa de Si, y el 37% en masa de Zn, que es un ejemplo de composición de la fase y de una aleación de cobre de fácil corte según la invención y, por tanto, se espera que las características de las fases y de las aleaciones también sean diferentes.
Tabla 3
Tabla 4
Aleación de Zn-el 61,7% en masa de Cu-el 0,92% en masa de Si-el 0,058% en masa de P
Tabla 5
Aleación de Zn-el 60,8% en masa de Cu-el 0,74% en masa de Si-el 0,11% en masa de P
(Indice de maquinabilidad)
En general, la maquinabilidad de diversas aleaciones de cobre se expresa mediante valor numérico (%) en comparación con un latón de fácil corte que incluye el 3% en masa de Pb que se usa como patrón, es decir, 100% se refiere a la maquinabilidad de la aleación patrón. La maquinabilidad de aleaciones de cobre se describe, por ejemplo, en “Basic and Industrial Technique of Copper and Copper Alloy (edición revisada)” (1994, Japan Copper and Brass Association), pág. 533, tabla 1, y Metals Handbook, DÉCIMA EDICIÓN, volumen 2, Properties and Selection: Nonferrous Alloys and Special-Purpose Materials” (1990, ASM International), págs. 217 a 228.
Las aleaciones en la tabla 6 son aleaciones que incluyen el 0,01% en masa de Pb preparadas en un laboratorio tal como se describe a continuación mediante extrusión en caliente a ^22 mm usando una máquina de ensayo de extrusión en el laboratorio. En el caso de aleaciones binarias de Cu-Zn, contener una pequeña cantidad de Pb apenas afecta a la maquinabilidad de la aleación. Por tanto, se añadió el 0,01% en masa de Pb, que se encuentra dentro del intervalo de componentes de la invención, a cada una de las aleaciones. La temperatura de extrusión en caliente de las aleaciones A y D fue de 750°C y la temperatura de extrusión en caliente de las otras aleaciones, aleaciones B, C, E y F, fue de 635°C. Después de la extrusión, se realizó un tratamiento térmico a 500°C durante 2 horas para ajustar la estructura metalográfica. Se realizaron los ensayos de torneado y taladrado descritas a continuación para hallar la maquinabilidad de las aleaciones. Los resultados de esta evaluación se muestran en la tabla 7. Se usó un latón de fácil corte disponible comercialmente, C3604 (que comprende el 59% en masa de Cu, el 3% en masa de Pb, el 0,2% en masa de Fe, el 0,3% en masa de Sn y siendo el resto Zn) como material de latón de fácil corte patrón.
Tabla 6
Los documentos de patente mencionadas anteriormente describen que la maquinabilidad de una aleación 70 de Cu-30 de Zn, que es un latón de fase única a, es del 30%. En la invención, tal como se muestra en las tablas 6 y 7, la maquinabilidad de una aleación de 65 Cu-35 Zn (aleación A), que también es un latón de fase única a, fue del 31%. En el latón de fase única a en el que se ajustaron los contenidos de Cu y Zn y el contenido de Si era del 0,6% en masa (aleación D), es decir, un latón de fase única a en el que el 0,6% en masa de Si se solubilizó en estado sólido en la fase a, el índice de maquinabilidad se mejoró en aproximadamente un 4% en comparación con un latón a que no incluye Si. Las virutas de las aleaciones A y D generadas en las pruebas de torneado y taladrado eran ambas continuas.
La fuerza de torneado puede descomponerse en una fuerza de corte principal, una fuerza de alimentación y una fuerza de empuje, pero la fuerza combinada (tres componentes de fuerza) de la misma se consideró la resistencia al corte. En el caso del taladrado, la fuerza se descompuso en par y empuje, y el valor promedio de la misma se describe como resistencia al corte “global” de taladrado. Además, como maquinabilidad de la aleación, se promediaron la resistencia al corte durante el torneado y durante el taladrado, y el valor promedio se describió como índice de maquinabilidad “global” (evaluación).
En un latón de fase única p en el que se ajustaron los contenidos de Cu y Zn y no se incluyó Si (aleación C, 54 Cu-46 Zn), el índice de maquinabilidad “global” mejoró en aproximadamente un 20% en comparación con un latón de fase a que no incluye Si. Sin embargo, con el índice de maquinabilidad “global” que sigue siendo del 51%, hubo poca mejora en las virutas, y la evaluación de las virutas sigue siendo la misma. En una aleación de fase p que incluye aproximadamente el 1% en masa de Si (aleación E), el índice de maquinabilidad “global” mejoró además aproximadamente en un 20% en comparación con una aleación de fase p que no incluye Si (aleación C). Sin embargo, las virutas generadas durante el torneado y taladrado apenas mejoraron y la diferencia con las de un latón de fácil corte que incluye el 3% en masa de Pb era grande.
En una aleación de fase única p que incluye el 0,05% en masa de P y el 1% en masa de Si (aleación F), el índice de maquinabilidad “global” se mejoró en aproximadamente un 11% en comparación con una aleación de fase única p que incluye el 1% en masa de Si sin incluir P. Debido a la inclusión de P, la resistencia al corte en el torneado mejoró aproximadamente un 16%, y el par en el taladrado mejoró de manera notable en aproximadamente un 9%. La magnitud de la resistencia al corte en el torneado y la del par en el taladrado están relacionadas con la forma de las virutas, y al incluir el 0,05% en masa de P, el resultado de la evaluación de la forma de las virutas mejoró de “X” a “O” tanto en el torneado como en el taladrado. La diferencia con un latón de fácil corte que incluye el 3% en masa de Pb en la resistencia durante el torneado se disminuyó, y las virutas producidas durante el torneado y taladrado mejoraron volviéndose más similares a las de un latón de fácil corte que incluye el 3% de Pb. Por cierto, la resistencia al corte de una aleación se ve afectada por su resistencia. Cuando los materiales extruidos en caliente se comparan entre sí, cuanto mayor sea la resistencia, mayor será la resistencia al corte. El latón de fase única p y la aleación de cobre de fácil corte según la invención tienen una resistencia que es de 1,2 a 1,3 veces la de un latón de fácil corte que incluye el 3% en masa de Pb. Si se tiene en cuenta la diferencia, puede decirse que la maquinabilidad de una aleación de fase única p que incluye el 1% en masa de Si y el 0,05% en masa de P es sustancialmente equivalente a la maquinabilidad de un latón de fácil corte que incluye el 3% en masa de Pb.
Según las tablas 3, 4 y 7, la aleación F, una aleación de fase única p, corresponde a una fase p de la aleación de cobre de fácil corte según la invención, y la aleación D corresponde a una fase a de la misma. La aleación de cobre de fácil corte según la invención está compuesta por una fase p que tiene una maquinabilidad comparable con la de un latón de fácil corte que incluye el 3% en masa de Pb (aleación F) y la fase a en la que se mejora ligeramente la maquinabilidad al incluir Si (aleación D). En la aleación de cobre de fácil corte según la invención, incluso cuando se reduce la proporción de fase p hasta aproximadamente el 50%, la maquinabilidad de la aleación F, una aleación de fase única p puede mantenerse sustancialmente.
La maquinabilidad de una aleación de Cu-Zn-Si-P-Pb se ve afectada significativamente por si están presentes o no compuestos que contienen P en la fase p y la concentración de Si en la fase p. Puede decirse que, ajustando la concentración de Si en la fase p al 1% en masa, se presenta una excelente maquinabilidad.
Por otro lado, una aleación B es un latón que incluye el 0,01% en masa de Pb y que no incluye Si o P, en el que la proporción de fase p es del 48%, y las resistencias al corte en el torneado y taladrado mejoraron superando la de un latón de fase única a (aleación A). Sin embargo, la resistencia al corte era mayor de la de un latón de fase única p (aleación C), y la evaluación de maquinabilidad “global” era del 44%, lo que supone un 35% menor que la de la aleación de cobre de fácil corte según la invención que tiene la misma proporción de fase p, y las formas de las virutas eran totalmente diferentes entre sí. No hay manera de que un latón que incluye el 0,01% en masa de Pb, que no incluye Si o P, y que incluye el 48% de fase p pueda reemplazar a un latón de fácil corte que incluye el 3% en masa de Pb desde la perspectiva de resistencia al corte y forma de viruta.
La aleación de cobre de fácil corte según la invención incluye compuestos que contienen P en la fase p, y tiene una buena maquinabilidad debido al efecto del 0,6% al 1,3% en masa de Si contenido en la fase p tal como se muestra en las tablas de evaluación 3 a 5.
<Propiedades>
(Resistencia a temperatura normal y propiedades a alta temperatura)
Existe una fuerte demanda para reducir el grosor y el peso de partes y componentes que son aplicaciones objetivo de la invención, tales como partes de automóvil. Entre las resistencias que se requieren, la resistencia a la tracción es importante, y el equilibrio entre la resistencia a la tracción y la ductilidad también es importante.
A este respecto, se prefiere que los materiales extruidos en caliente, los materiales laminados en caliente y los materiales forjados en caliente sean materiales de alta resistencia que tienen una resistencia a la tracción de 450 N/mm2 o mayor en un estado en el que el trabajo en frío no se realiza después del trabajo en caliente. La resistencia a la tracción es más preferiblemente de 490 N/mm2 o mayor y todavía más preferiblemente 520 N/mm2 o mayor. Muchos componentes que se usan para válvulas, juntas, recipientes a presión, acondicionadores de aire o congeladores se fabrican mediante forjado en caliente. Un latón usado actualmente para forjado que contiene el 2% en masa de Pb, C3771, tiene una resistencia a la tracción de aproximadamente 400 N/mm2 y un alargamiento del 30% al 35% a pesar de contener fase p. Al contener Si y satisfacer los requisitos de las expresiones relacionales de estructura metalográfica f2 a f5 y f5A, puede obtenerse una alta resistencia y puede realizarse una reducción en el peso.
El trabajo en frío también puede realizarse después del trabajo en caliente, y un material que se encuentra dentro del siguiente intervalo se define como un material de alta resistencia y alta ductilidad teniendo en cuenta la influencia del trabajo en frío.
Un material trabajado en caliente, un material que se trabaja en frío adicionalmente a una razón de trabajo del 30% o menos después del trabajo en caliente, o que se trabaja en frío adicionalmente y se somete a tratamiento térmico después del trabajo en caliente, en algunos casos de manera repetida, luego se trabaja en frío a una razón de trabajo final del 30% o menor tienen las siguientes propiedades. A continuación en el presente documento, la razón de trabajo en frío se representa mediante [R] %, y cuando no se realiza trabajo en frío, [R] = 0. La resistencia a la tracción S (N/mm2) es preferiblemente (450 8 * [R]) N/mm2 o mayor y más preferiblemente (490 8 * [R]) N/mm2 o mayor. El alargamiento E (%) es preferiblemente (0,02 * [R]2 - 1,l5 * [R] 18) o mayor, y más preferiblemente (0,02 * [R]2- 1,2 * [R] 20) o mayor. La expresión relacional de características f6 = S * (100 E) / 100 que indica el equilibrio entre la resistencia y la ductilidad es preferiblemente de 590 o mayor, más preferiblemente 620 o mayor, y todavía más preferiblemente 650 o mayor.
Por cierto, en un latón de fácil corte que incluye Pb trabajado en caliente en el que no se realiza ningún trabajo adicional después del trabajo en caliente, la expresión relacional de características f6 mencionada anteriormente es de aproximadamente 530. La expresión relacional de características f6 de la aleación de cobre de fácil corte según la invención es mayor de esto en al menos 60, posiblemente 90 o mayor, lo que indica que el equilibrio entre la resistencia y la ductilidad es excelente.
(Conductividad)
Las aplicaciones de la invención incluyen componentes de aparatos eléctricos y electrónicos, componentes de automóviles en el campo en el que la electrificación está en progreso, y otras partes y componentes que tienen alta conductividad. En la actualidad, los bronces fosforados que incluyen aproximadamente el 5% en masa, aproximadamente el 6% en masa, o aproximadamente el 8% en masa de Sn (normas JIS, C5102, C5191, C5210) se usan ampliamente para estas aplicaciones para estas aplicaciones, y sus conductividades eléctricas son de aproximadamente el 15% según la IACS, aproximadamente el 14% según la IACS, y aproximadamente el 12% según la IACS, respectivamente. Por consiguiente, no se produce ningún problema grave relacionado con la conductividad eléctrica en la aleación de cobre según la invención siempre que tenga una conductividad eléctrica del 16% según la IACS o mayor para su uso en componentes eléctricos y electrónicos y componentes de automóviles. El motivo de que la aleación de cobre según la invención presente alta conductividad a pesar de la inclusión de elementos que deterioran la conductividad eléctrica, específicamente, Si en una cantidad de aproximadamente el 0,8% en masa y Zn en una cantidad de aproximadamente el 37% en masa, es la influencia de la cantidad de fase p en la aleación y Si solubilizado en estado sólido en la fase p. Aunque la concentración de Zn en la fase p es mayor que en la fase a, cuanta más fase p está contenido, mejor es la conductividad eléctrica. El límite superior de la conductividad eléctrica no está particularmente definido porque un aumento en la conductividad rara vez provoca un problema en la práctica. Sin embargo, considerando un posible rendimiento de soldadura por resistencia, la conductividad es preferiblemente del 23% según la IACS o menor.
A partir de los resultados indicados anteriormente del estudio, se obtuvieron los siguientes hallazgos.
En primer lugar, en la técnica convencional, se sabía que la fase p formada en una aleación de Cu-Zn-Si no tiene ningún efecto sobre la mejora de la maquinabilidad de una aleación o tiene un efecto negativo sobre la maquinabilidad. Sin embargo, como resultado de un estudio dedicado, se halló que la fase p que comprende, por ejemplo, aproximadamente el 1% en masa de Si, aproximadamente el 59% en masa de Cu, y aproximadamente el 40% en masa de Zn tiene una excelente maquinabilidad.
En segundo lugar, se halló que, si se hace que la fase p contenga P de modo que el P se solubiliza en estado sólido en la fase p y se hace que los compuestos que contienen P que tienen un tamaño de partícula de aproximadamente 0,5 a aproximadamente 3 |im estén presentes en la fase p para el propósito de mejorar adicionalmente la maquinabilidad de la fase p en una aleación de Cu-Zn-Si, disminuye adicionalmente la resistencia al corte, y la capacidad de rotura de virutas mejora significativamente en comparación con una aleación en la que no están presentes compuestos que contienen P.
En tercer lugar, la fase p que incluye aproximadamente el 1% en masa de Si tiene alta resistencia, pero su ductilidad es ligeramente mala. Una aleación que contiene una cantidad excesiva de fase p no es adecuada como material industrial. La aleación de cobre de fácil corte según la invención se convirtió en una aleación más apropiada haciendo los respectivos parámetros incluyendo la cantidad de fase a, la cantidad de fase p, la cantidad de fase y, la forma y el tamaño de los granos de cristal de fase a apropiados para el propósito de mantener la maquinabilidad tal como una excelente capacidad de rotura de virutas y una baja resistencia al corte.
En cuarto lugar, se halló que la fase y formada en la aleación de cobre de fácil corte según la invención tiene un efecto para obtener una excelente capacidad de rotura de virutas. Las aleaciones de cobre de los documentos de patente tienen composiciones diferentes que la de la aleación de cobre de fácil corte según la invención. Incluso aunque las aleaciones de cobre de los documentos de patente y la aleación de cobre de fácil corte según la invención tengan ambos fase y, si la composición es diferente, existe una gran diferencia en la maquinabilidad de manera similar a la fase p tal como se describió anteriormente. Y, se halló que la fase y presente dentro del intervalo de composición de la aleación de cobre de fácil corte según la invención también tiene una excelente maquinabilidad. Se reveló que en la aleación de cobre de fácil corte según la invención, aunque el contenido de Cu y el contenido de Si son bajos, la maquinabilidad, en particular, la capacidad de rotura de virutas de la fase y durante el taladrado, es excelente en comparación con las aleaciones citadas en los documentos de patente. Sin embargo, debido a que la fase y altera la ductilidad, fue necesario limitar significativamente su cantidad. Se halló que, en la estructura metalográfica que comprende dos fases de fase a y fase p sin incluir fase y, la maquinabilidad es excelente.
En quinto lugar, en efecto, el Pb no se solubiliza en estado sólido en la estructura metalográfica y está presente como partículas de Pb incluso cuando la cantidad es muy pequeña. Se aclaró que, en una aleación de cobre que incluye fase a y fase p que tiene una maquinabilidad mejorada que incluye Si y compuestos que contienen P, incluso si su contenido es pequeño, el Pb presenta un efecto significativo de mejora de la capacidad de rotura de virutas y de reducción de la resistencia al corte. La aleación de la presente invención se completó hallando no sólo el contenido de P descrito anteriormente, sino también el efecto del contenido de Pb sobre la maquinabilidad y la obtención de una composición y estructura metalográfica optimizadas adicionalmente teniendo en cuenta la maquinabilidad, otras propiedades, y la influencia sobre el cuerpo humano.
En sexto lugar, las aleaciones de cobre con plomo convencionales tenían un problema en la deformabilidad en caliente a 650°C o menor porque contienen una gran cantidad de Pb que está en un estado fundido a una temperatura de trabajo en caliente. La aleación de cobre de fácil corte según la invención se completó como una aleación de cobre que tiene buena ductilidad durante el trabajo en caliente, una excelente deformabilidad en caliente a aproximadamente 600°C, una temperatura menor de 650°C, una baja resistencia a la deformación en caliente, que puede trabajarse en caliente fácilmente.
(Trabajabilidad en caliente)
La aleación de cobre de fácil corte según la invención tiene una característica que tiene una excelente deformabilidad a aproximadamente 600°C, puede extruirse en caliente para dar una barra que tiene un área de sección transversal pequeña, y puede forjarse en caliente para dar una forma compleja. Cuando se realiza una alta deformación en una aleación de cobre con plomo a aproximadamente 600°C, se forma una gran grieta. Por tanto, la temperatura de extrusión en caliente apropiada es de 625°C a 800°C, y la temperatura de forjado en caliente apropiada es de 650°C a 775°C. La aleación de cobre de fácil corte según la invención tiene la característica de que no se agrieta cuando el trabajo en caliente se realiza a una razón de trabajo del 80% o mayor a 600°C. Una temperatura de trabajo en caliente preferible para la aleación de cobre de fácil corte según la invención es una temperatura menor de 650°C y más preferiblemente menor de 625°C.
En la aleación de cobre de fácil corte según la invención, se mejora la deformabilidad en caliente de la fase a y la
fase p y se reduce la resistencia a la deformación a 600°C debido a la inclusión de Si. Puesto que la proporción de fase p es alta, el trabajo en caliente puede realizarse fácilmente a 600°C.
Cuando la temperatura de trabajo en caliente es de aproximadamente 600°C, que es menor que la temperatura de trabajo de las aleaciones de cobre convencionales, las herramientas tales como una hilera de extrusión para la extrusión en caliente, recipientes de extrusora y moldes metálicos para forjado se calientan hasta de 400°C a 500°C y se usan. Cuanto más pequeña sea la diferencia en la temperatura entre las herramientas y el material trabajado en caliente, más homogénea será la estructura metalográfica, mejor será la precisión dimensional de un material trabajado en caliente, y más larga será la vida útil de la herramienta porque la temperatura de la herramienta no aumenta sustancialmente. Además, puede obtenerse un material que tiene una alta resistencia y un buen equilibrio entre la resistencia y el alargamiento.
<Procedimiento de producción>
A continuación, se describirá un método para producir las aleaciones de cobre de fácil corte según la presente invención.
La estructura metalográfica de la aleación según la invención varía no sólo dependiendo de la composición, sino también del procedimiento de producción. La estructura metalográfica de la aleación se ve afectada no sólo por las temperaturas de trabajo en caliente en las condiciones de la extrusión en caliente y del forjado en caliente y del tratamiento térmico, pero también por la velocidad de enfriamiento promedio en el procedimiento de enfriamiento después del trabajo en caliente o el tratamiento térmico. Como resultado de un estudio dedicado, se halló que la estructura metalográfica se ve afectada significativamente por la velocidad de enfriamiento en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C en el procedimiento de enfriamiento después del trabajo en caliente o el tratamiento térmico.
(Fusión y colada)
La fusión se realiza a de aproximadamente 950°C a aproximadamente 1200°C, una temperatura que es de aproximadamente 100°C a aproximadamente 300°C mayor que el punto de fusión (temperatura del liquidus) de la aleación según la invención. Una aleación fundida que tiene una temperatura de aproximadamente 900°C a aproximadamente 1100°C, una temperatura que es de aproximadamente 50°C a aproximadamente 200°C mayor que el punto de fusión se somete a colada en un molde predeterminado y se enfría mediante algunos medios de enfriamiento tales como enfriamiento por aire, enfriamiento lento o enfriamiento por agua. Después de que la aleación se solidifique, las fases constituyentes cambian de varias formas.
(Trabajo en caliente)
Los ejemplos de trabajo en caliente incluyen extrusión en caliente, forjado en caliente y laminado en caliente. Cada uno de estos ejemplos de procedimientos se explica a continuación. Por cierto, cuando se realizan dos o más etapas de trabajo en caliente, la etapa final de trabajo en caliente se realiza en las siguientes condiciones.
(1) Extrusión en caliente
En primer lugar, en cuanto a la extrusión en caliente, en una realización preferida, aunque dependiendo de la razón de extrusión (razón de trabajo en caliente) y la capacidad de la instalación, la extrusión en caliente se realiza de modo que la temperatura del material cuando no se está trabajando en caliente, específicamente, inmediatamente después de que el material se haga pasar a través de la hilera de extrusión (temperatura de trabajo en caliente) es mayor de 530°C y menor de 650°C. El límite inferior de la temperatura de extrusión en caliente se refiere a la resistencia a la deformación en caliente, y el límite superior de la misma se refiere a la forma de la fase a. Al controlar la temperatura de extrusión en caliente de modo que esté dentro de un intervalo de temperatura más estrecho, puede obtenerse una estructura metalográfica estable. Cuando la extrusión en caliente se realiza a 650°C o mayor, es probable que la forma de los granos de cristal de la fase a sea acicular en lugar de granular, o es probable que aparezcan granos de cristal de fase a grande que tengan un diámetro de más de 50 |im. Cuando aparecen los granos de cristal de fase a aciculares y grandes, disminuye ligeramente la resistencia, se deteriora ligeramente el equilibrio entre la resistencia y la ductilidad, se deteriora ligeramente la distribución de precipitados que contienen P, y se deteriora ligeramente la maquinabilidad ya que los granos de cristal de fase a grandes que tienen un lado más largo grande impiden el mecanizado. La forma de los granos de cristal de fase a está relacionada con la expresión relacional de composición f1, y cuando la expresión relacional de composición f1 es de 58,0 o menor, la temperatura de extrusión es preferiblemente menor de 625°C. Al realizar la extrusión a una temperatura menor que la temperatura a la que se extruyen las aleaciones de cobre con plomo, puede obtenerse una buena maquinabilidad y alta resistencia.
Además, al ajustar la velocidad de enfriamiento después de la extrusión en caliente, es decir, al realizar el enfriamiento en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C en el procedimiento de enfriamiento
después de la extrusión en caliente a una velocidad de enfriamiento promedio de 50°C/min o menor y preferiblemente 45°C/min o menor, puede obtenerse un material que tenga mejor maquinabilidad. Al limitar la velocidad de enfriamiento promedio hasta 50°C/min o menor, la presencia de compuestos que contienen P puede observarse con un microscopio metalográfico a un aumento de 500 o 1000. Por otro lado, si la velocidad de enfriamiento es excesivamente lenta, es probable que los compuestos que contienen P crezcan más, y puede disminuir el efecto sobre la maquinabilidad. Por tanto, la velocidad de enfriamiento promedio es preferiblemente de 0,1°C/min o mayor y más preferiblemente 0,3°C/min o mayor.
Desde la perspectiva de la viabilidad de la posición de medición, la temperatura de trabajo en caliente se define como la temperatura de un material trabajado en caliente a la que puede realizarse la medición aproximadamente tres o cuatro segundos después de que se complete la extrusión en caliente, el forjado en caliente o el laminado en caliente. La estructura metalográfica se ve afectada por la temperatura inmediatamente después del trabajo donde se produce una gran deformación plástica. La velocidad de enfriamiento promedio después del trabajo en caliente en cuestión es de aproximadamente 50°C/min. Por tanto, el descenso de temperatura durante los de 3 a 4 segundos después del trabajo en caliente se calcula para que sea de aproximadamente 3°C y, por tanto, hay poca influencia.
(2) Forjado en caliente
Como material para forjado en caliente, se usa principalmente un material extruido en caliente, pero también se usa una barra sometida a colada de manera continua. En comparación con la extrusión en caliente, en el forjado en caliente, la velocidad de trabajo es mayor, y se forma una forma más compleja. En algunos casos, puede realizarse una alta deformación hasta un grosor de aproximadamente 3 mm y, por tanto, la temperatura de forjado es alta. En una realización preferida, la temperatura de un material forjado en caliente sobre el que se realiza trabajo plástico para formar una porción principal de un producto forjado, es decir, la temperatura del material aproximadamente tres o cuatro segundos inmediatamente después del forjado (después de completarse el forjado) es preferiblemente mayor de 530°C y menor de 675°C. En una aleación de latón que incluye el 2% en masa de Pb que se usa ampliamente como aleación de latón para el forjado (59Cu-2Pb-resto Zn), el límite inferior de la temperatura de forjado en caliente es de 650°C. La temperatura de forjado en caliente de la invención es más preferiblemente menor de 650°C. El forjado en caliente está relacionado con la expresión relacional de composición f1, y cuando la expresión relacional de composición f1 es de 58,0 o menor, la temperatura de forjado en caliente es preferiblemente menor de 650°C. Aunque dependiendo de la razón de trabajo en forjado en caliente, cuanto menor sea la temperatura, más pequeño será el tamaño de los granos de cristal de fase a, más probablemente cambiará la forma de los granos de cristal de fase a de una forma acicular a una forma granular, mayor será la resistencia, más mejorará el equilibrio entre la resistencia y la ductilidad, y más mejorará la maquinabilidad.
Al ajustar la velocidad de enfriamiento después del forjado en caliente, puede obtenerse un material que tiene diversas características de maquinabilidad. Es decir, se prefiere realizar el enfriamiento después del forjado en caliente con la velocidad de enfriamiento promedio en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C fijado a 50°C/min o menor, o, además, 45°C/min o menor. Al controlar la velocidad de enfriamiento de modo que los compuestos que incluyen principalmente P y Si que tienen un tamaño de partícula de aproximadamente 0,5 a 3 |im y precipitado de Zn en la fase p, puede mejorarse adicionalmente la maquinabilidad de la aleación. Por cierto, el límite inferior de la velocidad de enfriamiento promedio mencionada anteriormente es preferiblemente de 0,1°C/min o mayor y más preferiblemente 0,3°C/min o mayor para impedir que tales compuestos se agranden en el procedimiento de enfriamiento.
(3) Laminado en caliente
En el laminado en caliente, una pieza colada se calienta y se lamina de 5 a 15 veces repetidamente. La temperatura del material tras completarse el laminado en caliente final (la temperatura del material tres o cuatro segundos después de completarse el procedimiento) es preferiblemente mayor de 530°C y menor de 625°C. Después de completarse el laminado en caliente, se enfría el material laminado. En este enfriamiento, como en la extrusión en caliente, la velocidad de enfriamiento promedio en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C es preferiblemente de 0,1°C/min o mayor y 50°C/min o menor. La velocidad de enfriamiento promedio mencionada anteriormente es más preferiblemente de 0,3°C/min o mayor o 45°C/min o menor.
(Tratamiento térmico)
Un tratamiento térmico principal de la aleación de cobre también se denomina recocido. El tratamiento térmico se realiza según sea necesario. Por ejemplo, cuando se fabrica un producto pequeño que no puede producirse mediante extrusión en caliente, el tratamiento térmico se realiza después del estirado en frío o trefilado en frío con el propósito de recristalización, es decir, para ablandar el material. Asimismo, se lamina en frío y se somete a tratamiento térmico el material laminado. En la invención, también se realiza un tratamiento térmico para controlar las cantidades de fase y y fase p.
Cuando se requiere un tratamiento térmico para inducir la recristalización, el material se calienta hasta una
temperatura de 400°C o mayor y 600°C o menor durante de 0,1 a 8 horas. Cuando los compuestos que contienen P no se forman en la etapa anterior, se forman durante el tratamiento térmico. Cuando el tratamiento térmico se realiza a una temperatura mayor de 530°C, los compuestos que contienen P se solubilizan en estado sólido de nuevo y desaparecen. Cuando la temperatura del tratamiento térmico es mayor de 530°C, es necesario realizar el enfriamiento con la velocidad de enfriamiento promedio en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C en el procedimiento de enfriamiento fijado para que sea de 50°C/min o menor y preferiblemente 45°C/min o menor de modo que se formen los compuestos que contienen P. El límite inferior de la velocidad de enfriamiento promedio es preferiblemente de 0,1°C/min o mayor.
(Etapa de trabajo en frío)
En el caso de una barra extruida en caliente, el trabajo en frío puede realizarse sobre un material extruido en caliente para obtener una alta resistencia, para mejorar la precisión dimensional, o para enderezar (reducir el grado de flexión) una barra extruida o un material enrollado. Por ejemplo, se realiza estirado en frío a una razón de trabajo de aproximadamente el 2% a aproximadamente el 30% sobre un material extruido en caliente, y se realizan opcionalmente corrección de rectitud y recocido a baja temperatura.
Si el material es una barra delgada, un alambre o un material laminado, se realizan repetidamente trabajo en frío y un tratamiento térmico. Después del tratamiento térmico, se realizan el trabajo en frío, la corrección de rectitud y/o el recocido a baja temperatura de modo que la razón de trabajo final alcanza del 0% a aproximadamente el 30%. Una ventaja del trabajo en frío es que la resistencia de la aleación puede aumentarse mediante el procedimiento. Al realizar una combinación de trabajo en frío y tratamiento térmico en un material trabajado en caliente, no importa qué etapa se realiza en primer lugar, pueden equilibrarse bien la alta resistencia, la ductilidad y la resistencia al impacto, y pueden obtenerse las propiedades demandadas por las respectivas aplicaciones en las que la resistencia, la ductilidad y/o la tenacidad se consideran importantes. La influencia del trabajo en frío sobre la maquinabilidad está limitada.
(Recocido a baja temperatura)
En el caso de barras, alambres, productos forjados y materiales laminados, para los propósitos principales de la retirada de tensión residual, la corrección de una barra (rectitud de una barra), y el ajuste y la mejora de la estructura metalográfica, se realiza algunas veces el recocido a baja temperatura a una temperatura igual a o menor de la temperatura de recristalización en la etapa final. En el caso de la invención, para distinguir el recocido a baja temperatura del tratamiento térmico descrito anteriormente, el recocido a baja temperatura se define como un procedimiento que induce la recristalización donde la porción recristalizada en la estructura metalográfica es menor del 50%. El recocido a baja temperatura se realiza con una temperatura de mantenimiento de 250°C o mayor y 430°C o menor y un tiempo de mantenimiento de 10 minutos a 200 minutos. Los límites inferiores de temperatura y tiempos son aquellos en los que puede eliminarse suficientemente la tensión residual. Además, pueden obtenerse barras con excelente rectitud disponiendo las barras en un molde cuya sección transversal tiene un rebaje y la superficie inferior es lisa y plana, por ejemplo, un molde de acero que tiene una anchura de aproximadamente 500 mm, una altura de aproximadamente 300 mm, un grosor de aproximadamente 10 mm, y una longitud de aproximadamente 4000 mm (la profundidad del rebaje se refiere a (altura) -(grosor)), y manteniendo las barras a una temperatura de 250°C o mayor y 430°C o menor durante de 10 minutos a 200 minutos. Cuando la temperatura se representa por T °C y el tiempo se representa port min, se prefiere que 300 < expresión condicional de recocido f7 = (T - 200) x (t)1/2 < 2000. Cuando la expresión condicional de recocido f7 es menor de 300, la retirada de tensión residual o corrección de rectitud es insuficiente. Cuando la expresión condicional de recocido f7 es mayor de 2000, la resistencia del material disminuye debido a la recristalización. La expresión condicional de recocido f7 es preferiblemente de 400 o mayor y 1600 o menor. Independientemente de la velocidad de enfriamiento en la etapa anterior, cuando la expresión condicional de recocido f7 es de 400 o mayor, los compuestos que incluyen P fino se forman durante el recocido a baja temperatura. Además, aunque dependiendo de la composición de la aleación, cuando un material se mantiene a una temperatura de 250°C o mayor y 430°C o menor durante de 10 minutos a 200 minutos, puede precipitar fase y fina en la fase p o en un límite de fases entre la fase p y la fase a, haciendo que las virutas generadas por el taladrado se vuelvan finas. Sin embargo, la maquinabilidad puede deteriorarse puesto que la cantidad de fase p disminuye a media que aumenta la cantidad de fase y. Además, cuando la cantidad de fase y es excesivamente grande, la mejora de la maquinabilidad se satura, lo que provoca que se deteriore la ductilidad. Por tanto, es necesario prestar atención a las expresiones relacionales de estructura metalográfica f2 a f5 y la expresión relacional de estructura metalográfica y composición f5A.
Mediante el uso del método de producción mencionado anteriormente, se produce la aleación de cobre de fácil corte según la presente invención.
La etapa de trabajo en caliente, la etapa de tratamiento térmico (también denominado “recocido”), y la etapa de recocido a baja temperatura son etapas de calentamiento de la aleación de cobre. Las etapas de producción básicas se funden y se someten a colado, trabajo en caliente (extrusión, forjado, laminado), trabajo en frío (trefilado, estirado, laminado), corrección de rectitud y recocido a baja temperatura, pero no pueden incluirse la corrección de rectitud,
trabajo en frío o recocido a baja temperatura. La corrección de rectitud se realiza normalmente en un estado frío y, por tanto, también se denomina “trabajo en frío”. Las etapas para barras delgadas que tiene un diámetro de ^5 a 7 mm, alambres y chapas que tienen un grosor de 8 mm o menos pueden incluir un tratamiento térmico. El tratamiento térmico se realiza principalmente después del trabajo en frío, y se repiten el tratamiento térmico y el trabajo en frío según las dimensiones finales. Cuanto más pequeño es el diámetro del producto final y más delgado es el producto final, más importa la trabajabilidad en frío, volviéndose tan importante como o más importante que la maquinabilidad. El tratamiento térmico puede realizarse antes del trabajo en frío después del trabajo en caliente.
Se realiza una etapa de recocido a baja temperatura después de la etapa final entre una etapa de trabajo en caliente, una etapa de trabajo en frío, una etapa de corrección de rectitud y una etapa de recocido. Cuando se realiza una etapa de recocido a baja temperatura, se realiza normalmente una etapa de recocido entre las etapas de trabajo. Puede decirse que una etapa de recocido a baja temperatura se realiza después de la etapa de trabajo final entre una etapa de trabajo en caliente, una etapa de trabajo en frío y una etapa de corrección de rectitud.
Específicamente, los siguientes son ejemplos de combinaciones de etapas de producción. Puede realizarse laminado en caliente en lugar de extrusión en caliente.
(1) Extrusión en caliente y recocido a baja temperatura
(2) Extrusión en caliente, trabajo en frío (estirado, trefilado, laminado) y recocido a baja temperatura
(3) Extrusión en caliente, trabajo en frío (estirado, trefilado, laminado), corrección de rectitud y recocido a baja temperatura
(4) Extrusión en caliente, repetición de trabajo en frío (trefilado, laminado) y recocido, trabajo en frío y recocido a baja temperatura
(5) Extrusión en caliente, repetición de trabajo en frío (trefilado en frío, laminado) y recocido, trabajo en frío, corrección de rectitud y recocido a baja temperatura
(6) Extrusión en caliente, recocido, trabajo en frío (estirado, trefilado, laminado) y recocido a baja temperatura (7) Extrusión en caliente, recocido, trabajo en frío (estirado, trefilado, laminado), corrección de rectitud y recocido a baja temperatura
(8) Extrusión en caliente, recocido, repetición de trabajo en frío (estirado, trefilado, laminado) y recocido, trabajo en frío y recocido a baja temperatura
(9) Extrusión en caliente, recocido, repetición de trabajo en frío (estirado, trefilado, laminado) y recocido, trabajo en frío, corrección de rectitud y recocido a baja temperatura
(10) Extrusión en caliente, estirado en frío, corrección de rectitud (puede no realizarse corrección de rectitud), forjado en caliente y recocido a baja temperatura
(11) Extrusión en caliente, corrección de rectitud, forjado en caliente y recocido a baja temperatura
(12) Extrusión en caliente, forjado en caliente y recocido a baja temperatura
(13) Colada, forjado en caliente y recocido a baja temperatura
(14) Colada, corrección de rectitud, forjado en caliente y recocido a baja temperatura
En la aleación de fácil corte según la presente invención que tiene la constitución descrita anteriormente, puesto que la composición de la aleación, la expresión relacional de composición f1, la estructura metalográfica, las expresiones relacionales de estructura metalográfica f2 a f5, y la expresión relacional de estructura metalográfica y composición f5A se definen tal como se describió anteriormente, incluso aunque el contenido de Pb sea bajo, puede obtenerse una excelente maquinabilidad, y pueden obtenerse una excelente trabajabilidad en caliente, alta resistencia, y un buen equilibrio entre resistencia y ductilidad.
Anteriormente en el presente documento, se han descrito las realizaciones de la presente invención. Sin embargo, la presente invención no se limita a las realizaciones, y pueden realizarse modificaciones apropiadas dentro de un intervalo que no se aparte de los requisitos técnicos de la presente invención tal como se define en las reivindicaciones.
Ejemplos
A continuación, en el presente documento, se describirán los resultados de los experimentos que se realizaron para verificar los efectos de la invención. Los siguientes ejemplos tienen el propósito de explicar los efectos de la invención. Los elementos constituyentes, los procedimientos y las condiciones descritos en los ejemplos no limitan los intervalos técnicos de la invención que se define por las reivindicaciones adjuntas.
Usando un horno de fusión de baja frecuencia y una máquina de colada semicontinua que se usan en la línea de producción real, se realizó una producción de prueba de aleaciones de cobre.
Además, usando una instalación de laboratorio, se realizó una producción de prueba de aleaciones de cobre.
Las tablas 8 a 11 muestran las composiciones de las aleaciones. Además, las tablas 12 a 18 muestran las etapas de producción. Las respectivas etapas de producción son las siguientes.
(Etapas n.os A0 a A6, A10, AH1 y AH2)
Tal como se muestra en la tabla 12, usando el horno de fusión de baja frecuencia y la máquina de colada semicontinua en la línea de producción real, se produjo una barra lingote de sección cuadrada que tenía un diámetro de 240 mm. Para las materias primas, se usaron las correspondientes a las usadas para la producción comercial. Se cortó la barra lingote de sección cuadrada para dar una longitud de 800 mm y se calentó. Usando una máquina de extrusión en caliente que tenía una capacidad oficialmente anunciada de 3000 toneladas, se extruyeron dos barras redondas que tenían un diámetro de 25,6 mm. Se enfriaron las barras extruidas a varias velocidades de enfriamiento diferentes en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C. Se midió la temperatura usando un termómetro de radiación principalmente en un periodo desde la etapa intermedia hasta la etapa final del procedimiento de extrusión en caliente aproximadamente tres o cuatro segundos después de que las barras salieran de la máquina de extrusión. Para la medición de temperatura durante la extrusión en caliente, el forjado en caliente y el laminado en caliente descrita a continuación, se usó el dispositivo IGA 8Pro/MB20, un termómetro de radiación fabricado por Luma Sense Technologies Inc.
Se verificó que la temperatura promedio del material extruido estaba dentro de ±5°C de la temperatura mostrada en la tabla 12 (en un intervalo de (la temperatura mostrada en la tabla) - 5°C a (la temperatura mostrada en la tabla) 5°C).
En las etapas n.os A0, A1, A2, A4 y AH2, la temperatura de extrusión fue de 590°C. En la etapa n.° A3, la temperatura de extrusión fue de 635°C. En la etapa n.° AH1, la temperatura de extrusión fue de 680°C. La velocidad de enfriamiento promedio en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C después de la extrusión en caliente fue de 45°C/min en la etapa n.° A2 y fue de 65°C/min en la etapa n.° AH2. En las etapas distintas de las etapas n.os A2 y AH2, la velocidad de enfriamiento promedio fue de 25°C/min.
Después de completarse la extrusión en caliente, en la etapa n.° A0, se realizó corrección de rectitud en un estado frío. Durante la corrección de rectitud, la razón de trabajo en frío fue del 0% en efecto. En la etapa n.° A4, la razón de estirado fue del 8,4%. En las etapas distintas de las etapas n.os A0 y A4, se estiró en frío el material extruido que tiene un diámetro de 25,6 mm hasta un diámetro de 25,0 mm (razón de trabajo: 4,7%). Además, en las etapas n.os A5 y A6, se usó el material de la etapa n.° A1. Se colocaron los materiales en un molde para realizar un recocido a baja temperatura a 275°C durante 100 minutos y a 410°C durante 50 minutos, respectivamente. En la etapa n.° A10, se extruyó en caliente el material hasta un diámetro de 45 mm a 575°C y se enfrió a una velocidad de enfriamiento promedio de 20°C/min en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C. También se usó la etapa n.° A10 para un experimento de forjado.
En este caso, con respecto al material sobre el que se realizó recocido a baja temperatura, se calculó la expresión condicional de recocido f7 mostrada a continuación.
f7 = (T - 200) x ( t ) 1/2
T: temperatura (temperatura del material) (°C)
t: tiempo de calentamiento (min)
Además, se realizó recocido a baja temperatura sobre barras dispuestas (apiladas en cuatro niveles) en un molde de acero que tenía una sección transversal rebajada, una anchura de 500 mm, una altura de 300 mm, un grosor de 10 mm y una longitud de 4000 mm. A continuación, se realizó recocido a baja temperatura y se midió la flexión de las barras.
Todos los resultados de medición de flexión fueron buenos, siendo de 0,1 mm o menos para un metro de las barras de muestra obtenidas al realizar las etapas n.os A5 y A6 y la etapa n.° B6 descritas a continuación sobre la aleación n.° S01.
(Etapas n.os B1 a B7, BH1 y BH2)
Tal como se muestra en la tabla 13, usando una instalación en la línea de producción real, en las etapas n.os B1 a B7, BH1 y BH2, los materiales de prueba se extruyeron en caliente hasta un diámetro de 20,0 mm y se estiraron en frío hasta un diámetro de 19,03 mm en las etapas distintas de las etapas n.os B5 y B7. En la etapa n.° B5, el material se estiró en frío hasta un diámetro de 18,5 mm. En las etapas n.os b 1, B2, B5, B6 y B7, la temperatura de extrusión fue de 610°C. Se realizó extrusión en caliente a 580°C en las etapas n.os B3 y Bh2, a 640°C en la etapa n.° B4 y a 680°C en la etapa n.° BH1. La velocidad de enfriamiento promedio en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C después de la extrusión en caliente fue de 55°C/min en la etapa n.° BH2 y fue de 0,2°C/min en la etapa n.° B2. En las otras etapas, se realizó enfriamiento a una velocidad de enfriamiento promedio de 38°C/min. En la etapa n.° B6, se usó el material de la etapa n.° B1 y se colocó en un molde y se realizó recocido a baja temperatura a 310°C durante 100 minutos. A la etapa n.° E le siguió la etapa n.° B7.
(Etapas n.os C1 a C3, C10, CH1 y CH2)
Tal como se muestra en la tabla 14, en un laboratorio, se fundieron las materias primas mezcladas a una razón de componentes predeterminada. También se prepararon materiales de prueba a los que se añadieron de manera intencionada elementos de impurezas inevitables. Se sometió a colada la aleación fundida en un molde que tenía un diámetro de 100 mm y una longitud de 180 mm para preparar una barra lingote de sección cuadrada (aleaciones n.os S51 a S68 y S70 a S82). Se obtuvo una aleación fundida a partir de un horno de fusión en la línea de producción real, y se añadieron de manera intencionada y adicional impurezas tales como Fe o Sn a la aleación fundida. Se vertió esta aleación fundida en un molde que tenía un diámetro de 100 mm y una longitud de 180 mm para someter a colada una barra lingote de sección cuadrada (aleaciones n.os S11 a S17). La concentración de las impurezas tales como Fe o Sn que se añadieron de manera intencionada fue menor que o igual a la de un latón disponible comercialmente que incluye Pb.
Se calentó esta barra lingote de sección cuadrada y se extruyó para dar una barra redonda que tenía un diámetro de 22 mm. En las etapas n.os C1, C3 y CH2, la temperatura de extrusión fue de 595°C. En la etapa n.° C2, la temperatura de extrusión fue de 635°C. En la etapa n.° CH1, la temperatura de extrusión fue de 675°C. La velocidad de enfriamiento promedio en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C después de la extrusión en caliente fue de 72°C/min en la etapa n.° CH2 y fue de 30°C/min en las etapas n.os C1, C2, C3 y CH1. A continuación, se realizó corrección de rectitud (razón de trabajo: 0%) sobre las barras cuya rectitud era mala, pero no sobre las que presentaban una buena rectitud. En la etapa n.° C3, se usó la barra de la etapa n.° C1 y se realizó recocido a baja temperatura a 320°C durante 60 minutos sin colocar la barra en una forma de molde.
En la etapa n.° C10, se preparó un material de forjado al extruir una barra hasta un diámetro de 45 mm a una temperatura de extrusión de 575°C y enfriar la barra a una velocidad de enfriamiento promedio de 20°C/min.
Se prepararon las aleaciones A a F anteriormente descritas usando el método de la etapa C. La temperatura de extrusión para las aleaciones A y D fue de 750°C, la temperatura de extrusión para las otras aleaciones, las aleaciones B, C, E y F, fue de 635°C y la velocidad de enfriamiento promedio en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C después de la extrusión fue de 30°C/min. Se sometieron a tratamiento térmico todas las aleaciones A a F a 500°C durante 2 horas después de la extrusión para ajustar la estructura metalográfica. Como material comparativo, se usó C3771, un latón para forjado que incluye el 2% en masa de Pb, y como aleación H, se usó un material disponible comercialmente.
(Etapa D)
En la etapa n.° D, se obtuvo una aleación fundida a partir de un laboratorio y otra a partir de un horno de fusión en la línea de producción real. Se sometieron a colada en un molde de metal que tenía un diámetro interno de 45 mm. Se enfriaron las aleaciones fundidas a una velocidad de enfriamiento promedio de 40°C/min en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C en el procedimiento de enfriamiento, y se obtuvieron materiales para el forjado de la etapa n.° F.
(Etapa E)
Tal como se muestra en la tabla 16, la etapa n.° E es una etapa que incluye recocido. La etapa n.° E es una etapa de preparación de principalmente barras delgadas que tienen un diámetro de, por ejemplo, 7 mm o menos. Sin embargo, dado que la prueba de mecanizado no pudo realizarse sobre una barra delgada, en su lugar se usó una barra extruida que tenía un diámetro grande para las pruebas.
En la etapa n.° E1, se estiró en frío un material que tenía un diámetro de 20 mm obtenido en la etapa n.° B7 hasta un diámetro de 16,7 mm, se sometió a tratamiento térmico a 480°C durante 60 minutos y se estiró en frío hasta un diámetro de 16 mm.
En la etapa n.° E2, se estiró en frío un material que tenía un diámetro de 22 mm obtenido en la etapa n.° C1 hasta un
diámetro de 18,4 mm, se sometió a tratamiento térmico a 450°C durante 90 minutos y se estiró en frío hasta un diámetro de 17,7 mm.
(Etapas n.os F1 a F5, FH1 y FH2)
Tal como se muestra en la tabla 17, se cortó una barra redonda que tenía un diámetro de 45 mm obtenida en las etapas n.os A10, C10 y D hasta una longitud de 180 mm. Se colocó horizontalmente la barra redonda y se forjó hasta un grosor de 16 mm usando una máquina de prensado que tenía una capacidad de prensado de forjado en caliente de 150 toneladas. Aproximadamente tres o cuatro segundos inmediatamente después del forjado en caliente del material hasta un grosor predeterminado, se midió la temperatura usando un termómetro de radiación y un termómetro de contacto. Se verificó que la temperatura de forjado en caliente (temperatura de trabajo en caliente) estaba dentro de ±5°C de la temperatura mostrada en la tabla 17 (dentro de un intervalo desde (la temperatura mostrada en la tabla) - 5°C hasta (la temperatura mostrada en la tabla) 5°C).
En las etapas n.os F1, F2, F3, F5, FH1 y FH2, las temperaturas de forjado en caliente fueron de 660°C, 640°C, 615°C, 620°C, 685°C y 615°C, respectivamente. La velocidad de enfriamiento promedio en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C se ajustó a 63°C/min en la etapa n.° FH2. En las otras etapas, se realizó enfriamiento a una velocidad de enfriamiento promedio de 28°C/min. En la etapa F, se obtuvo un producto forjado que se dejó tal cual se forjó en caliente sin realizar corrección de rectitud (trabajo en frío). En la etapa n.° F4, se realizó recocido a baja temperatura sobre el producto forjado obtenido en la etapa n.° F3 a 29o°C durante 100 minutos.
Se cortó el material forjado en caliente y se proporcionó para las pruebas y experimentos de mecanizado para investigar las características mecánicas.
(Etapa R)
En la etapa n.° R1, se vertió una parte de la aleación fundida a partir de un horno de fusión en la línea de producción real en un molde de colada que tenía una sección transversal de 35 mm * 70 mm. Tal como se muestra en la tabla 18, se mecanizó la superficie de la pieza colada hasta dimensiones de 32 mm * 65 mm * 200 mm y se calentó la pieza colada hasta 650°C, luego se realizaron dos pases de laminado en caliente sobre la pieza colada hasta un grosor de 15 mm. Aproximadamente tres o cuatro segundos después de completarse el laminado en caliente final, la temperatura del material fue de 560°C, y se enfrió el material a una velocidad de enfriamiento promedio de 20°C/min en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C. Se laminó en frío la chapa laminada obtenida hasta un grosor de 10 mm, se sometió a tratamiento térmico a 480°C durante 60 minutos usando un horno eléctrico y, posteriormente, se realizó de nuevo laminado en frío hasta un grosor de 9 mm.
Se evaluaron los materiales de prueba anteriormente descritos para determinar los siguientes. Los resultados de evaluación se muestran en las tablas 19 a 31.
(Observación de la estructura metalográfica)
Se observó la estructura metalográfica usando el siguiente método, luego se midieron las razones de área (%) de las respectivas fases tales como la fase a, la fase p, la fase y, la fase k y la fase |i mediante análisis de imágenes. Se supuso que se incluyeron la fase a', la fase p' y la fase y' en la fase a, la fase p y la fase y, respectivamente.
Se cortó cada uno de los materiales de prueba (barras y productos forjados) en paralelo a su lado largo o en paralelo a la dirección de flujo de la estructura metalográfica. A continuación, se sometió la superficie a pulido (pulido espejo) y a ataque químico con una disolución mixta de peróxido de hidrógeno y agua amoniacal. Para el ataque químico, se usó una disolución acuosa obtenida al mezclar 3 ml de agua con peróxido de hidrógeno al 3% en volumen y 22 ml de agua amoniacal al 14% en volumen. A una temperatura ambiente de aproximadamente 15°C a aproximadamente 25°C, se sumergió la superficie metálica pulida en la disolución acuosa durante de aproximadamente 2 segundos a aproximadamente 5 segundos.
Se observó la estructura metalográfica con un microscopio metalográfico a un aumento de 500 veces para obtener las proporciones de las respectivas fases y comprobar si estaba presente o no cualquier compuesto que contiene P. En función del estado de la estructura metalográfica, se comprobaron las fases y los compuestos que contienen P a un aumento de 1000x. En micrografías de cinco campos visuales, se pintaron manualmente las respectivas fases (fase a, fase p, fase y, fase k y fase |i) usando el software de procesamiento de imágenes “Photoshop CC”. A continuación, se binarizaron las micrografías usando el software de análisis de imágenes “WinROOF 2013” para obtener las razones de área de las respectivas fases. Específicamente, se calculó la razón de área promedio de cada una de las fases en los cinco campos visuales para obtener la proporción de cada fase. En este cálculo de razón de área, la suma de la razón de área de todas y cada una de las fases constituyentes, excluyendo precipitados (se excluyen los compuestos que contienen P), óxidos, sulfuros y partículas cristalizadas, constituye el 100%.
Luego se observaron los compuestos que contienen P. El tamaño mínimo de una partícula precipitada de un compuesto que contiene P que puede observarse a 500x con un microscopio metalográfico es de aproximadamente 0,5 |jm. En primer lugar, se determinó si estaba presente o no cualquier compuesto que contiene P por los precipitados que podían observarse con un microscopio metalográfico con un aumento de 50o veces y distinguirse y reconocerse con un microscopio metalográfico con un aumento de 1000 veces, de la misma manera que cuando se observó la proporción de las fases. Cuando se confirmó la presencia de compuestos que contienen P con un microscopio metalográfico en estas condiciones de observación, se evaluó la presencia de compuestos que contienen P como “o” (buena). Aunque depende del contenido de P y las condiciones de producción, hubo una muestra en la que estaban presentes de varios a varios cientos de compuestos que contienen P en un campo visual del microscopio. Dado que la mayoría de los compuestos que contienen P estaban presentes en la fase p, se supuso que estaban incluidos en la fase p. Además, cuando estaban presentes compuestos que contienen P en la fase a, aunque fuese poco habitual, se supuso que tales compuestos que contienen P estaban incluidos en la fase a. Además, a veces la fase y que tiene un tamaño de menos de 0,5 jm estaba presente en la fase p. Las fases que tienen un tamaño de menos de 0,5 jm no pueden identificarse con un microscopio metalográfico a un aumento de 500 veces, o en algunos casos, incluso un aumento de 1000 veces. Por tanto, en la invención, la ultrafina fase y se trató como fase p. Cuando se observa con un microscopio metalográfico, un compuesto que contiene P aparece como gris negruzco. Por tanto, es distinguible de un precipitado o un compuesto formado por Mn o Fe que aparece como azul claro.
Es necesario determinar si un grano de fase a es acicular. Por consiguiente, se evaluó la forma de la fase a de la siguiente manera.
Si un grano de cristal de fase a tiene una razón lado más largo / lado más corto que supera 4, se definió que el grano de cristal de fase a era acicular (elíptico). Si la razón lado más largo / lado más corto era de 4 o menos, se definió que el grano de cristal de fase a era granular. Durante la observación de la estructura metalográfica, se investigó la proporción del número de granos de cristal de fase a granulares con respecto a la totalidad de fase a. Cuando la proporción de granos de cristal de fase a granulares era menor del 50%, se evaluó como “* ” (mala). Cuando la proporción de granos de cristal de fase a granulares era del 50% o mayor y menor del 75%, se evaluó como “A” (razonable). Cuando la proporción de granos de cristal de fase a granulares era del 75% o mayor, se evaluó como “o” (buena). La forma de los granos de cristal de fase a afecta a las características mecánicas y a la maquinabilidad, y cuanto mayor sea el número de granos de cristal de fase a granulares, mejores serán las características mecánicas y la maquinabilidad.
Específicamente, la razón de área de cada una de las fases y si estaban presentes los compuestos se evaluaron usando una imagen que se imprimió en un tamaño de aproximadamente 70 mm * aproximadamente 90 mm.
Cuando era difícil identificar las fases y los precipitados, se identificaron mediante un método de patrón de difracción de electrones por retrodispersión (FE-SEM-EBSP) en el que se usó un dispositivo de EDS equipado con un microscopio electrónico de barrido de emisión de campo (FE-SEM) (JSM-7000F, fabricado por j Eo L Ltd.), y se observaron las fases y los precipitados a un aumento de 500 veces o 2000 veces en las condiciones de una tensión de aceleración de 15 kV y un valor de corriente de 15 (valor de consigna).
Además, con respecto a algunas aleaciones, cuando se midió la concentración de Si en la fase a, la fase p, la fase y (en particular, la fase p) y cuando era difícil determinar la presencia de compuesto que contiene P, principalmente se realizó un análisis cuantitativo o análisis cualitativo con un microanalizador de rayos X sobre una imagen electrónica secundaria y una imagen composicional tomadas a un aumento de 2000 veces. La medición se realizó usando un dispositivo “JXA-8230” (fabricado por JEOL Ltd.) en las condiciones de una tensión de aceleración de 20 kV y un valor de corriente de 3,0*10-8 A. En la investigación usando el microscopio electrónico, cuando se observaron compuestos que contienen P, la aleación se evaluó como “A” (razonable) en cuanto a la presencia de compuesto que contiene P. Cuando no se observó compuesto que contiene P, la aleación se evaluó como “* ” (mala) en cuanto a la presencia de compuesto que contiene P. Las evaluadas como “A” (razonable) con respecto a la presencia de “compuesto que contiene P” definido por la invención también son aceptables en la invención. En la tabla, los resultados de evaluación con respecto a la presencia de compuestos que contienen P se muestran en la fila “Compuesto de P”.
(Conductividad eléctrica)
Para la medición de la conductividad eléctrica, se usó un dispositivo de medición de conductividad eléctrica (SIGMATEST D2.068, fabricado por Foerster Japan Ltd.). En esta memoria descriptiva, se pretende que los términos “conductividad eléctrica” y “conducción eléctrica” tengan el mismo significado. Además, conductividad térmica y conductividad eléctrica tienen una fuerte relación. Por tanto, cuanto mayor sea la conductividad eléctrica, mejor será la conductividad térmica.
(Resistencia a la tracción / alargamiento)
Se procesó cada uno de los materiales de prueba según la muestra n.° 10 de la norma JIS Z 2241, y se midieron su resistencia a la tracción.
Si un material extruido en caliente o un material forjado en caliente que no se ha sometido a ninguna etapa de trabajo en frío presenta una resistencia a la tracción de preferiblemente 450 N/mm2 o mayor, más preferiblemente 490 N/mm2 o mayor y todavía más preferiblemente 520 N/mm2 o mayor, se considera que el material presenta el nivel más alto de resistencia a la tracción entre las aleaciones de cobre de fácil corte. Como resultado, puede lograrse una reducción en el grosor y el peso de partes y componentes usados en diversos campos o un aumento en la tensión permisible. Además, con respecto al equilibrio entre la resistencia y el alargamiento, cuando la resistencia a la tracción está representada por S (N/mm2) y el alargamiento está representado por E (%), si el valor de la expresión relacional de característica f6 = S * (100 E) / 100 que indica el equilibrio entre la resistencia y la ductilidad es preferiblemente 590 o mayor, más preferiblemente 620 o mayor y todavía más preferiblemente 650 o mayor, puede decirse que la aleación presenta un estándar muy alto de equilibrio entre la resistencia y el alargamiento entre las aleaciones de cobre trabajadas en caliente.
<Prueba de maquinabilidad usando un torno>
Se evaluó la maquinabilidad mediante la prueba de mecanizado usando un torno tal como se describe a continuación.
Se mecanizó una barra extruida en caliente o un producto forjado en caliente para preparar un material de prueba que tenía un diámetro de 14 mm. Se unió una herramienta de carburo (chip) K10 no equipada con un triturador de virutas a un torno. Usando este torno, se mecanizó la circunferencia del material de prueba que tenía un diámetro de 14 mm en condiciones en seco y en las condiciones de ángulo de desprendimiento: 0°, radio de punta: 0,4 mm, ángulo de incidencia: 6°, velocidad de corte: 40 m/min, profundidad de corte: 1,0 mm y tasa de alimentación: 0,11 mm/rev.
Una señal emitida desde un dinamómetro (dinamómetro de herramienta AST AST-TL1003, fabricado por Mihodenki Co., Ltd.) compuesto por tres porciones unidas a la herramienta se convirtió eléctricamente en una señal de tensión y se registró en un registrador. A continuación, estas señales se convirtieron en resistencia al corte (fuerza de corte principal, fuerza de alimentación, fuerza de empuje, N). En la prueba de mecanizado, para suprimir la influencia del desgaste sobre la pieza de inserción, se midió cada muestra cuatro veces alternando A ^ B ^ C ^ ... C ^ B ^ A dos veces. La resistencia al corte puede obtenerse a partir de la siguiente expresión.
Resistencia al corte (fuerza combinada que comprende fuerza de corte principal, fuerza de alimentación y fuerza de empuje) = ((fuerza de corte principal)2 (fuerza de alimentación)2 (fuerza de empuje)2)1/2
Se midió cada muestra cuatro veces, y se adoptó el valor promedio de las mismas. Suponiendo que la resistencia al corte de una barra de latón de fácil corte disponible comercialmente, C3604, preparada a partir de una aleación que incluye el 59% en masa de Cu, el 3% en masa de Pb, el 0,2% en masa de Fe, el 0,3% en masa de Sn y siendo el resto Zn, era de 100, se calculó un valor relativo de la resistencia al corte (índice de maquinabilidad) de cada muestra para su evaluación relativa. Cuanto mayor sea el índice de maquinabilidad, mejor será la maquinabilidad. Adicionalmente, “tres componentes de fuerza” se refiere a la fuerza combinada que comprende fuerza de corte principal, fuerza de alimentación y fuerza de empuje, que representa el índice de maquinabilidad.
El índice de maquinabilidad se calculó de la siguiente manera.
Índice que representa los resultados de la prueba de mecanizado realizada sobre una muestra (índice de maquinabilidad) = (resistencia al corte de C3604 / resistencia al corte de la muestra) * 100
Simultáneamente, se recogieron virutas y se evaluó la maquinabilidad basándose en la forma de viruta. Problemas que se producen en el mecanizado real son el atrapamiento de las virutas alrededor de la herramienta y la aglomeración de virutas. Por tanto, con respecto a la forma de viruta, cuando la longitud promedio de las virutas generadas era menor de 5 mm, se evaluó como “o” (buena). Cuando la longitud promedio de las virutas generadas era de 5 mm o más y menor de 15 mm, se evaluó como “A” (razonable), que determina que pudo realizarse mecanizado, aunque pudo haber algunos problemas prácticos. Cuando la longitud promedio de las virutas generadas era de 15 mm o más largas, se evaluó como “* ” (malas). Las virutas generadas al comienzo del mecanizado se excluyeron del sujeto de la evaluación.
La resistencia al corte depende de la resistencia a la cizalladura y la resistencia a la tracción del material, y existe la tendencia de que cuanto más alta sea la resistencia del material, más alta será la resistencia al corte. En el caso de un material de alta resistencia, si la resistencia al corte es aproximadamente un 40% mayor que la de una barra de latón de fácil corte que incluye del 1% al 4% en masa de Pb, se considera que la resistencia al corte es prácticamente buena. En la invención, la resistencia a la cizalladura del material extruido es de aproximadamente 1,2 a 1,3 veces la de C3604, un latón de fácil corte que incluye el 3% en masa de Pb. Por tanto, en la evaluación de
la maquinabilidad de la invención, se aplicó un índice de maquinabilidad de aproximadamente 70 como índice de maquinabilidad convencional (valor límite). Específicamente, cuando el índice de maquinabilidad era de 80 o mayor, la maquinabilidad se evaluó como excelente (símbolo de evaluación: “@”). Cuando el índice de maquinabilidad era de 70 o mayor y menor de 80, la maquinabilidad se evaluó como buena (símbolo de evaluación: “o”). Cuando el índice de maquinabilidad era de 63 o mayor y menor de 70, la maquinabilidad se evaluó como razonable (símbolo de evaluación: “A”). Cuando el índice de maquinabilidad era menor de 63, la maquinabilidad se evaluó como mala (símbolo de evaluación: “* ”).
Si la resistencia de la aleación es equivalente, existe una correlación entre la forma de viruta y el índice de maquinabilidad. Cuando el índice de maquinabilidad es alto, la capacidad de rotura de virutas tiende a ser buena, y esta correlación puede expresarse numéricamente.
Cuando la trabajabilidad en frío es importante, es necesario que los resultados de evaluación con respecto a la viruta y la resistencia al corte sean al menos “razonables”.
Adicionalmente, el índice de maquinabilidad de una aleación que comprende el 58,1% en masa de Cu, el 0,01% en masa de Pb y siendo el resto Zn, que es una aleación de cobre de fácil corte que tiene una alta concentración de Zn y que incluye el 0,01% en masa de Pb y aproximadamente el 50% de fase p, fue de 39, y la longitud de viruta fue más larga de 15 mm. Asimismo, el índice de maquinabilidad de una aleación que comprende el 55% en masa de Cu, el 0,01% en masa de Pb y siendo el resto Zn, que es una aleación de cobre de fase única p que no incluye Si y que incluye el 0,01% en masa de Pb, fue de 41, y la longitud de viruta fue más larga de 15 mm.
En la prueba n.° T202 (aleación n.° S52), se incluyó el 0,076% en masa de P, se realizó extrusión en caliente a 590°C y estaban presentes compuestos que contienen P. El aspecto externo de las virutas generadas en la prueba n.° T202 (aleación n.° S52) se muestra en la figura 2A. Además, en la prueba n.° T303 (aleación n.° S71), el contenido de P fue del 0,001% en masa o menor, se realizó extrusión en caliente a 595°C y no pudo confirmarse la presencia de compuestos que contienen P con un microscopio metalográfico o un microscopio electrónico. El aspecto externo de las virutas generadas en la prueba n.° T303 (aleación n.° S71) se muestra en la figura 2B.
La longitud promedio de las virutas generadas en la prueba n.° T202 (aleación n.° S52), que incluye P y en la que se observaron compuestos que contienen P, fue de 1 mm, y las virutas se rompieron finamente. Por otro lado, en la prueba n.° T303 (aleación n.° S71) en la que el contenido de P fue del 0,001% en masa y no se observó compuesto que contiene P, la longitud de viruta fue mayor de 15 mm y las virutas eran continuas.
<Prueba de taladrado>
Mediante el uso una máquina de taladrado con un taladro según la norma JIS fabricado de acero de alta velocidad que tiene un diámetro de 3,5 mm unido, se taladraron orificios de 10 mm de profundidad en condiciones en seco a una velocidad de rotación de 1250 rpm y una tasa de alimentación de 0,17 mm/rev. Se midieron la fluctuación de tensión en una dirección circunferencial y una dirección axial durante el taladrado usando un dinamómetro de herramienta AST, y se calcularon el par y el empuje durante el taladrado. Se midió cada muestra cuatro veces, y se adoptó el valor promedio de las mismas. Suponiendo que el par y el empuje de C3604, una barra de latón de fácil corte disponible comercialmente que comprende el 59% en masa de Cu, el 3% en masa de Pb, el 0,2% en masa de Fe, el 0,3% en masa de Sn y siendo el resto Zn, fue de 100, se calcularon los valores relativos (índice de par, índice de empuje) del par y el empuje de la muestra para su evaluación relativa. Cuanto mayor sea el índice de maquinabilidad (índice de par, índice de empuje, índice de taladrado), mejor será la maquinabilidad. En el taladrado, con el fin de suprimir la influencia del desgaste sobre el taladro, se midió cada muestra cuatro veces alternando A ^ B ^ C ^ ... C ^ B ^ A dos veces.
Es decir, se obtuvo el índice de maquinabilidad de la siguiente manera.
Índice que representa el resultado de prueba de taladrado de la muestra (índice de taladrado) = (índice de par índice de empuje) / 2
Índice de par de la muestra = (par de C3604 / par de la muestra) * 100
Índice de empuje de la muestra = (empuje de C3604 / empuje de la muestra) * 100
Durante la tercera prueba, se recogieron virutas. Se evaluó la maquinabilidad basándose en la forma de viruta. Problemas que se producen en el mecanizado real son el atrapamiento de las virutas alrededor de la herramienta y la aglomeración de virutas. Por tanto, con respecto a la forma de viruta, si el número promedio de vueltas por viruta era menor de uno, se evaluó como “o” (buena). Si el número promedio de vueltas por viruta era de uno o más y menor de tres, se evaluó como “A” (razonable), que determina que pudo realizarse taladrado, aunque pudo haber algunos problemas prácticos. Si el número promedio de vueltas por viruta fue de tres o más, se evaluó como “* ” (malo). Las virutas generadas al comienzo del taladrado se excluyeron del objeto de la evaluación.
Si el par y el empuje de un material de alta resistencia son mayores que la resistencia al corte de una barra de latón de fácil corte que incluye del 1% al 4% en masa de Pb en aproximadamente el 40% de puntos, se considera que el material es prácticamente bueno con respecto al par y el empuje. En la invención, la maquinabilidad se evaluó mediante el índice de maquinabilidad, con el índice de maquinabilidad de aproximadamente el 70% considerado como límite (valor límite). Específicamente, cuando el índice de taladrado era de 75 o mayor, la maquinabilidad se evaluó como excelente (símbolo de evaluación: “@”). Cuando el índice de taladrado era de 70 o mayor y menor de 75, la maquinabilidad se evaluó como buena (símbolo de evaluación: “o”). Cuando el índice de taladrado era de 65 o mayor y menor de 70, la maquinabilidad se evaluó como razonable (símbolo de evaluación: “A”), que determina que pudo realizarse taladrado, aunque pudo haber algunos problemas prácticos. Cuando el índice de taladrado era menor de 65, la maquinabilidad se evaluó como mala (símbolo de evaluación: “* ”).
La forma de viruta y el índice de par tienen una fuerte relación si la resistencia de la aleación es la misma. Cuando el índice de par es alto, la capacidad de rotura de virutas tiende a ser alta. Por tanto, la forma de viruta puede compararse numéricamente mediante el índice de par. En la aleación según la invención, la resistencia a la cizalladura, que es más o menos proporcional a la resistencia a la tracción, es de aproximadamente 1,2 a 1,3 veces la de un latón de fácil corte que incluye el 3% en masa de Pb. Puesto que la resistencia al corte tiene una fuerte relación con la resistencia a la cizalladura, es necesario tener en cuenta la resistencia del material.
Cuando la trabajabilidad en frío, que mejora cuando se deteriora la maquinabilidad, y viceversa, es importante, es necesario que los resultados de evaluación con respecto a la viruta y la resistencia al corte son al menos “razonable” (A).
Adicionalmente, el índice de taladrado de una aleación que comprende el 58,1% en masa de Cu, el 0,01% en masa de Pb y siendo el resto Zn, que es una aleación de cobre de fácil corte que tiene una alta concentración de Zn y que incluye el 0,01% en masa de Pb y aproximadamente el 50% de fase p, fue de 49 (el índice de par fue de 46 y el índice de empuje fue de 52), y el número de vueltas por viruta fue superior a 3. Asimismo, el índice de taladrado de una aleación de cobre de fase única p que comprende el 54% en masa de Cu, el 0,01% en masa de Pb y siendo el resto Zn, que es una aleación que no incluye Si y que incluye el 0,01% en masa de Pb, fue de 61 (el índice de par fue de 53 y el índice de empuje fue de 68), y el número de vueltas por viruta fue superior a 3.
Con respecto a las herramientas especializadas para un taladrado con precisión, con la reciente tendencia acelerada hacia la reducción en el tamaño de diversos dispositivos y componentes, cada vez se requiere más el taladrado de orificios diminutos en tales componentes. Por ejemplo, existe una amplia gama de necesidades para herramientas tales como aquellas para taladrar orificios pasantes en un molde de metal u orificios giratorios, un componente de un dispositivo relacionado con un semiconductor tal como una placa de circuito impreso o un dispositivo óptico. Se espera que cada vez se acelere más la reducción en el tamaño de diversos productos industriales tales como aparatos domésticos de información, dispositivos médicos y componentes de automóviles. En esta tendencia, los fabricantes de taladros están intentando mejorar la gama de taladros de carburo que tienen un diámetro de 0,1 mm o menos. En el pasado, la razón entre el diámetro y la profundidad de un orificio que va a taladrarse se limitaba a aproximadamente 10. Sin embargo, recientemente, han surgido varios taladros que son capaces de taladrar un orificio cuya razón entre su diámetro y su profundidad es de aproximadamente 100 incluso si el diámetro del orificio es de 0,5 mm o menos. Ahora que se ha expandido el potencial de taladrar orificios profundos que tienen un diámetro pequeño, en este campo se requiere un material que tenga una excelente maquinabilidad.
(Prueba de trabajo en caliente)
Se mecanizó la barra preparada en la etapa n.° A0 que tiene un diámetro de 25,6 mm o la barra preparada en la etapa n.° C1 que tiene un diámetro de 22,0 mm hasta un diámetro de 15 mm y una longitud de 25 mm. Se mantuvo el material de prueba a 600°C durante 20 minutos. Posteriormente, se colocó verticalmente el material de prueba y se comprimió hasta un grosor de 5 mm usando una máquina de pruebas Amsler que tiene una capacidad de compresión en caliente de 10 toneladas equipada con un horno eléctrico a una tasa de deformación de 0,02/s y una razón de trabajo del 80%. Durante el trabajo en caliente, se mantuvo el material de prueba a 600°C.
Se evaluó la deformabilidad en caliente basándose en si estaban presentes o no grietas visibles y si se formaba o no una corrugación grande sobre la superficie. En cuanto a la resistencia a la deformación en caliente, se midió la resistencia a la deformación en el punto en el que la razón de trabajo era del 20% y se evaluó comparando la medición con 30 N/mm2. Aunque depende de la capacidad de la instalación usada o la razón de trabajo en caliente tal como una razón de extrusión, 30 N/mm2 es un valor límite de resistencia a la deformación en caliente hasta el que pueden producirse sin ningún problema barras extruidas en caliente habitualmente fabricadas. En una prueba de trabajo en caliente realizada a 600°C, cuando no se produjo agrietamiento, no se formó una corrugación grande y la resistencia a la deformación en caliente fue de 30 N/mm2 o menor, la trabajabilidad en caliente se evaluó como buena (símbolo de evaluación: “o”). Cuando cualquiera de la deformabilidad en caliente o la resistencia a la deformación en caliente no satisficieron los estándares anteriormente descritos, la trabajabilidad en caliente se evaluó como razonable (símbolo de evaluación: “A”) con algunas reservas. Cuando ni la deformabilidad en caliente ni la resistencia a la deformación en caliente satisficieron los estándares anteriormente descritos, la trabajabilidad en
caliente se evaluó como mala (símbolo de evaluación: “* ”). Los resultados de evaluación se muestran en la tabla 31.
La extrusión en caliente o el forjado en caliente a 600°C se realiza con poca frecuencia sobre una aleación de cobre habitual. Cuando una aleación de cobre de fácil corte que incluye Pb se somete a prueba a 600°C, se produce agrietamiento y la resistencia a la deformación en caliente supera 30 N/mm2. Al realizar trabajo en caliente a una baja temperatura, pueden obtenerse una alta resistencia, un magnífico equilibrio entre la alta resistencia y el alargamiento y una excelente maquinabilidad, y pueden lograrse una mejora de la precisión dimensional y un aumento en la vida útil de herramienta, lo que a su vez es respetuoso con el medioambiente.
En la aleación H, un latón con plomo para forjado, se produjo agrietamiento y la resistencia a la deformación fue alta. Cuando el valor de la expresión relacional de composición f1 fue menor de 56,3, se formó una corrugación grande. Cuando el valor de la expresión relacional de composición f1 fue mayor de 59,3, la resistencia a la deformación superó 30 N/mm2.
40
O 03 Q
03 
Tabla 19
Tabla 20
Tabla 21
Tabla 22
Estructura metalográfica
rueba aleación etapa. f2 f3 f4 f5 f5A Compuesto Forma Concentración de Si p de la
de P en la fase p (% en fase a masa)
Tabla 23
Tabla 24
Tabla 25
Tabla 26
Tabla 27
Tabla 28
Tabla 29
Tabla 30
Tabla 31
A partir de los resultados de medición anteriormente descritos, se obtuvieron los siguientes hallazgos.
1) Al satisfacer la composición según la invención, la expresión relacional de composición f1, los requisitos con respecto a la estructura metalográfica, las expresiones relacionales de estructura metalográfica f2 a f5 y la expresión
relacional de estructura metalográfica y de composición f5A, puede obtenerse una excelente maquinabilidad incluso si el contenido de Pb es pequeño, y puede obtenerse un material extruido en caliente, un material forjado en caliente o un material laminado en caliente que presenta una buena trabajabilidad en caliente a aproximadamente 600°C, una alta conductividad eléctrica del 16% según la IACS o mayor, una alta resistencia, una buena ductilidad y un magnífico equilibrio entre la resistencia y la ductilidad (expresión relacional de característica f6) (aleaciones n.os S01, 511, S12, S14, S16, S17, y S51 a S68).
2) Al incluir mayor de o igual al 0,005% en masa de P y al hacer que estés presentes compuestos que contienen P en la fase p, se mejoró la capacidad de rotura de virutas y se redujo la resistencia al corte. Cuando el contenido de P era del 0,02% en masa o mayor, se mejoró adicionalmente la maquinabilidad, e incluso cuando la cantidad de fase y era del 0%, pudo mantenerse una excelente maquinabilidad (por ejemplo, aleación n.° S01).
3) Cuando el contenido de Cu era bajo, aumentó la cantidad de fase p y disminuyó el alargamiento. Cuando el contenido de Cu era alto, disminuyó la cantidad de fase p, disminuyó la resistencia, y la maquinabilidad no era buena (aleaciones n.os S73 y S81).
4) Si el contenido de Si era bajo, incluso cuando se satisficieron las expresiones relacionales de composición f1 a f5A o el contenido de Pb era del 0,245% en masa, la maquinabilidad era baja (aleaciones n.os S74 y S81).
5) Cuando el contenido de Si en la fase p era del 0,6% en masa o mayor y adicionalmente el 0,8% en masa o mayor, se obtuvo una excelente maquinabilidad. Por otro lado, cuando el contenido de Si en la fase p era del 0,4% en masa o menor, la maquinabilidad era baja (aleaciones n.os S01, S51, S62, S57, S74 y S82).
6) Cuando el contenido de P era menor del 0,005% en masa, no pudieron observarse compuestos que contienen P, y la capacidad de rotura de virutas se deterioró tanto en el torneado como en el taladrado, y aumentó la resistencia al corte. Cuando el contenido de P era de aproximadamente el 0,015% en masa, la evaluación de la presencia de compuestos que contienen P mejoró de “aceptable” a “buena”. Cuando se observaron compuestos que contienen P con un microscopio metalográfico (cuando la evaluación de la presencia de compuestos que contienen P era “buena”), la maquinabilidad mejoró adicionalmente (aleaciones n.os S71, S54 y S53). Cuando se realizó ataque químico, incluso si las condiciones de ataque químico eran las mismas, si el contenido de P en la estructura metalográfica era mayor de aproximadamente el 0,015% en masa, los límites entre la fase a y la fase p se volvieron claros. Se supone que este fenómeno está relacionado con la solubilización en estado sólido del P en la fase p, ya sea que esté presente o no algún compuesto que contiene P, y la forma de los compuestos que contienen P que están presentes.
7) Cuando el contenido de Pb era menor del 0,003% en masa, la maquinabilidad era mala. Cuando el contenido de Pb era del 0,005% en masa o mayor, se mejoró la maquinabilidad. Cuando el contenido de Pb era del 0,01% en masa o mayor, se mejoró adicionalmente la maquinabilidad. Cuando el contenido de Pb era del 0,06% en masa o mayor, se mejoró aún más la maquinabilidad (aleaciones n. os S01, S61, S63, S67 y S72). Incluso cuando el contenido de Pb era del 0,245% en masa y se incluyó una cantidad de fase p, si el contenido de Si era bajo, la maquinabilidad era mala y la resistencia era baja (aleación n.° S81).
8) Se verificó que, incluso si se incluyen impurezas inevitables en una cantidad realmente incluida en una aleación fabricada comercialmente, no existe ninguna influencia significativa sobre las propiedades (aleaciones n.os S12, S14, S52, S53 y S56). Se supone que cuando está contenido Fe, Mn, Co o Cr en una cantidad que supera el intervalo preferible de impurezas inevitables, se forman compuestos intermetálicos que comprenden Fe, Mn o similares y Si. Como resultado, se supone que se deterioró la maquinabilidad debido a la presencia de compuestos que comprenden Fe o similares y Si, y una disminución en la concentración de Si que estaba actuando eficazmente. Además, se supone que la composición de compuestos que contienen P puede haber cambiado (aleaciones n.os 512, S13, y s 79). Cuando estaban contenidos Sn y Al en una cantidad que superaba el intervalo preferible de impurezas inevitables, aparece fase y o su cantidad aumenta, o la cantidad de fase p. Además, se supone que cambian las características de la fase p y/o la fase y. Como resultado, el valor del alargamiento disminuyó significativamente, y al mismo tiempo, se deterioró la maquinabilidad (aleaciones n.os S14, S15, y S80).
9) Cuando la expresión relacional de composición f1 era menor de 56,3, disminuyó el valor de alargamiento. Cuando la expresión relacional de composición f1 era mayor de 59,3 la maquinabilidad era mala y la resistencia a la tracción era baja (aleaciones n.os S70 y S75). Cuando el valor de la expresión relacional de composición f1 era 56,7 o mayor, el valor de alargamiento era alto. Por otro lado, cuando el valor de la expresión relacional de composición f1 era 58,7 o menor, se mejoró la maquinabilidad. Cuando el valor de la expresión relacional de composición f1 era de 58,0 o menor, se mejoró adicionalmente la maquinabilidad (por ejemplo, aleaciones n.os S01 y S51 a S62).
10) Cuando la razón de área de fase p era menor del 25%, incluso aunque se satisfacían la composición y la expresión relacional de composición f1, no se obtuvo una excelente maquinabilidad. Cuando la razón de área de fase p era mayor del 80%, el valor de alargamiento era bajo (aleaciones n.os S70, S77 y S73). Cuando la proporción de la fase p era del 33% o mayor o del 45% o mayor, la maquinabilidad mejoró adicionalmente (por ejemplo,
aleación n.° S01).
11) Cuando la proporción de fase p era del 60% o mayor, la resistencia al corte y la capacidad de rotura de virutas eran sustancialmente iguales que la de una aleación de fase única p que incluía el 1% en masa de Si (aleaciones F, S52 y S70). Cuando la proporción de fase p era del 33% o mayor y adicionalmente del 45% o mayor y la expresión relacional de estructura metalográfica y de composición f5A era aproximadamente 44 o mayor y 55 o mayor, se mantuvo sustancialmente la maquinabilidad de la aleación de fase única p que incluía el 1% en masa de Si (aleaciones n.os S01, S52, S53, s 56, y S61 y aleación F).
12) Incluso aunque se satisficieron la composición de la invención y las expresiones relacionales f1 a f4, si no se satisficieron la expresión relacional de estructura metalográfica f5 y la expresión relacional de estructura metalográfica y composición f5A, no podían obtenerse maquinabilidad y propiedades satisfactorias (aleaciones n.os S76, S78 y S82). Cuando la expresión relacional de estructura metalográfica y composición f5A era de 44 o mayor y adicionalmente 55 o mayor, se presentó una excelente maquinabilidad (aleaciones n.os S51, S56, S61 y S63).
13) Incluso cuando la razón de área de fase y era del 0%, al hacer que estuviera presente una cantidad apropiada de fase p, se obtuvieron una maquinabilidad y características mecánicas excelentes (por ejemplo, aleación n.° S01).
14) Cuando la razón de área de fase y era del 2% o mayor, disminuyeron el valor de alargamiento, la resistencia a la tracción y el índice de equilibrio (expresión relacional de características). Cuando la cantidad de fase y era apropiada, se produjeron virutas rotas y se mejoró el índice de par (aleaciones n.os S77 y S55).
15) Cuando la proporción de granos de cristal de fase a granulares (lado más largo / lado más corto < 4) era del 75% o mayor, se mejoraron adicionalmente la resistencia y la maquinabilidad. Se supone que, cuando el tamaño promedio de granos de cristal de fase a era de 30 |im o menos y los granos de cristal de fase a eran finos y granulares, la fase a funcionaba como material de amortiguación, los límites de fases entre la fase a y la fase p funcionaban como fuentes de concentración de estrés durante el mecanizado y se mejoró la capacidad de rotura de virutas. Incluso cuando la proporción de granos de cristal de fase a granulares era menor del 50%, se obtuvieron la maquinabilidad y las características mecánicas seleccionadas como objetivo (por ejemplo, aleaciones n.os S01, S51 a s68 y etapas n.os A1 a A3 y AH1).
16) Cuando se satisfacían la composición según la invención y la expresión relacional de composición f1, la trabajabilidad en caliente a 600°C era excelente y pudieron realizarse extrusión en caliente, forjado en caliente y laminado en caliente a aproximadamente 600°C. Cuando la temperatura de trabajo en caliente era de 675°C o mayor, la proporción de fase a granular era menor del 50%. Cuando la temperatura de trabajo en caliente era menor de 650°C, la proporción de grano de cristal de fase a granular aumentó hasta mayor del 50%. Cuando la temperatura de trabajo en caliente era menor de 625°C, la proporción de grano de cristal de fase a granular aumentó hasta mayor del 75%. Cuando el valor de la expresión relacional de composición f1 era menor de 56,8, la proporción de granos de cristal de fase a granulares era ligeramente baja (por ejemplo, aleaciones n.os S01 y S57).
17) Cuando la temperatura de extrusión en caliente era de 580°C a 640°C, en particular, cuando era menor de 625°C, y la temperatura de forjado en caliente era menor de 650°C, la maquinabilidad, la resistencia a la tracción y el alargamiento eran excelentes (aleación n.° S01 y etapas n.° A0 a F5). Además, incluso cuando un material para forjado era una pieza colada, la forjabilidad en caliente era excelente y la maquinabilidad y las características mecánicas también eran excelentes (aleación n.° S01 y etapa n.° F5). Cuando la temperatura de extrusión en caliente era mayor de 650°C, disminuyó la resistencia a la tracción y se deterioró ligeramente la maquinabilidad. (Etapas n.° AH1, BH1 y CH1). Cuando la temperatura de forjado durante el forjado en caliente era mayor de 675°C, disminuyó la resistencia a la tracción y se deterioró ligeramente la maquinabilidad (etapa n.° FH1).
18) Cuando se satisfacían la composición y las expresiones relacionales f1 a f5A, la resistencia a la tracción de un material extruido en caliente o un producto forjado que no se sometió a trabajo en frío era alta, manteniéndose a 450 N/mm2 o mayor. Cuando la composición y los valores de las expresiones relacionales estaban en los intervalos preferibles, la resistencia a la tracción superó 490 N/mm2. Además, la expresión relacional de característica f6 = S * (100 E) / 100 que indica el equilibrio entre la resistencia y la ductilidad era 590 o mayor. Cuando la composición y los valores de las expresiones relacionales estaban en los intervalos preferibles, la expresión relacional de característica f6 era alta, siendo 620 o mayor y adicionalmente 650 o mayor. Cuando la forma de fase a y las condiciones de producción estaban fuera de los intervalos preferibles, disminuyeron la resistencia a la tracción y la expresión relacional de característica f6. Sin embargo, se aseguraron una resistencia a la tracción de 450 N/mm2 o mayor y un valor de f6 de 590 o mayor (aleaciones n.os S01, S02 y S51 a S65 y las respectivas etapas).
19) En el caso en el que se satisfacían la composición y las expresiones relacionales f1 a f5A, cuando se realizó el trabajo en frío y la razón de trabajo en frío estaba representada por el % de [R], la resistencia a la tracción fue en todos los casos (450 8 * [R]) N/mm2 o mayor, más específicamente, en todos los casos (490 8 * [R]) N/mm2 o mayor. Los alargamientos E (%) fueron (0,02 * [R]2 - 1,15 * [R] 18)% o mayor, más específicamente, en todos los casos (0,02 * [R]2 -1,2 * [R] 20)% o mayor (etapas n.os A1 a A6, B1 a B6, E1 y E2).
20) Dependiendo de la temperatura de trabajo en caliente y las condiciones de enfriamiento, cambiaron la proporción de fase p, el valor de la expresión relacional de estructura metalográfica f5, y la forma de la fase a, lo que afectó a la maquinabilidad, la resistencia a la tracción, el alargamiento y la conductividad eléctrica (por ejemplo, aleación n.° S01).
21) En cuanto a la velocidad de enfriamiento promedio de en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C después de la extrusión en caliente o el forjado en caliente, aproximadamente 50°C/min era el valor límite que determina si están presentes o no compuestos que contienen P cuando se observa con un microscopio metalográfico a un aumento de 500 veces. Cuando el contenido de P era bajo y la velocidad de enfriamiento promedio en un intervalo de desde 530°C hasta 450°C era mayor de aproximadamente 50°C/min, no se podía observar los compuestos que contienen P incluso con un microscopio electrónico. Cuando estaban presentes compuestos que contienen P, la maquinabilidad mejoró. Cuando podían observarse compuestos que contienen P con un microscopio metalográfico, la mejora de la maquinabilidad era significativa (aleaciones n.os S01, S02 y S52 y etapas n.° A1, AH2, F3 y FH2. Cuando la velocidad de enfriamiento promedio en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C era de 0,2°C/min, se supone que disminuyó ligeramente la resistencia y disminuyó ligeramente la maquinabilidad debido a la disminución en la cantidad de fase p y al agrandamiento de los compuestos que contienen P. Sin embargo, tanto la resistencia como la maquinabilidad alcanzaron los niveles seleccionados como objetivo en la invención (etapa n.° B2).
22) Cuando no se observaban compuestos que contienen P con un microscopio metalográfico, pero sí se observaban con un microscopio electrónico independientemente de la velocidad de enfriamiento y el contenido de P, la maquinabilidad era mayor que cuando no se observaban compuestos que contienen P, logrando el objetivo de la invención. Sin embargo, el grado de mejora de la maquinabilidad era menor que cuando se observaban compuestos que contienen P con un microscopio metalográfico (aleación n.° S53 y etapas n.os A1, AH2, C1, CH2,F3 y FH2). 23) Se halló que una barra preparada al realizar recocido a baja temperatura sobre un material trabajado en caliente en las condiciones de modo que la expresión condicional de tratamiento térmico (recocido) f7 era de 750 a 1485 era bastante recta con una flexión de 0,1 mm o menos para una longitud de un metro (aleación n.° S01 y etapas n.os A5, A6 y B6). En algunas aleaciones, la fase y precipitó dependiendo de las condiciones de recocido a baja temperatura y tales aleaciones habían mejorado el índice de par. El índice de par mejoró en otras etapas tales como las etapas n.° A5, C3 y F4 en las que se realizó el recocido a baja temperatura (aleación n.° S01).
Tal como se describió anteriormente, las aleaciones de cobre de fácil corte según la invención en las que los contenidos de los respectivos elementos aditivos, la expresión relacional de composición f1, las expresiones relacionales de estructura metalográfica f2 a f5, y la expresión relacional de estructura metalográfica y composición f5A están en los intervalos apropiados presentan una excelente trabajabilidad en caliente (en extrusión en caliente, forjado en caliente y laminado en caliente), y su maquinabilidad y sus características mecánicas también son buenas. Las excelentes propiedades en las aleaciones de cobre de fácil corte según la invención pueden obtenerse al ajustar las condiciones de producción en la extrusión en caliente, el forjado en caliente y el laminado en caliente, así como las condiciones de tratamiento térmico, de tal manera que estén dentro de los intervalos apropiados. Aplicabilidad industrial
Las aleaciones de cobre de fácil corte según la invención presentan una maquinabilidad y una trabajabilidad en caliente excelentes, una alta resistencia y un excelente equilibrio entre la resistencia y el alargamiento, aunque la cantidad de Pb contenida es pequeña. Por tanto, las aleaciones de cobre de fácil corte según la invención son adecuadas para componentes de automóviles, componentes de aparatos eléctricos y electrónicos, componentes mecánicos, artículos de papelería, juguetes, componentes deslizantes, componentes de instrumentos de medición, componentes mecánicos de precisión, componentes médicos, dispositivos y componentes relacionados con bebidas, dispositivos y componentes para drenaje de agua, componentes de tuberías industriales y componentes relacionados con líquido o gas tal como agua potable, agua industrial, agua de drenaje o hidrógeno.
Específicamente, las aleaciones de cobre de fácil corte según la invención pueden aplicarse de manera adecuada como material que constituye los elementos usados en los campos anteriormente mencionados que reciben los nombres incluyendo válvula, junta, llave, grifo, engranaje, eje, cojinete, árbol, manguito, husillo, sensor, perno, tuerca, tuerca abocinada, punta de bolígrafo, tuerca de inserción, tuerca ciega, racor, espaciador y tornillo.
Claims (1)
- REIVINDICACIONESAleación de cobre de fácil corte que comprende:mayor de o igual al 58,5% en masa y menor de o igual al 63,5% en masa de Cu;mayor del 0,4% en masa y menor de o igual al 1,0% en masa de Si;mayor de o igual al 0,003% en masa y menor de o igual al 0,25% en masa de Pb; ymayor de o igual al 0,005% en masa y menor de o igual al 0,19% en masa de P,siendo el resto Zn e impurezas inevitables,en la que, entre las impurezas inevitables, el contenido total de Fe, Mn, Co, y Cr es menor del 0,40% en masa y el contenido total de Sn y Al es menor del 0,40% en masa,cuando el contenido de Cu está representado por % en masa de [Cu], el contenido de Si está representado por % en masa de [Si], el contenido de Pb está representado por % en masa de [Pb] y el contenido de P está representado por % en masa de [P], se satisface la relación de56,3 < f1 = [Cu] - 4,7 x [Si] 0,5 x [Pb]- 0,5 x [P]< 59,3 en las fases constituyentes de una estructura metalográfica que excluye inclusiones no metálicas, cuando la razón de área de fase a está representada por el % de (a), la razón de área de fase y está representada por el % de (y), y la razón de área de fase p está representada por el % de (P), se satisfacen las relaciones de 20 < (a) < 75,25 < (P) < 80,0 < (y) < 2,20 < (y)1/2 x 3 (P) x (-0,5 x ([Si])2 1,5 x [Si]) < 78, y33 < (y)1/2x 3 (P) x (-0,5 x ([Si])2 1,5 x [Si]) ([Pb])1/2x 33 ([P])1/2x 14, yun compuesto que contiene P está presente en la fase p.Aleación de cobre de fácil corte según la reivindicación 1,en la que el contenido de Cu es mayor de o igual al 59,5% en masa y menor de o igual al 63,0% en masa, el contenido de Si es mayor de o igual al 0,6% en masa y menor de o igual al 1,0% en masa,el contenido de Pb es mayor de o igual al 0,01% en masa y menor de o igual al 0,15% en masa, el contenido de P es mayor de o igual al 0,02% en masa y menor de o igual al 0,12% en masa de P, el contenido total de Fe, Mn, Co, y Cr es menor o igual al 0,30% en masa,el contenido total de Sn y Al es menor de o igual al 0,30% en masa, yse satisfacen las relaciones de56,7 < f1 < 58,7,25 < (a) < 67,33 < (P) < 75,(y)=0,30 < (y)1/2x 3 (P)x (-0,5 x ([Si])2 1,5 x [Si]) < 72, y44 < (y)1/2 x 3 (P) x (-0,5 x ([Si])2 1,5 x [Si]) ([Pb])1/2x 33 ([P])1/2x 14.3. Aleación de cobre de fácil corte según la reivindicación 1 ó 2,en la que la conductividad eléctrica es mayor del o igual al 16% según la IACS,cuando la resistencia a la tracción está representada por S en N/mm2 y el alargamiento está representado por E en %, una expresión relacional S * (100 E) / 100 que indica un equilibrio entre la resistencia y el alargamiento es mayor de o igual a 590, yla resistencia a la tracción and el alargamiento se miden según la norma JIS Z 2241 tal como se define en la descripción.4. Aleación de cobre de fácil corte según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3,en la que la proporción de granos de cristal de fase a granulares que tienen una relación de aspecto (lado más largo/lado más corto) de menor de o igual a 4 es mayor de o igual al 50%.5. Aleación de cobre de fácil corte según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, que se usa para un componente de automóvil, un componente de aparato eléctrico o electrónico, un componente mecánico, un artículo de papelería, un juguete, un componente deslizante, un componente de instrumento de medición, un componente mecánico de precisión, un componente médico, un dispositivo o componente relacionado con bebidas, un dispositivo o componente para drenaje de agua o un componente de tuberías industriales.6. Método para producir la aleación de cobre de fácil corte según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, comprendiendo el método:una o más etapas de trabajo en caliente,en el que en la etapa de trabajo en caliente final entre las etapas de trabajo en caliente, la temperatura de trabajo en caliente es mayor de 530°C y menor de 675°C, y la velocidad de enfriamiento promedio en un intervalo de temperaturas de desde 530°C hasta 450°C después del trabajo en caliente es mayor de o igual a 0,1°C/min y menor de o igual a 50°C/min.7. Método para producir una aleación de cobre de fácil corte según la reivindicación 6, que comprende además una o más etapas seleccionadas de una etapa de trabajo en frío, una etapa de corrección de rectitud y una etapa de recocido.8. Método para producir una aleación de cobre de fácil corte según la reivindicación 6 ó 7, que comprende además una etapa de recocido a baja temperatura que se realiza después de la etapa final entre la etapa de trabajo en caliente, la etapa de trabajo en frío, la etapa de corrección de rectitud y la etapa de recocido, en el que en la etapa de recocido a baja temperatura, la temperatura de mantenimiento es mayor de o igual a 250°C y menor de o igual a 430°C, y el tiempo de mantenimiento es más largo de o igual a 10 minutos y más corto de o igual a 200 minutos.
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