JP2007531824A - 切削可能な鉛含有Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は銅、ニッケル、錫及び鉛を主成分にする合金に関するものであり、この合金は連続もしくは準連続鋳造、ビレットへの静鋳造、またはビレットへの溶射鋳造によって得られ、またこの合金はスピノーダル硬化を受けることができる。本発明の合金の機械加工性指数は、標準ＡＳＴＭ Ｃ３６０００真鍮に比較して８０％超であり、９０％まで及ぶことができる。本発明によると、この合金は、１重量％〜２０重量％のＮｉと、１重量％〜２０重量％のＳｎと、０．１重量％〜４重量％のＰｂと、本質的にＣｕを含む残部と、任意的にＦｅ、Ｚｎ、Ｍｎの元素のうちから１０％までの一つ以上及び／またはＺｒ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｇの元素のうちから５％までの一つ以上とを、含んでいる。

Description

本発明は、銅、ニッケル、錫、鉛を主成分にする合金及びその製造方法に関するものである。詳細に述べると、限定はされないが、本発明は、旋削、スライシングまたはフライス削りによって容易に機械加工される、銅、ニッケル、錫、鉛を主成分にする合金に関するものである。

銅、ニッケル及び錫を主成分にする合金は、公知であって広く使用されている。この合金は、優れた機械的性質を提供し、歪み硬化中に強い硬化を示す。これらの機械的性質は、スピノーダル分解の様な公知の熱時効処理によって更に改善される。重量で１５％のニッケルと８％の錫とを含む合金（標準合金ＡＳＴＭ Ｃ７２９００）の場合には、機械的耐性は１５００ＭＰａに到達可能である。

Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金の別の好ましい性質は、青銅に匹敵する良好な摺動性を提供し、同時に優れた機械的性質を示すということである。

この材料の別の利点は、好ましい弾性特性と組み合わされているその優れた成形性である。更に、この合金は良好な耐腐食性と歪拘束の熱緩和に対する優れた耐性とを提供する。このため、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎばねは、振動及び強い熱応力下でさえも、経年に伴ってその圧縮力を失うことがない。

良好な熱伝導度及び電気伝導度と組み合わされているこれらの好ましい性質は、通信産業用及び自動車産業用の高信頼性コネクタを作るためにこの材料が広く使用されているということを示している。この合金は、また、幾つかのスイッチ中及び電気的装置中もしくは電気機械的装置中に、または電子部品の土台として、または高荷重に曝される軸受け摩擦表面を作るために、使用されている。

Ｃｕ−Ｂｅ合金は、かなり申し分なく機械加工することができ、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金の機械的性質と競争することができて優ることさえある。Ｃｕ−Ｂｅ合金の機械加工性指数は、標準ＡＳＴＭ Ｃ３６０００真鍮と比較して５０−６０％に到達可能である。しかし、その費用は高く、ベリリウムの高い毒性のためにその製造、使用及び再生利用は特に制約がある。歪拘束の熱緩和に対するこの材料の耐性は、１５０−１７５℃超の温度の場合はＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎの耐性よりも低い。

しかし、Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ合金の一つの不便は、フライス削り、旋削もしくはスライシングの様な処理、またはその他の何れの公知の処理にも、この合金があまり適していないということである。この合金の更なる不便は、鋳造中におけるその強い偏析である。

従って、銅、ニッケル及び錫を主成分にする合金の好ましい機械的特性を良好な加工性と結び付いている合金を提案することが、本発明の目的である。

従来技術の不便のないＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎを主成分にする機械加工可能製品の製造方法を提案することが、本発明の別の目的である。

高弾性特性と機械的耐性特性とを組み合わせているがベリリウム元素つまり毒性元素のない機械加工可能合金を提案することが、本発明の別の目的である。

偏析関連問題が解決されることを可能にしているＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎを主成分にする機械加工可能製品の製造方法を提案することが、本発明の更なる目的である。

これらの目的は、対応するカテゴリーの独立請求項の対象である製品及び方法によって、特に、１重量％〜２０重量％のＮｉと１重量％〜２０重量％のＳｎと０．１％〜４％のＰｂとを含んでおり、残部が本質的にＣｕで構成されている、合金であって、この合金を加熱する段階とそれに後続しており亀裂の発生を防止するのに十分に遅い速度で冷却する段階とを含む均質化熱処理を受けた、前記合金から成る、機械加工可能製品によって、達成される。

本発明は、銅、ニッケル、錫及び鉛を主成分にしており、連続鋳造法または準連続鋳造法、静ビレット鋳造または溶射成形による鋳造によって得られる、合金に関するものである。この銅−ニッケル−錫合金は、かなりの偏析を生じる長い凝固間隔を鋳造中に有している。上記の四つの方法のうちで、『ミサゴ（Ｏｓｐｒｅｙ）』法という名前によっても知られており例えば欧州特許第０２２５７３２号中に記載されている溶射成形による鋳造は、最少程度の偏析しか呈しない殆ど均質な微細構造を得ることを可能にしている。この方法では、霧化された小滴の連続堆積によって金属ビレットが得られる。偏析は霧化された小滴規模でしか起こらない。偏析を減少させるために必要な拡散距離はこの様にして短くされている。連続鋳造または準連続鋳造の場合には、偏析は溶射成形法の場合よりも強いが、その場合の偏析も合金の過度の脆さを回避するのに十分に減少されている。静ビレット鋳造は長期の熱処理によってしか除去することのできない強い偏析を生じる。
欧州特許第０２２５７３２号明細書

鉛は合金の他の金属中に本質的に溶融不能であるので、得られる製品はＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎマトリクス中に分散されている鉛粒子を含む。機械加工作業中に、鉛は潤滑効果を有していて小片の断片化を容易にする。

合金中へ導入される鉛の量は、達成しようと努力する機械加工性の程度に依存する。一般に、標準温度における合金の機械的性質を変更することなく、数重量％までの量の鉛を導入することができる。しかし、鉛の融点（３２７℃）を超えると、液体鉛がその合金を非常に弱くする。従って、鉛を含む合金は、一方では、亀裂を発生させる非常に強く著しい傾向を有しており、他方では、望ましくない弱化相を含む二相結晶構造を呈することがあるので、この合金は作り難い。

本発明の方法は、製造中に亀裂を発生させず且つ優れた機械的性質を有する、鉛を数重量％まで含む機械加工可能なＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐｂ製品を製造することを可能にしている。鉛の比率は、０．１重量％〜４重量％、好ましくは０．２重量％〜３重量％、更に好ましくは０．５重量％〜１．５重量％で、変更可能である。

鋳造所での溶融後に、連続スラグ中で製造方法を分解することができ、第一スラグの場合には、小さい直径での連続鋳造によってか、または、大きい直径での静ビレット鋳造、溶射成形、準連続鋳造もしくは連続鋳造によって、その製品が製造されるか否かに従って二つの場合が考えられなければならない。

本発明の製品は、Ｃｕ−Ｂｅ合金の機械加工性を凌ぐ優れた機械加工性によって特徴付けられている。本発明の合金の機械加工性指数は、標準ＡＳＴＭ Ｃ３６０００真鍮と比較して８０％を超えており、９０％にさえも到達可能である。

第一スラグ：
例えば２５ｍｍ以下の小さな直径の連続素線鋳造によって得られる合金は、均質化熱処理つまり鍛造とそれに後続する均質化及び再結晶化処理とによる冷間変形の段階を受ける。その熱処理の温度は、この合金が一相である範囲内になければならない。その熱処理の後の冷却は、冷却中の温度差によって発生する内部歪拘束に起因するその合金の亀裂発生を防止するのに十分に遅い速度と、二相構造の形成を制限するのに十分に速い速度とで、生じなければならない。その速度が遅過ぎれば、かなりの量の第二相が現れることがある。この第二相は非常に脆く且つその合金の変形能を非常に減少させる。過剰量の第二相の形成を回避するのに必要な臨界冷却速度は、その合金の化学的性質に依存し、ニッケル及び錫が多いほど速い。

更に、冷却中に、一時的な内部歪拘束がその合金中で発生する。これらの内部歪拘束は、その製品の表面と中心との間の温度差に関連している。これらの歪拘束がその合金の耐性を超えれば、この合金は亀裂を生じてもはや使用できない。その製品の直径が大きければ大きいほど、冷却に起因する内部歪拘束はますます高くなる。亀裂の発生を回避するための臨界冷却速度は、この様にその製品の直径に依存する。３２７℃である鉛の溶融温度を超えると鉛がその合金を非常に弱くするので、この問題はＣｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐｂ合金の場合に更に深刻でさえある。

本発明の方法では、その合金の化学的性質とその製品の横断寸法つまり直径とを考慮に入れた予め決められている速度で、熱処理後の冷却が生じる。この冷却速度は、同時に、亀裂の発生を防止するのに十分に遅く且つ過剰量の脆化相が生じることを防止するのに十分に速くなければならない。

大きな直径の製品の製造中は、温度差に起因する内部歪拘束は小さな寸法の製品よりも大きく、従ってその冷却速度が制限されなければならない。同時に、高い比率のＮｉ及びＳｎが、脆化相の形成を促進して、もっと速い冷却を必要とする。

溶射成形、静ビレット鋳造または準連続鋳造によって得られた合金は、熱間押出し加工処理を受ける。製品の直径が大きければ、連続鋳造にもこのことが当てはまる。押出し加工中の冷却は、亀裂の発生を防止するのに十分に遅く且つ脆化第二相の形成を制限するのに十分に速くなければならない。その代わりに、押出し加工中の冷却が遅過ぎると、小さな直径の連続鋳造製品の場合について上述した均質化熱処理及び再結晶化処理が押出し加工に続かなければならない。

第一スラグが作られると、機械加工可能な最終製品は、一つもしくは幾つかの冷間変形作業によって、例えば、圧延、伸線、引張り成形もしくはその他の任意の冷間変形工程によって直接に得られるか、または一つもしくは幾つかの連続するスラグによって得られなければならない。

連続スラグ：
第一スラグから、一つまたは幾つかの冷間変形作業とそれに後続する再結晶化熱処理とによって、後続のスラグが得られる。再結晶化処理の温度は、その合金が一相である範囲内になければならない。熱処理後の冷却は、亀裂の発生を防止するのに十分に遅い速度であるが二相構造の形成を制限するのに常に十分に速い速度でなければならない。連続スラグの間中、その製品の寸法が減少される。最終スラグから、一つまたは幾つかの冷間変形作業によって最終製品が得られる。

得られた合金の機械的性質は、スピノーダル分解熱処理によってその後に改善させることができる。この処理は、最終機械加工の前かまたは後に行うことができる。

以下に、本発明に従う方法及び機械加工可能製品の実施例が示されている。以下の実施例では、冷却温度は製品の中心のことを指している。

実施例１
この実施例における合金の化学的組成が表１によって与えられている。

マンガンは脱酸剤として組成中に導入されている。しかし、その他の元素または合金の酸化を防止する方策を代わりに使用することができる。

この合金は、ずっと前に言及された独特の方法に従って鋳造することができる。この実施例では、この合金は１８０ｍｍの直径の連続ビレット鋳造によって得られる。

第一スラグ：ビレットは例えば１８ｍｍの直径に押し出される。押出し加工型の出口において、合金の中心で測定して５０℃／分〜３００℃／分の冷却速度が達成されることを可能にする圧縮空気流によって、この合金が冷却される。この速度は、亀裂の発生を回避するのに十分に遅く且つ脆化第二相の形成を制限するのに十分に速い。材料の亀裂発生を生じることなく３００℃／分〜１０００℃／分の冷却速度が達成されることを多分可能にする水噴霧による冷却も使用することができる。適切な冷却速度に到達するためのその他の手段を使用することもできる。もし押出し加工型の出口における冷却が十分には速くなければ、過剰な比率の第二相が生じることがあり、この合金が一相である範囲内の温度つまり表１の組成の場合には６９０℃〜９２０℃での冷却速度の場合と同じ特性の均質化処理を、この合金は受けなければならない。

第二スラグ：直径１８ｍｍの第一スラグの材料が、１３ｍｍの直径に圧延され、その後に貫通型炉内かまたは取外し可能なカバー炉内で焼鈍される。実施例１の化学的組成を有する合金の場合には、焼鈍し温度は６９０℃〜９２０℃でなければならない。この組成とこの１３ｍｍの直径との場合には、第二相の形成を制限するのに、１０℃／分程度の冷却速度が十分である。更に、亀裂の発生が防止されることと脆化第二相の形成が制限されることとを、３００℃／分〜３０００℃／分の速度での水噴霧冷却が可能にする。

仕上げ：機械加工可能製品を得るために、第二スラグの材料が８ｍｍの直径に伸線されるかまたは引張り成形される。最適な機械的性質を得るために、機械加工可能製品または機械加工された断片にスピノーダル分解処理が最後に行われる。

実施例２
この実施例における合金の化学的組成が表２によって与えられている。

この実施例では、この合金は１８ｍｍの直径の連続素線鋳造によって得られる。

第一スラグ：実施例２の化学的組成の一相範囲に対応している７００℃〜９２０℃の温度の貫通型炉内で、素線が均質化処理を受ける。１００℃／分〜１０００℃／分の冷却速度は、亀裂の発生が防止されることと脆化第二相の比率が制限されることとを可能にする。その様な冷却速度は、例えば、圧縮空気、水噴霧またはガス／水交換冷却機を使用することによって達成することができる。

第二スラグ：直径１８ｍｍの第一スラグの材料が、１３ｍｍの直径に圧延されるか伸線されるかまたは引張り成形され、その後に７００℃〜９２０℃の温度の貫通型炉内で焼鈍される。１３ｍｍの直径と表２の化学的組成との場合には、亀裂の発生を回避しつつ第二相の形成が制限されることを１００℃／分〜３０００℃／分の冷却速度が可能にする。

第三スラグ：直径１３ｍｍの第二スラグの材料が、１０ｍｍの直径に圧延されるか伸線されるかまたは引張り成形され、その後に７００℃〜９２０℃の温度の貫通型炉内または焼戻し炉内で焼鈍される。１０ｍｍの直径と表２の化学的組成との場合には、亀裂を生じることなく第二相の形成が制限されることを１００℃／分〜１５０００℃／分の冷却速度が可能にする。

第四スラグ：直径１０ｍｍの第三スラグの材料が、７ｍｍの直径に圧延されるか伸線されるかまたは引張り成形され、その後に７００℃〜９２０℃の温度の貫通型炉内または焼戻し炉内で焼鈍される。７ｍｍの直径と表２の化学的組成との場合には、亀裂を生じることなく脆化第二相の形成が制限されることを１００℃／分〜２００００℃／分の冷却速度が可能にする。

第五スラグ：直径７ｍｍの第四スラグの材料が、５ｍｍの直径に圧延されるか伸線されるかまたは引張り成形され、その後に７００℃〜９２０℃の温度の貫通型炉内または焼戻し炉内で焼鈍される。５ｍｍの直径と表２の化学的組成との場合には、亀裂を生じることなく脆化第二相の形成が制限されることを１００℃／分〜２００００℃／分の冷却速度が可能にする。１５０００℃／分程度の冷却速度は、適切な流体中での焼戻しによって達成することができる。

第六スラグ：直径５ｍｍの第五スラグの材料が、３ｍｍの直径に圧延されるか伸線されるかまたは引張り成形され、７００℃〜９２０℃の温度の貫通型炉内または焼戻し炉内で焼鈍され、その後に１００℃／分〜４００００℃／分の冷却速度で冷却される。

第七スラグ：直径３ｍｍの第六スラグの材料が、２ｍｍの直径に圧延されるか伸線されるかまたは引張り成形され、７００℃〜９２０℃の温度の貫通型炉内または焼戻し炉内で焼鈍され、その後に１００℃／分〜４００００℃／分の冷却速度で冷却される。

第八スラグ：直径２ｍｍの第七スラグの材料が、１．６０ｍｍの直径に圧延されるか伸線されるかまたは引張り成形され、７００℃〜９２０℃の温度の貫通型炉内または焼戻し炉内で焼鈍され、その後に１００℃／分〜５００００℃／分の冷却速度で冷却される。

仕上：機械加工可能製品を得るために、第八スラグの材料が１ｍｍの直径に圧延されるか伸線されるかまたは引張り成形される。最適な機械的性質を得るために、機械加工可能製品または機械加工された断片にスピノーダル分解処理が最後に行われる。

『機械加工性についてのＡＳＴＭ試験方法』試験は、標準のＣｕＺｎ３９Ｐｂ３つまりＣ３６０００真鍮と比較して機械加工性指数を決定する方法を提案している。本発明のこの形態による合金の機械加工性指数は８０％よりも良い。

実施例３
この実施例における合金の化学的組成は、表２によって与えられている第二実施例の化学的組成と同じである。この実施例では、合金は２５ｍｍの直径の連続鋳造によって得られる。

第一スラグ：２５ｍｍの直径で鋳造された素線が１６ｍｍの直径に鍛造される。事前の均質化熱処理を行うことなくかなりの減少率でこの材料が変形することを、この鍛造が可能にする。この方法の場合には、脆化第二相の高い残余比にこの段階で耐えることができる。この第二相は５０％程度の体積比に達することがある。

鍛造後に、１６ｍｍの直径の素線が、貫通型炉内で均質化及び再結晶化処理を受ける。
この熱処理の温度は７００℃〜９２０℃でなければならない。後続の冷却は１００℃／分〜３０００℃／分の速度で行われる。この直径とこの構成との製品の場合には、亀裂の発生を防止することと第二相の比率を制限することとをこれらの冷却速度が可能にする。その様な速度は、圧縮空気、水噴霧またはガス／水交換器を使用することによって得ることができる。

仕上：機械加工可能製品を得るために、第一スラグの材料が１０ｍｍの直径に伸線されるかまたは引張り成形される。最適な機械的性質を得るために、機械加工可能製品または機械加工された断片にスピノーダル分解処理が最後に行われる。

実施例４
この実施例における合金の化学的組成が表３によって与えられている。

この合金は上述の特別の方法に従って鋳造することができる。この実施例では、この合金は２４０ｍｍの直径の溶射成形ビレットによって得られる。

第一スラグ：このビレットは例えば２０ｍｍの直径に押出し加工される。もしこのビレットの寸法不規則性が大き過ぎれば、押出し加工の前に旋削段階が必要な場合がある。押出し加工型の出口において、合金の中心で測定して３００℃／分〜３０００℃／分の冷却速度が達成されることを可能にする水噴霧によって、この合金が冷却される。この速度は、亀裂の発生を回避するのに十分に遅く且つ脆化第二相の形成を制限するのに十分に速い。もし押出し加工型の出口における冷却が十分には速くなければ、過剰な比率の第二相が生じることがある。その後に、この合金が一相である範囲内の温度つまり表３の組成の場合には７８０℃〜９２０℃での冷却速度の場合と同じ特性の均質化処理を、この合金は受けなければならない。

第二スラグ：直径２０ｍｍの第一スラグの材料が、１１ｍｍの直径に鍛造され、その後に貫通型炉内で焼鈍される。実施例３の化学的組成を有する合金の場合は、焼鈍し温度は７８０℃〜９２０℃でなければならない。１１ｍｍの直径と表３の化学的組成との場合には、亀裂の発生を回避しつつ第二相の存在が制限されることを、３００℃／分〜１５０００℃／分の冷却速度が可能にする。脆い材料の場合でさえもかなりの歪み硬化率が達成されることを、鍛造の使用が可能にする。この方法によって、圧延法、伸線法または引張り成形法よりも脆化第二相の残余率を高くすることができる。この残余率は５０体積％程度の値に達することがある。

第三スラグ：直径１１ｍｍの第二スラグの材料が６．５ｍｍの直径に鍛造され、その後に７８０℃〜９２０℃の温度の貫通型炉内かまたは焼戻し炉内で焼鈍される。６．５ｍｍの直径の場合には、亀裂を生じない３００℃／分〜２００００℃／分の冷却速度を表３の合金が可能にする。脆化第二相の比率が制限されることをこれらの冷却速度が可能にする。

仕上：機械加工可能製品を得るために、第三スラグの材料が４ｍｍの直径に伸線されるかまたは引張り成形される。最適な機械的性質を得るために、機械加工可能製品または機械加工された断片にスピノーダル分解処理が最後に行われる。

冷却試験
亀裂の発生を判定するために、本発明の合金の試料を急速冷却試験に供した。この試験における合金の化学的組成は表２によって与えられている。

これらの試料は、８００℃の温度の熱処理に供され、その後に焼戻し流体（ＥＸＸＯＮ ＸＤ９０）中及び水中への浸漬によって急冷された。

各々の冷却について、試料の中心における熱電対によって℃／分での冷却速度が測定された。亀裂発生の存在が牽引試験によって確認された。

（○＝成功／×＝失敗）

この試験によると、約１０ｍｍまでの直径が焼戻し流体中での冷却に耐えられることが分かる。一方、水焼戻しでは試料に亀裂が常に発生し、このことは４ｍｍの最小直径まで同様である。

Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｎ−Ｐｂの小寸法製品の場合には、２４０００℃／分超の冷却速度を使用することができる。この場合、もし一時的な内部歪拘束を制限しその結果として亀裂の形成を防止するのに製品の寸法が十分に小さければ、水焼戻しが効率的な場合がある。

冷却速度及び熱処理温度が化学的組成及び寸法に適合していれば、実施例１〜４の機械加工可能製品は夫々実施例１〜４の方法によって作ることができる。提示された実施例の夫々では、完成製品の寸法に従ってスラグの数を変更することができる。

本発明の合金の銅の一部は、例えば１０％までの比率で他の元素例えばＦｅ、ＺｎまたはＭｎと取り替えることができる。

Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＡｌの様なその他の元素も、数％までの比率で存在することができる。これらの元素には、特にスピノーダル硬化を改善する効果がある。

Claims (42)

1. １重量％〜２０重量％のＮｉと１重量％〜２０重量％のＳｎと０．１％〜４％のＰｂとを含んでおり、残部が本質的にＣｕで構成されている、合金から成る金属製品の製造方法であって、
   前記合金を加熱する段階とそれに後続しており亀裂の発生を防止するのに十分に遅い速度での冷却段階とを含む、熱処理を含む方法。
2. 前記冷却段階における前記速度が、二相構造の形成を制限するのに十分に速い、請求項１に記載の方法。
3. 前記合金の化学的組成と前記金属製品の寸法とに依存して予め決められている冷却速度で前記冷却段階が生じる、請求項１または２に記載の方法。
4. 圧延、伸線、引張り成形または鍛造による冷間変形の段階が前記熱処理に後続する、請求項１または２に記載の方法。
5. 再結晶化段階と、それに後続しており亀裂の発生を防止するのに十分に遅い速度での冷却段階とを含む、請求項４に記載の方法。
6. 前記熱処理が貫通型炉内で行われる、請求項１に記載の方法。
7. 連続鋳造の初期段階を含む、請求項１に記載の方法。
8. 前記連続鋳造後の鍛造段階を含む、請求項７に記載の方法。
9. 静ビレット鋳造の初期段階または溶射成形ビレット鋳造の段階または準連続ビレット鋳造の段階と、それに後続する押出し加工段階とを含む、請求項１に記載の方法。
10. ６９０℃〜９２０℃の温度で前記熱処理が行われる、請求項１に記載の方法。
11. 前記熱処理中における前記金属製品の横断寸法が１ｍｍ〜１００ｍｍである、請求項１に記載の方法。
12. 前記熱処理中における前記金属製品の横断寸法が５ｍｍ〜５０ｍｍである、請求項１に記載の方法。
13. 前記熱処理中における前記金属製品の横断寸法が１０ｍｍ〜２０ｍｍである、請求項１に記載の方法。
14. 前記熱処理の前記冷却段階における冷却速度が１０℃／分〜２４０００℃／分である、請求項１に記載の方法。
15. 前記熱処理の前記冷却段階における冷却速度が１０℃／分〜４０００℃／分である、請求項１に記載の方法。
16. 前記熱処理の前記冷却段階における冷却速度が１００℃／分〜１５００℃／分である、請求項１に記載の方法。
17. 前記熱処理の前記冷却段階における冷却速度が１００℃／分〜１０００℃／分である、請求項１に記載の方法。
18. 伸線または引張り成形または鍛造または圧延の段階を含む、請求項１に記載の方法。
19. スピノーダル硬化の段階を含む、請求項１に記載の方法。
20. ６％〜８％のＮｉと４〜６％のＳｎと０．５〜２％のＰｂとを前記合金が含む、請求項１に記載の方法。
21. ８％〜１０％のＮｉと５〜７％のＳｎと０．５〜２％のＰｂとを前記合金が含む、請求項１に記載の方法。
22. １４％〜１６％のＮｉと７〜９％のＳｎと０．５〜２％のＰｂとを前記合金が含む、請求項１に記載の方法。
23. Ｚｒ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｇの元素のうちから１０％までの一つ以上を含む、請求項１に記載の方法。
24. 請求項１に記載の方法で製造された製品。
25. １重量％〜２０重量％のＮｉと１重量％〜２０重量％のＳｎと０．１％〜４％のＰｂとを含んでおり、残部が本質的にＣｕで構成されている、合金であって、この合金を加熱する段階とそれに後続しており亀裂の発生を防止するのに十分に遅い速度の冷却段階とを含む熱処理を受けた、前記合金から成る、機械加工可能製品。
26. ６％〜８％のＮｉと４〜６％のＳｎと０．５〜２％のＰｂとを前記合金が含む、請求項２５に記載の機械加工可能製品。
27. ８％〜１０％のＮｉと５〜７％のＳｎと０．５〜２％のＰｂとを前記合金が含む、請求項２５に記載の機械加工可能製品。
28. １４％〜１６％のＮｉと７〜９％のＳｎと０．５〜２％のＰｂとを前記合金が含む、請求項２５に記載の機械加工可能製品。
29. 前記均質化処理が貫通型炉内で行われる、請求項２５に記載の機械加工可能製品。
30. 圧延、伸線、引張り成形または鍛造による冷間変形の段階と、再結晶化段階と、それに後続しており亀裂の発生を防止するのに十分に遅い速度での冷却段階とが、前記熱処理に後続する、請求項２５に記載の機械加工可能製品。
31. 前記冷却段階における前記速度が、二相構造の形成を制限するのに十分に速い、請求項２５に記載の機械加工可能製品。
32. ６９０℃〜９２０℃の温度で前記熱処理が行われる、請求項２５に記載の機械加工可能製品。
33. 前記熱処理中における前記金属製品の横断寸法が１ｍｍ〜１００ｍｍである、請求項２５に記載の機械加工可能製品。
34. 前記熱処理の前記冷却段階における冷却速度が１０℃／分〜２４０００℃／分である、請求項２５に記載の機械加工可能製品。
35. 前記熱処理の前記冷却段階における冷却速度が１０℃／分〜４０００℃／分である、請求項２５に記載の機械加工可能製品。
36. 前記熱処理の前記冷却段階における冷却速度が１００℃／分〜１５００℃／分である、請求項２５に記載の機械加工可能製品。
37. 前記熱処理の前記冷却段階における冷却速度が１００℃／分〜１０００℃／分である、請求項２５に記載の機械加工可能製品。
38. スピノーダル硬化の段階を含む、請求項２５に記載の機械加工可能製品。
39. Ｆｅ、Ｚｎ、Ｍｎの元素のうちから１０％までの一つ以上及び／またはＺｒ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｇの元素のうちから５％までの一つ以上を含む、請求項２５に記載の機械加工可能製品。
40. ８％〜１０％のＮｉと５〜７％のＳｎと０．５〜２％のＰｂとを含んでおり、残部が本質的にＣｕで構成されている、合金から成る機械加工可能製品。
41. 機械加工性指数が８０％超であることを特徴とする、請求項４０に記載の機械加工可能製品。
42. Ｆｅ、Ｚｎ、Ｍｎの元素のうちから１０％までの一つ以上及び／またはＺｒ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｍｇの元素のうちから５％までの一つ以上を含む、請求項４０に記載の機械加工可能製品。