JP2012523493A

JP2012523493A - 機械加工できる銅基合金と、それを製造するための方法

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Publication number: JP2012523493A
Application number: JP2012503870A
Authority: JP
Inventors: デヴォブロト，ナタネル; エンプル，ドリス; フェルベルボン，ローラン; ラポルト，ヴァンサン; モルタンサン，アンドレア; ロソル，アンドレア; ヴァンサン，エマニュエル
Original assignee: Swissmetal Ums Schweizerische Metallwerke Ag
Current assignee: Swissmetal Ums Schweizerische Metallwerke Ag
Priority date: 2009-04-08
Filing date: 2009-04-08
Publication date: 2012-10-04
Also published as: RU2011145017A; TWI467034B; IL215607A0; CA2759308A1; US20120073712A1; CN102439182A; KR20140042942A; RU2508415C2; WO2010115462A1; TW201042060A; EP2417275A1

Abstract

少なくとも合金の５０重量％に相当するＣｕ中に、１重量％と２０重量％の間のＮｉ、１重量％と２０重量％の間のＳｎ、０．５重量％と３重量％の間のＰｂを含む合金であって、該合金が、さらに、０．０１重量％と５重量％の間のＰまたはＢを単独または併用で含むことを特徴とする。本発明はまた、中間温度（３００℃から７００℃）で改善される機械的性質と優れた被削性とを有する金属製品にも関している。本発明の金属製品はまた、コネクタ、電気機械部品、または微小機械部品の製造用に有利に利用することも出来る。
【選択図】図１

Description

本発明は、銅、ニッケル、錫、鉛を主成分とする合金と、その製造方法に関するものである。
とりわけ、しかし限定的ではなく、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、鉛を主成分とする合金に関している。

銅、ニッケル、そして錫を主成分とする合金は、既知であり、広く利用されている。
それらの合金は、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。
それらの合金の機械的性質は、スピノーダル分解のような既知の熱時効処理によってさらに改善される。
１５重量％のニッケルと８重量％の錫とを含む合金（標準合金ＡＳＴＭ規格Ｃ７２９００）については、機械抵抗は１５００Ｍｐａに到達可能である。
これらの合金はまた、良好な耐応力緩和性、そして空気中で高耐食性も示す。

これらの材料の他の利点は、該材料の高降伏応力によってもたらされる、好ましい弾性特性と組み合わされる優れた成形性である。
さらに、これらの合金は、腐食に対する良好な耐性と、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バネは、振動および高熱または応力を受けても、時間の経過とともにバネの圧縮力が失われることはない。

これらの好ましい性質は、良好な熱伝導率および電気伝導率と組み合わされ、これらの材料が電気通信産業用および自動車産業用の高い信頼性を有するコネクタを作るために広く利用されていることが示される。
また、これらの合金は、スイッチおよび電気装置もしくは電気機械装置において、または電子部品の基板として、または高荷重にさらされる軸受摩擦面を作るために、利用されることも出来る。｛りんしょうてきがっぺいしょう｝

これらの合金の良好な被削性は、通常、鉛を加えることによって得られるが、鉛は、合金母材中に介在物の微細分散系として分配されるものである。
残念なことに、そのような鉛の添加は、合金の温熱脆性を著しく増すことにもなり、このことによりプロセスとサービスの両方において問題を招く可能性がある。

中間温度（３００℃〜７００℃）でのＣｕ基合金の延性の減少は、長い間既知の問題であって、Ｒ．Ｖ．Ｆｏｕｌｇｅｒ氏およびＥ．Ｎｉｃｈｏｌｌｓ氏によって「ＭｅｔａｌｓＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ」３、３６６〜３６９ページ（１９７６年）にて、および、Ｖ．Ｌａｐｏｒｔｅ氏およびＡ．Ｍｏｒｔｅｎｓｅｎ氏によって「ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＭａｔｅｒｉａｌｓＲｅｖｉｅｗｓ」印刷中（２００９年）にて、再検討されている。
この温度範囲における粒界すべりの始まりは、粒界での空隙と空洞の形成を招き、そして銅とその合金との通常延性破壊を粒界脆性破壊に変える。
この現象は、純銅について観察されたが、脆化させる合金化元素または不純物元素が合金中にあるとき、この現象はずっと顕著になる。
この臨界範囲を超える、より高い温度での動的再結晶により延性を回復させることができる。

そのようなＣｕ合金中に溶融Ｐｂ介在物があると、とりわけ高歪み速度で、液体金属脆化（ＬＭＥ）が引き起こされる可能性がある。
それに加えて、１８ｐｐｍ程度の鉛含有量がＣｕ‐Ｎｉ合金の粒界を脆化させると報告され、また、８００℃で鉛ガスにさらされ続けた合金は脆性的に破壊しており、鉛もまた固相粒界脆化の原因になることを示している。
固相粒界脆化は、ＬＭＥに反して、低歪み速度で深刻度が増す。
Ｃｕ合金において粒界脆化の原因となる既知の他の元素は、硫黄と酸素である。

本発明の目的は、したがって、Ｃｕ‐Ｎｉ‐Ｓｎ‐Ｐｂを主成分とする合金から成る金属製品を提案することであり、該金属製品は、先行技術の少なくともいくつかの制限を克服するものである。

本発明の別の目的は、Ｃｕ‐Ｎｉ‐Ｓｎ‐Ｐｂを主成分とする合金から成る金属製品を提供することであり、該金属製品は、改善される引張特性と良好な被削性をもつものである。

本発明によると、これらの目的は、独立請求項の特徴を含む体系および方法によって達成されるが、好ましい実施態様は、従属請求項および明細書において示される。

また、これらの目的は少なくとも合金の５０重量％に相当するＣｕ中に、１重量％と２０重量％の間のＮｉ、１重量％と２０重量％の間のＳｎ、０．５重量％と３重量％の間のＰｂを含む合金によっても達成される。
該合金が、さらに、０．０１重量％と５重量％の間のＰまたはＢを、単独または併用で含むことを特徴とする。

本発明の実施態様において、該合金は、さらに０．０１重量％と０.５重量％の間のＰまたはＢを単独または併用で含む。

本発明の好ましい実施態様において、該合金は、９重量％のＮｉ、６重量％のＳｎ、１重量％のＰｂを含む。

本発明の合金は、基本的に、それぞれ１８０ＭＰａと３３３ＭＰａを超える降伏強度Ｒ_ｐ０．２と最大応力Ｒ_ｍを有することを特徴とし、これらは、８００℃での約１時間の熱処理に続く水中または空気中での急冷の後、４００℃で測定された。
また、該合金は、８００℃での約１時間の熱処理、およびそれに続く約１２時間の３２０℃での時効の後で、基本的に１９０を超えるＨＶ硬さ（ビッカース硬さ）を有することを特徴とする。

また、これらの目的は、本発明の合金から成る金属製品の製造方法によっても達成されるが、該製造方法は次の過程を含むものである：等質構造を有する前記合金の第一のスラグを得ること；前記合金を、均質化の為および合金の冷間成形性向上の為に、６９０℃と８８０℃の間に含まれる温度で焼き鈍しすること；５０℃／分と５００００℃／分の間に含まれる冷却速度で冷やすこと、尚、該冷却速度は前記製品の断面積と前記合金の組成とに依るものである；そして冷間成形。

本発明は、また、本発明の合金から成り且つ本発明の方法を用いて製造される金属製品も含むが、該金属製品は、７００〜１５００Ｎ／ｍｍ^２の間に含まれる機械抵抗と、２５０と４００の間に含まれるＨＶ硬さと、ＡＳＴＭ規格Ｃ３６０００の真鍮と比較して７０％を超える被削性指数とを特徴とする。

機械加工できる金属製品は、亀裂なく製造されることができ、また中間温度（３００℃〜７００℃）で優れた機械的性質と引張特性をもつ。

本発明の本明細書において、すべての％表示は、重量％の意味であって、たとえ文章の中で明確に言及されていなくても然りである。

本発明は、例として与えられまた付属の図面によって説明される、請求項と本明細書を読むことによってよりよく理解されるであろう。

本発明による、Ｂを含むＣｕ‐Ｎｉ‐Ｓｎ‐Ｐｂ合金の金属組織断面を示す。本発明による、Ｐを含むＣｕ‐Ｎｉ‐Ｓｎ‐Ｐｂ合金の金属組織断面を示す。

本発明の実施態様において、Ｃｕ基合金は、１重量％と２０重量％の間のＮｉ、１重量％と２０重量％の間のＳｎ、そして０．１重量％と０．４重量％の間で変化し得る割合のＰｂを含み、残りは、基本的にＣｕから構成されるが、避けられない不純物を伴い、該不純物は典型的には５００ｐｐｍ以下の量に含まれる。

鉛は本質的に合金のその他の金属の中に溶けないので、得られる製品は、鉛の粒子をＣｕ‐Ｎｉ‐Ｓｎ母材の中に分散した状態で含むであろう。
機械加工作業の間、鉛は、潤滑効果をもち、薄片の破砕を容易にする。

合金中に導入される鉛の量は、達成しようとする被削性の程度に依る。
通常、数重量パーセント以下の鉛の量は、常温で合金の機械的性質が変更されることなく導入することが出来る。
しかしながら、鉛の融点（３２７℃）を超えると、液体鉛は、合金をひどく脆弱化させる。
このように、鉛を含む合金は製造が難しいが、その理由は、一方では、鉛を含む合金が非常に強い顕著な亀裂傾向を有しているからであり、他方では、望ましくない脆弱化層を含む二層から成る結晶構造を呈する可能性があるからである。
したがって、本発明の合金において、鉛含有量は、好ましくは０．５重量％と３重量％の間、または０．５重量％と２重量％の間であり、さらに好ましくは０．５重量％と１．５重量％の間である。

さらに、合金組成は、任意に、脱酸素剤として組成中に導入されるＭｎのような元素を０．１％と１％の間で含むことが出来る。
Ｃｕ合金は、また、Ｍｎの代わりに、またはＭｎに加えて、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｆｅのような他の元素、または、これらの元素の少なくとも二つの組み合わせを含むことも出来る。
また、これらの元素の存在により、Ｃｕ合金のスピノーダル硬化を向上させることも出来る。
代わりに、Ｃｕ合金が酸化するのを防ぐ装置を利用することが可能である。

別の実施態様において、本発明の合金のＣｕ含有量の一部は、ＦｅまたはＺｎのような他の元素に、例えば最大１０％の割合で置き換えることができる。

本発明のさらに別の実施態様において、Ｃｕ基合金は、Ａｌ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｐ（リン）またはＢ（ホウ素）の中から選ばれる追加の合金化元素を、少なくとも０．０１重量％含む。
あるいは、本発明のＣｕ基合金は、Ａｌ、Ｍｎ、Ｚｒ、ＰまたはＢの中から選ばれる少なくとも二つの追加の元素の混合物を、少なくとも０．０１重量％含む。

本発明の好ましい実施態様において、Ｃｕ基合金は、０．０１重量％と５重量％の間のＰまたはＢを含む。

本発明のさらに好ましい実施態様において、Ｃｕ基合金は、９重量％のＮｉ、６重量％のＳｎ、１重量％のＰｂ、そして０．０２重量％と０．５重量％の間のＰまたはＢを含む。

Ｐおよび／またはＢの追加によるＣｕ‐Ｎｉ‐Ｓｎ‐Ｐｂ合金の中間温度での機械的性質への影響が調査された。
この目的を達成するために、約９重量％のＮｉ、約６重量％のＳｎ、約１重量％のＰｂ、そして、約０．０２と０．５％の間のＰまたはＢを含むＣｕ基合金から成る金属製品が、純粋成分（プレアロイＣｕ３ＰとプレアロイＣｕＺｒ：９９．５重量％、Ａｌ：９９．９重量％、その他全て：９９．９９重量％）から、半連続鋳造設備（限度容量：３０ｋｇ）において、アルゴン雰囲気下で準備された。

調査されるさまざまな合金の組成は、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）分析によって測定され、表１に示されるが、組成は重量％で表示され、そして残りはＣｕである。
Ｚｒの値は、ＩＣＰ法では検出不可能であった。

金属製品は、直径１２ｍｍの円筒棒に鋳造され、その後に三段階で７．５ｍｍの直径にまでスエージ加工された。
これらの棒から、３０ｍｍのゲージ長と４ｍｍの直径をもつ円筒形の引張試験サンプルが機械加工された。
サンプルは、空気中で１時間８００℃で均質化され、そして水中で急冷された。

合金Ｃ１とＣ２が、このリストに加えられ、合金化添加物の含有量が少ない場合、被削性および高強度についての性質が同様に達成可能か試験された。
Ｂと表示される合金と対照的に、合金Ｃ１とＣ２のサンプルは、８００℃での１時間の焼き鈍しの後、空気中で冷やされた。

図１および図２は、本発明による、それぞれＢを含む合金（Ｂ４）とＰを含む合金（Ｂ５）の、金属組織断面のＳＥＭ顕微鏡写真を示す。
合金Ｂ４およびＢ５は、両方とも、硬い第二相粒子１を示しており、該第二相粒子は、Ｎｉ、Ｓｎ、および、ＢまたはＰがＣｕ基合金に加えられるときそれぞれに形成されるＢもしくはＰに富んでいる。
Ｎｉ、Ｓｎ、およびＺｒに富んだ硬い第二相粒子１もまた、ＺｒがＣｕ基合金に加えられるとき形成される（非表示）。
第二相１は、残部であるＣｕ基合金の母材よりも硬い。
合金Ｂ４およびＢ５は、また、粒径によっても特徴付けられるが、ここでは基本的に平均直径３５μｍであって、ＢまたはＰを含まない他の合金の粒径に比べて二分の一近く小さい。
それぞれ、ＢまたはＰを、より低い含有量で含む合金Ｃ１およびＣ２もまた第二相粒子１を示すが、その量は減少する（顕微鏡写真は非表示）。
第二相粒子１は、むらなく微細構造の中に分配され、そして大きさは数ミクロンである。
Ｐｂ介在物２は、図１と図２において、白色に見えている。

表２は、ビッカース硬さ（ＨＶ１０）試験値を示すものであり、８００℃での約１時間の熱処理の後、および、それに続く約１０時間と約１２時間の３２０℃での時効の後、合金Ｂ１からＢ５について測定されたものである。
試験値は、合金Ａ２について得られる値と比較される。
最も大きな硬さの増加は、本発明による合金Ｂ４とＢ５について見つかった。

表３において、降伏強度（Ｒ_ｐ０．２）と最大応力（Ｒ_ｍ）の値が、Ａ１からＢ５の合金サンプルについて示されている。
値は、８００℃での約１時間の熱処理に続いて、水中または空気中での急冷の後、熱間引張試験を行うことによって得られた。
引張試験は、油圧サーボ式試験機（ＭＦＬ１００ｋＮ）を用いて、４００℃で、１０^−２ｓ^−１の歪み速度で行われた。
サンプルは、昇温時間中の相変態の発生を最小限にするために、２分未満で安定した試験温度に到達するランプ加熱炉（ＲｅｓｅａｒｃｈＩｎｃ．、Ｍｏｄｅｌ４０６８‐１２‐１０）を使用して急速に加熱された。
急速な加熱と速い歪み速度との両方により、サンプルの破砕は、４００℃で３分以内で得られた。

ＣｕＮｉ９Ｓｎ６合金に加えられる鉛は、合金を著しく脆化させる。
Ｐおよび／またはＢの添加のない、Ａ２からＢ３のＰｂを含む合金について得られる値と比較して、本発明の合金Ｂ４およびＢ５について、改善される降伏強度（Ｒ_ｐ０．２）と最大応力（Ｒ_ｍ）の値が得られる。
より少ない量のＢ（０．０３重量％）とＰ（０．１重量％）を含む合金Ｃ１とＣ２について得られる降伏強度と最大応力の値は、４００℃でそれぞれ１６０Ｍｐａとおよそ３００Ｍｐａであり、これらもまた、その温度での合金Ａ２からＢ３の値と比較して改善がみられた。

上記の熱間引張試験における破砕の後の、合金Ｃ１とＣ２の砕けたサンプルの縦断面のＳＥＭ調査（非表示）は、第二相粒子１が、多くの場合Ｐｂ介在物２に隣接して位置すること（図１および図２を参照）、また破壊が粒界破壊であることを示したのであり、破砕が、より大きい第二相粒子１で核生成を起こさないことを示唆している。

表４は、合金Ａ２からＢ５の焼割れの形成に対する脆弱性を質的に示す。
表４において、符号「＋」は、割れ目の存在を意味し、割れ目の数と深さは「＋」から「＋＋＋」に増して示され、一方、「０」は、いかなる割れ目も存在しないことを意味する。
急冷実験は、鋳放しの合金Ａ２からＢ５のサンプルで、最初に８００℃で１時間サンプルを熱処理し、それから該サンプルを室温の水浴、または８０℃もしくは１８０℃に保たれる油浴に落とすことによって行われた。
合金サンプルの表面は、その後、割れ目について光学的に調べられた。
表４は、本発明による合金Ｂ４とＢ５が、焼割れの形成に対して最も低い脆弱性を有することを示している。

本発明による合金Ｂ４からＣ２の機械加工性は、穴あけによって試験され、切削速度、送り、そして切り屑の長さを説明するものであるが、ＰまたはＢを含まないその他の合金の機械加工性と類似していることが分かった。
合金Ｂ５は、Ａ１からＣ２グループのその他の合金と比較して、最良の機械加工性を有することが分かった。

上記の結果は、硬い第二相粒子１が、合金中の粒界空隙に対する好ましい核生成位置を表しているのではなく、むしろ、銅合金における中間温度（３００‐７００℃）脆化の主な原因の一つである粒界すべりを妨げて、空隙を発生させないことを示唆している。
さらに、Ｚｒ、Ｂ、そしてＰを含む本発明の合金（Ｂ３、Ｂ４、Ｂ５、Ｃ１、Ｃ２）において、Ｐｂ介在物２は、ＢまたはＰを含む固体の第二相析出物１に隣接して位置するという際立った傾向を示し、不規則な複雑な形状である。
このことは、中間温度での溶融鉛介在物２と硬い第二相１との間の界面に低エネルギーをもたらすことを可能にし、つまりＰｂが第二相粒子１を「ウェット」（ｗｅｔ）するのである。
このことは、溶融Ｐｂ介在物２の不安定度の到達に必要な負荷応力を増加させ、合金をより強く且つより延性のあるものにするＢおよびＰを含む合金の破砕を遅らせ、そして場合によっては中間温度での引張特性を改善させる。
言い換えれば、Ｐ、Ｂ、またはＺｒのような、Ｃｕ基合金中に加えられる元素は、例えば応力負荷下での形状の変更に対して粒子を安定させるために、溶融Ｐｂと接触して界面に低エネルギー示す、硬い第二相１の形成を引き起こす。
Ａ２および残りのＢ系合金と比較して、より高いＢ４およびＢ５の引張特性（表２）は、ＢとＰの両方が結晶成長抑制剤としての役割を果たしている粒径の違いによって、また、より延性の低い第二相１による耐荷重性によっても説明できる。

明らかに、本発明の合金Ｂ４、Ｂ５、Ｃ１およびＣ２は、ＣｕＮｉ９Ｓｎ６合金の被削性を向上させるための鉛の添加が原因である中間温度脆化を、大幅に解決する。
鉛を含む合金Ｂ３からＣ２は、該合金の魅力的な快削性の特性を保持する。

本発明の実施態様において、本発明のＣｕ基合金から成る、機械加工できる金属製品は、連続または半連続鋳造法を含む方法によって得られる。
該方法において、第一のスラグは、押出されて、例えば、典型的には２５ｍｍと１ｍｍの間に含まれることが出来る直径となる。
合金は、それから、例えば圧縮気流によって、または水噴霧によって、または他のあらゆる適切な手段によって冷やされるが、該他のあらゆる適切な手段とは、適切な冷却速度に達することのできる手段であり、該適切な冷却速度とは、好ましくは、脆化させる第二相の形成を制限するのに充分速く、そして亀裂を防ぐのに充分速い速度であり、以降に説明されるであろう通りである。

第一のスラグの材料は、それから、一つまたは複数の冷間成形作業を受けるが、該作業は、例えば、圧延、伸線、引張成形、ハンマリング、または、他のあらゆる冷間変形法によるものである。
冷間成形過程の後、第二のスラグは焼き鈍しされるが、該焼き鈍しは、典型的にはスルータイプの炉または取り外し可能なカバーの炉の中で、合金が単相になる範囲内に収まるはずの焼き鈍し温度で行われるものである。
上記に説明された組成のうちの一つを有する本発明のＣｕ合金の場合において、焼き鈍し温度は、６９０℃と８８０℃の間に含まれる。
焼き鈍し過程、すなわち均質化熱処理の過程は、とりわけ、延性を誘起するため、構造を均質にすることによって精錬するため、そして合金の冷間成形特性を向上させるために利用される。

実施態様の変形例において、第二のスラグは、焼き鈍し、すなわち均質化熱処理の過程を経てから、冷間成形過程を経ることが出来る。

焼き鈍し過程の間、少なくとも部分的な再結晶が、第二のスラグとともに起こるであろうが、該再結晶において、歪みのない新たな粒が核生成し、そして成長して、内部応力によって変形された粒に取って代わる。
焼き鈍し過程の後、第二のスラグは冷やされるが、この場合もやはり、好ましくは、脆化させる第二相の形成を制限するのに充分速く、また亀裂を防ぐのに充分速い冷却速度で冷やされる。

一つまたは複数の一連の冷間成形過程を行うことができるが、それぞれの冷間成形過程には、焼き鈍し過程と冷却過程が付随しており、それにより望まれる直径と形をもつ連続したスラグを得ることができる。

一連の冷間成形過程、焼き鈍し過程、そして、冷却過程の後、最終的なスラグは、機械加工できる製品を得るために、最終的な直径および／または形状に伸線または引張成形されることが出来る。
その後ついに、スピノーダル分解熱処理、すなわち硬化を、機械加工できる製品または機械加工された部品に施し、最適な機械的性質を得ることができる。
後者の熱処理は、最終的な機械加工の前に行うことも可能であるし、後に行うことも可能である。

押出しおよび／または焼き鈍し処理の後の冷却過程は、冷却の間の温度差によって生まれる内部拘束による合金の亀裂を防ぐのに充分に遅い速度であるが、二相構造の形成を制限するのに充分に速い速度で行われなければならない。
速度が遅すぎると、相当な量の第二相が出現する可能性がある。
この第二相は、非常に脆く、また合金の変形能を大幅に減らしてしまう。
多すぎる量の第二相の形成を避けるために必要な臨界冷却速度は、合金の化学的性質に依存し、ニッケルと錫の量が多いほど速くなる。

さらに、冷却の間、一時的な内部拘束が合金内に生じる。
該内部拘束は、スラグまたは製品の表面と中心との間の温度差に関係している。
これらの拘束が合金の耐性を超えると、合金に割れ目が生じて、もはや利用不可能である。
冷却が原因である内部拘束は、製品の直径が大きいほど高い。
亀裂を防ぐための臨界冷却速度は、このように製品の直径に依る。
本発明の方法において、押出し過程および／または焼き鈍し過程の後の冷却は、５０℃／分と５００００℃／分の間に含まれる冷却速度で行われる。

銅‐ニッケル‐錫の合金は、長い凝固時間を有し、鋳造作業最中に大量の偏析を招く。
連続または半連続の鋳造過程の間、溶融合金は、かき回されることができるが、これは、偏析および鋳引けのような、表面の状態と内部特性とに関して、鋳物のより大きな規則性を得るためである。
さらに、溶融合金が溶けて鋳造されるとき、デンドライト構造が生まれ、微粒子合金を得ることは出来ない。

銅合金は、溶解物を撹拌するために、電磁的にかき回すことができる。
そのような磁力は、スラグの充分な撹拌を生み出して、中心偏析の数を減らすことを可能にし、また、平均粒径が基本的に５ｍｍ未満である細かい等軸結晶を有するＣｕ基合金を得ることを可能にする。

あるいは、スラグの溶融Ｃｕ合金は、溶融材料内にキャビテーションおよび音響流を作り出すために、超音波エネルギーを使って機械的に撹拌することができる。
他のタイプの機械的撹拌もまた利用することができるが、それらは強制ガス混合、また溶融合金の振動や震動のような物理的混合、またはロータ、プロペラ、撹拌パルスジェットのような機械装置などである。
あるいは、電磁的撹拌は、機械的撹拌と組み合わせて利用することができるし、または、超音波撹拌は、機械的撹拌と組み合わせて利用することができる。

本発明による別の実施態様において、３２０ｍｍ以下の直径をもつＣｕ基合金の第一のスラグは、溶射成形法を利用して製造されるが、該方法は、例えばオスプレイ法として既知の方法であり、且つ欧州特許第０２２５７３２号明細書に記載されている。
ここで、１〜５００ミクロンのサイズ範囲の噴霧粒径を利用して、２００ミクロン未満の平均粒径の合金を得ることが出来た。
溶射成形法は、偏析の程度が最小であるほぼ均質な微細構造を得ることを可能にする。
他のタイプのスラグ、例えば長方形断面を持つインゴット、円盤、または棒などもまた、溶射成形法によって製造することが出来る。
溶融金属または金属合金粒子のスプレイは、望まれる雰囲気下で行われるが、好ましくは、窒素やアルゴンのような不活性雰囲気下で行われる。

あるいは、金属製品は、静的ビレット鋳造法または他のあらゆる適切な方法によって得ることが出来る。

本発明のＣｕ基合金製品は、焼き鈍し処理と冷却過程の後に室温で測定される、７００〜１５００Ｎ／ｍｍ^２（７００〜１５００ＭＰａ）の間に含まれる引張強度と、焼き鈍し処理と冷却過程の後に測定される、２５０と４００の間に含まれるビッカース硬さ（ＨＶ１０）と、ＡＳＴＭ規格Ｃ３６０００の真鍮と比較して７０％を超える被削性指数とを特徴とする。
さらに、本発明のＣｕ基合金製品は、旋削の最中に生じる切りくずの除去が促進されることによって、容易に機械加工することができ、また、とりわけ旋削過程、快削過程、スタンピング過程、曲げ過程、または穴あけ過程などを必要とする機械加工作業に有利に利用することができる。

本発明のＣｕ基合金製品は、ロッド、円形または他のあらゆる輪郭形状を有するワイヤ、ストリップ、例えば圧延ストリップ、スラブ、インゴット、薄板などの形状をもつ製品を得るために、有利に利用することが出来る。
本発明のＣｕ基合金製品は、また、機械加工部品の全体または一部の製造のために有利に利用することもでき、それは、例えば、コネクタ、電気機械部品、電話機の部品、バネなどの、７００Ｎ／ｍｍ^２を超える高い弾性限界をもつ導電性部品、またはマイクロ工学、時計製作術、摩擦学、航空学などの適用分野における微小機械部品、または多種多様な適用分野における他のあらゆる部品などである。

本発明の方法は、数重量パーセント以下のＰｂと、０．０１％と０．５％の間のＰおよび／またはＢとを含み、製造中に亀裂の生じない、そして優れた機械的性質および引張特性を有する、機械加工できるＣｕ‐Ｎｉ‐Ｓｎ基合金を製造することを可能にする。

１第二相粒子
２Ｐｂ介在物

Claims

少なくとも合金の５０重量％に相当するＣｕの中に、１重量％と２０重量％の間のＮｉ、１重量％と２０重量％の間のＳｎ、０．５重量％と３重量％の間のＰｂを含む合金であって、
該合金が、さらに、０．０１重量％と５重量％の間のＰまたはＢを、単独または併用で含むことを特徴とする合金。
該合金が、さらに、０．０１重量％と０.５重量％の間のＰまたはＢを単独または併用で含む、請求項１に記載の合金。
前記合金が、９重量％のＮｉ、６重量％のＳｎ、１重量％のＰｂを含む、請求項１または２に記載の合金。
前記合金が、基本的に１８０ＭＰａを超える降伏強度Ｒ_ｐ０．２をもち、
該降伏強度が、８００℃での約１時間の熱処理に続いて、水中または空気中での急冷の後に４００℃で測定されるものである、請求項３に記載の合金。
前記合金が、基本的に３３３ＭＰａを超える最大応力Ｒ_ｍをもち、該最大応力が、８００℃での約１時間の熱処理に続いて、水中または空気中での急冷の後に４００℃で測定されるものである、請求項３または４に記載の合金。
前記合金が、基本的に１９０を超えるＨＶ硬さをもち、
該硬さが、８００℃での約１時間の熱処理、およびそれに続く約１２時間の３２０℃での時効の後に測定されるものである、請求項３から５のいずれか一つに記載の合金。
前記合金が、第二相（１）を含み、
該第二相が、８００℃での約１時間の熱処理に続く、水中または空気中での急冷の後に、Ｎｉ、Ｓｎ、そして、それぞれＢまたはＰのいずれかを含むものである、請求項１から６のいずれか一つに記載の合金。
請求項１から７のいずれか一つを特徴とする合金から成る金属製品の製造方法であって、
次の、
ａ）等質構造を有する前記合金の第一のスラグを得ること、
ｂ）前記合金を、均質化の為および合金の冷間成形性向上の為に、６９０℃と８８０℃の間に含まれる温度で焼き鈍しすること、
ｃ）５０℃／分と５００００℃／分の間に含まれる、前記製品の断面積と前記合金の組成とに依る冷却速度で冷やすこと、
ｄ）冷間成形、
という過程を含む製造方法。
請求項８に記載の過程ａ）が、連続鋳造法であり、
該連続鋳造法が、前記合金の第一のスラグを２５ｍｍと１ｍｍの間に含まれる直径で押し出すためのものである、請求項８に記載の方法。
第一のスラグの前記合金が、電磁的または機械的にかき回されて、平均粒径が基本的に５ｍｍ未満である細かい等軸結晶をもつ前記合金が得られる、請求項８または９に記載の方法。
請求項８に記載の過程ａ）が、溶射成形法であり、
且つ、前記第一のスラグが、直径３２０ｍｍ以下および平均粒径２００ミクロン未満で成形される、請求項８に記載の方法。
前記冷間成形過程が、圧延、伸線、引張成形、ハンマリングプロセスを含む、請求項８から１１のいずれか一つに記載の方法。
請求項８から１２のいずれか一つを特徴とする方法から得られる金属製品であって、
前記金属製品が、７００ＭＰａと１５００ＭＰａの間に含まれる引張強度を有し、
該引張強度が、請求項８に記載の焼き鈍し過程ｂ）と冷却過程ｃ）の後に室温で測定されるものである、金属製品。
前記製品が、２５０と４００の間に含まれるＨＶ硬さをもち、
該ＨＶ硬さが、請求項８に記載の焼き鈍し過程ｂ）と冷却過程ｃ）の後のものである、請求項１３に記載の製品。
前記製品が、ＡＳＴＭ規格Ｃ３６０００真鍮と比較して、７０％を超える被削性指数を有する、請求項１３または１４に記載の製品。
製品が、ロッド、ワイヤ、ストリップ、スラブ、インゴット、そして薄板の形状を有する、請求項１３から１５のいずれか一つに記載の製品。
製品が、機械加工される導電性部品または機械部品または微小機械部品の全体または部分の製造用に利用される、請求項１３から１６のいずれか一つに記載の製品。