KR101211206B1 - 극소량의 납을 포함하는 쾌삭성 구리 합금 - Google Patents

극소량의 납을 포함하는 쾌삭성 구리 합금 Download PDF

Info

Publication number
KR101211206B1
KR101211206B1 KR1020087004475A KR20087004475A KR101211206B1 KR 101211206 B1 KR101211206 B1 KR 101211206B1 KR 1020087004475 A KR1020087004475 A KR 1020087004475A KR 20087004475 A KR20087004475 A KR 20087004475A KR 101211206 B1 KR101211206 B1 KR 101211206B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
alloy
phase
machinability
copper
cutting
Prior art date
Application number
KR1020087004475A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20080050399A (ko
Inventor
케이이치로 오이시
Original Assignee
미쓰비시 신도 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=36029527&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=KR101211206(B1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by 미쓰비시 신도 가부시키가이샤 filed Critical 미쓰비시 신도 가부시키가이샤
Publication of KR20080050399A publication Critical patent/KR20080050399A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101211206B1 publication Critical patent/KR101211206B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/10—Alloys based on copper with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/04—Alloys based on copper with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Conductive Materials (AREA)
  • Contacts (AREA)
  • Electrical Discharge Machining, Electrochemical Machining, And Combined Machining (AREA)
  • Connection Of Batteries Or Terminals (AREA)
  • Domestic Plumbing Installations (AREA)
  • Drilling Tools (AREA)

Abstract

본 발명에 따른 쾌삭성 구리 합금은 종래의 쾌삭성 구리 합금에 비하여 상당히 감소된 양의 납을 포함하지만, 산업상 만족스런 기계 가공성을 제공한다. 상기 쾌삭성 구리 합금은 71.5 내지 78.5 중량%의 구리; 2.0 내지 4.5 중량%의 규소; 0.005 내지 0.02 미만 중량%의 납; 및 나머지 중량%의 아연을 포함한다.

Description

극소량의 납을 포함하는 쾌삭성 구리 합금{FREE-CUTTING COPPER ALLOY CONTAINING VERY LOW LEAD}
관련 출원들과의 상호 참조
본 출원은 1999년 10월 27일에 출원된 미국 특허 출원 제09/983,029호에 관련되고, 그 전체 개시 내용이 참조로서 여기에 포함되고, 이 출원은 1999년 10월 27일에 출원된 미국 특허 출원 제09/403,834호의 부분 계속 출원이고, 그 전체 개시 내용이 참조로서 여기에 포함되며, 상기 출원은 1998년 10월 9일에 출원된 일본 출원 제10-287921호로부터 우선권을 주장하고, 그 전체 개시 내용이 참조로서 여기에 포함된다. 본 출원은 2001년 11월 13일에 출원된 미국 특허 출원 제09/987,173호인, 현재 미국 특허 6,413,330호와도 관련되며, 그 전체 개시 내용이 참조로서 여기에 포함되고, 이 출원은 2000년 6월 8일에 출원된 미국 특허 출원 제09/555,881호의 부분 계속 출원이고, 그의 전체 개시 내용이 참조로서 여기에 포함되며, 상기 출원은 1998년 10월 12에 출원된 일본 출원 제10-288590호로부터 우선권을 주장하고, 그 전체 개시 내용이 참조로서 여기에 포함된다.
발명의 배경
1. 발명의 분야
본 발명은 모든 분야의 산업에 이용되는 쾌삭성 구리 합금에 관한 것으로서, 특히, 인간이 소비하는 음용수를 제공하는 분야에 이용되는 합금에 관련된 것이다.
2. 관련 기술
우수한 기계 가공성의 구리 합금 중에는 JIS(Japanese Industrial Standards) 기호 H5111 BC6을 가지는 청동 합금과 JIS 기호 H3250-C3604 및 C3771를 가지는 황동 합금이 있다. 이러한 합금은 작업성이 용이한 구리 합금으로서, 만족스런 결과물을 제공하기 위하여 1.0 내지 6.0 중량%의 납이 첨가되며 그에 따라 기계 가공성이 향상된다. 그 뛰어난 기계 가공성으로 인하여, 납 함유 구리 합금은 수도 꼭지, 상/하수도 금속 부속품, 밸브와 같은 다양한 물품들에 중요한 기초 물질이 되어왔다.
이러한 종래의 쾌삭성 구리 합금에 있어서, 납은 매트릭스 형의 고용체(固溶體)를 이루는 것이 아니라 입상형(粒狀形)으로 산재되어, 합금의 기계 가공성이 향상된다. 원하는 결과물을 생산하기 위해서, 이전에는 2.0중량% 이상의 납이 첨가되어야 했다. 이런 합금에 있어서, 납의 첨가가 1.0 중량% 이하이면, 도 1G에서 나타낸 바와 같이 파편은 나선형이 된다. 나선형 파편은 예를 들어 절삭 기기와의 엉킴과 같은 다양한 문제를 일으키게 된다. 반면, 납의 함유량이 1.0 중량% 이상 2.0 중량% 이하인 경우에, 비록 절삭 저항의 감소와 같은 결과를 초래할 지라도 절삭 면이 거칠어지게 된다. 그러므로, 2.0 중량% 이상의 납이 첨가되는 것이 일반적이 다. 고도의 절삭 특성을 필요로 하는 확장 구리 합금은 3.0 중량% 정도 이상의 납과 혼합된다. 또, 어떤 청동 주물은 대략 5.0 중량% 정도의 납 함유량을 가진다. 예를 들면, JIS 기호 H5111 BC6를 가지는 합금은 5.0 중량% 정도의 납을 포함한다.
적은 퍼센트의 납을 함유하는 합금에 있어서, 미세한 납 입자는 금속 구조에 분산된다. 절삭 공정 간에는 이런 미세하고 부드러운 납 입자에 응력이 집중된다. 결과적으로, 절삭하여 생산된 파편은 작아지게 되며 그 절삭력이 낮아지게 된다. 이러한 환경에서 납 입자는 파편 분쇄기로서 작용한다.
반면, 2.0 내지 4.5의 중량%의 Si가 주어진 조성 범위와 생산 조건 하에서 Cu-Zn 합금에 첨가되면, 알파상과 별도로 하나 이상의 Si 리치(Si-rich) κ,
Figure 112008013713849-pct00001
, μ 또는 β 상이 금속 구조에 나타나게 된다. 이러한 상들 κ,
Figure 112008013713849-pct00002
, μ는 단단하며 전체적으로 Pb와 다른 성질을 가진다. 그러나, 절삭 시에 이들 3 상이 나타나는 부분에 응력이 집중되어 이들 3 상 또한 파편 분쇄기로서 작용하여 요구되는 절삭력이 낮아지게 된다. 이것은 비록 Cu-Zn-Si 합금에서 생성된 납과 κ,
Figure 112008013713849-pct00003
, μ 상이 그 성질 및/또는 특성의 공통점이 거의 없거나 아예 없다 할지라도, 이들 모두는 파편을 분쇄시키며, 그 결과 요구되는 절삭력을 감소시키는 것을 의미한다.
하지만, κ,
Figure 112008013713849-pct00004
, μ 상을 가지는 Cu-Zn-Si 합금의 향상된 기계 가공성은 각 각 5.0, 3.0, 2.0 중량%의 납을 포함하는 C83600(납 함유 단동(丹銅)), C36000(쾌삭성 황동), 및 C37700(단조 황동)과 비교해볼 때 다소 부족하다.
합금에 함유된 납이 환경 오염물질로서 인간에게 해가 되므로, 납 혼합 합금의 이용은 최근 매우 제한되어 왔다. 즉, 납은 용해 및 주조 등, 고온에서 합금을 처리하는 과정에서 발생하는 금속 증기에 부착되기 때문에, 납 함유 합금은 인간의 건강과 환경 위생에 위협을 준다. 이런 합금으로 이루어진 급수 시스템의 금속 부속품, 밸브 등에 함유된 납이 식수에 용해될 수 있다는 위험성도 있다.
이러한 이유로, 미국 및 다른 선진국들은 최근 구리 합금의 납 허용 가능 수준을 철저하게 낮추기 위하여 납 함유 구리 합금 기준을 강화하는 움직임을 보이기 시작했다. 일본에서도 역시, 납 함유 합금의 사용을 점진적으로 제한하고 있으며, 소량의 납을 포함하는 쾌삭성 구리 합금 개발의 요구가 증가되고 있다. 말할 필요도 없이, 가능한 납 함유량을 감소시키는 것이 바람직하다.
최근의 진보에 따라, US 2002-0159912 A1(미국 특허 출원 공보 제10/287921호)에 개시된 바와 같이, 쾌삭성 구리 합금의 납 함유량이 0.02%까지 감소되었다. 하지만, 납 함유량에 대한 큰 사회적 관심의 관점에서 볼 때, 납 함유량을 더욱 더 감소시키는 것이 바람직하다. 미국 특허 6,413,330에 개시된 바와 같이, 무납 합금(lead-free alloy)이 공지되어 있지만, 본 발명자는 합금에서의 소량의 납이 특 정한 효과가 있다는 것을 알게 되었다.
발명의 요약
본 발명의 목적은 기계 가공성 향상 성분으로서 극소량(즉, 0.005 내지 0.02 미만 중량%)의 납을 함유하는 쾌삭성 구리 합금을 제공하는데 있다. 본 발명의 목적은 기계 가공성이 우수하고, 비교적 다량의 납을 함유하는 종래의 용이절삭성 구리합금의 안전한 대체품으로 사용할 수 있는 합금을 제공하는 것이다. 본 발명의 목적은 파편의 재활용을 허용하면서 환경 위생 문제가 없는 합금을 제공하는 것이다. 따라서, 납 함유 제품의 규제의 강한 요구에 대한 적시의 해결책이 제공되는 것이다. 본 발명은 기계 가공성에 대한 소량의 Pb를 가지는 κ,
Figure 112008013713849-pct00005
, μ 상을 조합한 시너지 효과를 인식하고 이용함으로써, 소정의 바람직한 실시예들에서 이러한 결과를 이룰 수 있다.
본 발명의 다른 목적은 우수한 기계 가공성과 결합된 고내식성을 가지며, 절삭 작업물, 단조물, 주조물 등에 필요한 기초 물질로서 적합한 쾌삭성 구리 합금을 제공하여, 고도의 실용 가치를 가질 수 있도록 하는 것이다. 본 발명이 적용될 수 있는 절삭 작업물, 단조물, 주조물 등은, 수도 꼭지, 상/하수도 금속 부속품, 수도 계량기, 스프링클러, 이음새, 지수(止水) 밸브, 밸브, 관, 온수 공급관 부속품, 축, 및 열 교환기 부품을 포함한다.
본 발명의 또 다른 목적은 베어링, 볼트, 너트, 부시, 기어, 미싱 부품, 실런더 부품, 밸브 시트, 싱크로나이저 링, 슬라이드 부재, 및 수력 시스템 부품 등과 같은 고강도, 내마모성이 요구되는 절삭 작업물, 단조물, 주조물 등의 제조를 위한 기초 물질에 적합한 절삭이 용이한 성질을 가지는 쾌삭성 구리 합금을 제공하는 것이다. 그러므로 쾌삭성 구리 합금은 상당한 이용 가치를 갖는다.
본 발명의 또 다른 목적은 등유 및 가스 히터용 노즐, 버너 헤드, 및 온수 디스펜서용 가스 노즐 등과 같은 고온 내산화성이 필요한 절삭 작업물, 단조물, 주조물 등의 제조를 위한 기초 물질에 적합한 절삭이 용이한 성질을 가지는 쾌삭성 구리 합금을 제공하는 것이다. 그러므로, 쾌삭성 구리 합금은 상당한 이용 가치를 갖는다.
본 발명의 또 다른 목적은 절삭 공정 후에 코킹(caulking)이 수행되기 때문에 "니플(nipple)" 이라 불리는 튜브 커넥터, 케이블 커넥터, 부속품, 클램프, 가구용 경첩, 자동차 센서 부품 등과 같이 내충격성 물질로 만들어질 필요가 있는 제품의 제조를 위한 기초 물질에 적합한 우수한 기계 가공성 및 높은 내충격성을 가지는 쾌삭성 구리 합금을 제공하는 것이다.
본 발명의 상기의 하나 이상의 목적은 이하의 구리 합금을 제공함으로써 이루어 진다.
제1 발명 합금
뛰어난 절삭 용이성을 가지는 쾌삭성 구리 합금으로서, 상기 합금은 71.5 내지 78.5 중량%의 구리, 2.0 내지 4.5 중량%의 규소, 0.005 내지 0.02 미만 중량%의 납, 나머지 중량%의 아연으로 이루어지며, 상기 구리 합금에서의 구리 및 규소의 중량%는 61 - 50Pb≤X - 4Y≤66 + 50Pb 의 관계를 만족시키고, 여기서 Pb는 납의 중량% 이며, X는 구리의 중량%이고, Y는 규소의 중량%이다. 단순화하기 위하여, 이하에서 상기 구리 합금을 "제1 발명 합금"이라 한다.
납은 매트릭스형의 고용체를 이루는 것이 아니라, 기계 가공성을 향상시키기 위하여 납 입자와 같이 입상형으로 산재되는 것이다. 구리 합금 내에 소량의 납 입자도 기계 가공성을 향상시킨다. 반면, 규소는 금속 구조에 있어서 감마상 및/또는 카파상(어떤 경우에는 뮤상)을 생성함으로써, 절삭 용이성을 향상시킨다. 규소와 납은 기계 가공성을 향상시키는데 효과적이라는 점에서 동일하지만, 합금의 다른 성질에 대한 기여에 있어서는 상당히 차이가 있다. 이런 인지에 기초하여, 규소가 제1 발명 합금에 첨가되어 합금의 납 함유량을 대폭으로 감소시킬 수 있게 하면서 산업적인 요구조건을 충족시키는 고도의 기계 가공성을 이루게 된다. 따라서, 인간에 대한 납의 독성 위험이 제거된다. 즉, 제1 발명 합금은 규소를 첨가하여 감마상과 카파상의 형성을 통해 기계 가공성이 향상된다. 그리하여, 제1 발명 합금은 산업상 만족할만한 기계 가공성을 가지며, 이것은 제1 발명 합금이 건조한 조건하에서 고속으로 절삭되는 경우 종래의 쾌삭성 구리 합금의 기계 가공성과 동등한 기계 가공성을 가짐을 의미한다. 다시 말해서, 제1 발명 합금은 극소량(즉, 대략 0.005 중량% 내지 0.02 미만의 중량% 납)의 납의 첨가로 인한 향상된 기계가공성과 마찬가지로, 규소의 첨가로 인하여 감마, 카파, 및 뮤상의 형성을 통한 향상된 기계 가공성 가지게 되는 것이다.
2.0 중량% 미만의 규소를 첨가하면, 금속 합금은 산업상 만족스런 기계 가공성을 확보하기에 충분한 감마상 또는 카파상을 형성할 수 없다. 규소의 첨가를 증가시키면, 기계 가공성이 향상된다. 그러나, 4.5 중량% 이상의 규소를 첨가하면, 기계 가공성이 비례하여 향상되지 않는다. 하지만, 문제는 규소가 융해점이 높고 비중이 낮으며 또한 산화되기 쉽다는 것이다. 순수 규소가 융해 공정에서 용광로에 넣어지면, 규소는 융해된 금속 위로 떠오르게 되고 규소산화물(즉, 산화규소)로 산화되어 규소 함유 구리 합금의 제조를 방해한다. 그러므로, 규소 함유 구리 합금 주괴를 제조하는데 있어서, 규소는 Cu-Si의 형태로 첨가되어 제조 비용을 증가시킨다. 규소의 양이 과도하면, 형성된 감마/카파 상 부분이 금속 구조의 전 영역에서 너무 커지게 된다. 이들 상의 과도한 존재는 응력 집중 영역으로서 작용하는 것을 방해하며 합금을 요구한 것 보다 더 단단하게 만든다. 그러므로, 기계 가공성 향상의 포화점이나 상태를 초과하는 양으로 즉, 4.5 중량% 이상으로 규소를 첨가하는 것은 바람직하지 않다. 규소가 2.0 내지 4.5 중량%로 첨가되는 경우, Cu-Zn 합금 고유의 성질을 유지하기 위하여 아연의 함유량과의 그 관계를 고려하여 대략 71.5 내지 78.5 중량%로 구리 함유량을 유지하는 것이 바람직하다. 이러한 이유로, 제1 발명 합금은 각각 71.5 내지 78.5 중량%의 구리와 2.0 내지 4.5 중량%의 규소로 이루어진다. 또한, 규소의 첨가는 기계 가공성뿐만 아니라 주조시의 용융금속의 유동성(a), 강도(b), 내마모성(c), 내응력부식균열성 (d), 및 고온 산화저항(e)도 개선시킨다. 그러나, 제1 발명 합금에서 구리 및 규소의 중량%가 61 - 50Pb≤X - 4Y≤66 + 50Pb 관계를 만족시키지 않는다면, 이러한 특성들이 나타나지 않는다. 여기서, X는 구리의 중량%이며, Y는 규소의 중량%이고, Pb는 납의 중량%이다. 또한, 연성 및 내탈아연 부식성도 어느 정도 개선된다.
이러한 이유로, 제1 발명 합금에 있어서의 납의 첨가는 0.005 내지 0.02 미만의 중량%로 설정된다. 제1 발명 합금에 있어서, 납의 첨가를 감소시키더라도 감마상과 카파상을 포함한 상기 효과를 가지는 규소를 첨가함으로써 적정 수준의 기계 가공성이 얻어진다. 그러나, 상기 합금이 기계 가공성에 있어서 종래의 쾌삭성 구리 합금보다 뛰어나려면, 납은 0.005 이상의 중량%로 Cu-Zn 합금에 첨가되어야 한다. 반면에, 비교적 많은 양의 납 첨가는 합금의 성질에 악영향을 끼쳐서, 거친 표면 상태, 좋지 않은 단조 거동등 좋지 않은 고온 가공성, 및 낮은 냉 연성을 초래한다. 한편, 0,02 중량% 이하의 소량의 납 함유는 정부의 납 관련 기준을 통과할 수 있을 것으로 기대되지만, 일본을 포함한 선진국에서 미래에 규정을 엄격히 강화할 가능성이 있기 때문에, 제1 및 제2, 제3 발명 합금 또한 합금에 첨가된 납의 범위는 0.005 내지 0.02 미만의 중량%로 설정되며, 이후에 설명하기로 한다. 본 발명에 따르면, 제1, 제2, 및 제3 발명 합금의 변형물은 이러한 소량의 납 첨가 범위를 모두 포함한다.
제2 발명 합금
본 발명의 다른 실시예는 뛰어난 절삭 용이성을 가지는 쾌삭성 구리 합금으로서, 71.5 내지 78.5 중량%의 구리; 2.0 내지 4.5 중량%의 규소; 0.005 내지 0.02 미만 중량%의 납; 0.01 내지 0.2 중량%의 인, 0.02 내지 0.2 중량%의 안티몬, 0.02 내지 0.2 중량%의 비소, 0.1 내지 1.2 중량%의 주석, 및 0.1 내지 2.0 중량%의 알루미늄으로부터 선택된 적어도 하나의 원소; 및 나머지 아연으로 이루어진다. 여기서, 상기 구리 합금의 구리, 규소, 및 선택된 다른 원소(즉, 인, 안티몬, 비소, 주석, 알루미늄)는 61 - 50Pb≤X - 4Y + aZ≤66 + 50Pb의 관계를 만족시키며, 여기서, Pb는 납의 중량%, X는 구리의 중량%, Y는 규소의 중량%, 및 Z는 인, 안티몬, 비소, 주석, 및 알루미늄으로부터 선택된 원소의 중량%이고, a는 선택된 원소의 계수이며, 여기서 a는 인이 선택된 경우 -3, 안티몬이 선택된 경우 0, 비소가 선택된 경우 0, 주석이 선택된 경우 -1, 및 알루미늄이 선택된 경우 -2이다. 이하에서 이러한 제2 구리 합금은 "제2 발명 합금"이라 한다. 상기 제2 발명 합금은, 탈아연, 침식 등에 대해 뛰어난 내식성을 가지며, 더 향상된 기계 가공성을 가지는 쾌삭성 합금이다.
알루미늄은 감마상의 형성을 촉진하는데 효과적이며 규소와 같이 작용한다. 즉, 알루미늄이 첨가되면, 감마상이 형성되고 이 감마상은 Cu-Si-Zn 합금의 기계 가공성을 향상시킨다. 알루미늄은 Cu-Si-Zn 합금의 기계 가공성뿐만 아니라, 강도, 내마모성, 및 고온 내산화성도 향상시킨다. 또한, 알루미늄은 비중을 낮게 유지하도록 돕는다. 적어도 이 원소로부터 기계 가공성이 향상되는 것이라면, 알루미늄은 적어도 0.1 중량%가 첨가되어야 할 것이다. 그러나 2.0 중량% 초과의 첨가는 비례적인 결과를 초래하지 못한다. 대신, 2.0 중량%를 초과하여 알루미늄을 첨가하는 것은 금속 합금의 연성을 낮추게 된다. 왜냐하면, 그러한 첨가에 의하여 기계 가공성에 더 향상되지 않고 감마상이 과도하게 형성되기 때문이다.
인은 알루미늄과 같이 감마상을 형성하는 성질을 가지지는 못한다. 그러나, 인은 규소 단독 또는 알루미늄과 조합한 규소의 첨가에 따른 결과로서 형성된 감마상을 균일하게 분산 및 분포시키도록 작용한다. 이와 같이, 감마상의 형성을 통하여 이뤄진 기계 가공성 향상은 인의 작용에 의하여 더 증가하게 되어, 금속 합금의 감마상을 균일하게 분산 및 분포시키게 한다. 감마상을 분산시키는 것 이외에, 인은 매트릭스의 알파상에서의 결정 입자를 정제시키고, 따라서, 고온 가공성, 강도, 및 응력 부식 분열에 대한 내성이 향상된다. 또한, 인은 내탈아연성 뿐만 아니라 주조에 있어서의 융해된 금속의 유동성을 상당히 증가시킨다. 이러 결과를 얻기 위하여, 인은 0.01 중량% 이상으로 첨가되어야 한다. 그러나 인의 첨가가 0.20 중량%를 초과하면 비례적인 효과는 얻을 수 없다. 대신, 고온 단조 성질과 구리 금속 합금의 압출성을 감소시킬 수 있다.
제2 발명 합금은 제1 발명 합금에 덧붙여, 0.01 내지 0.2 중량%의 인, 0.02 내지 0.2 중량%의 안티몬, 0.02 내지 0.2 중량%의 비소, 0.1 내지 1.2 중량%의 주석, 및 0.1 내지 2.0 중량%의 알루미늄으로부터 선택된 적어도 하나의 원소를 포함한다. 상기에서 서술한 바와 같이, 인은 감마상을 균일하게 분산시키며 매트릭스의 알파상에서의 결정 입자를 정제시킴으로써, 기계 가공성 및 내식성(즉, 탈아연 내식성), 단조성, 응력 부식 분열 저항성, 및 합금의 기계적 강도 특성 또한 증가된다. 따라서, 제2 발명 합금은 내식성과 인의 작용을 통한 다른 특성 및 규소를 첨가함에 의하여 주요한 기계 가공성이 향상된다. 0.01 중량% 이상 극소량의 인의 첨가는 이로운 효과를 발생시킨다. 그러나, 0.20 중량% 초과의 첨가는 첨가된 인의 양으로부터 기대되는 정도로 효과적이지는 않는다. 반면에, 0.20 중량% 이상 인의 첨가는 고온 단조성과 압출성을 감소시킬 수 있다. 한편, 비소 또는 안티몬은 0.02 중량% 이상의 소량이 첨가되어도 내탈아연성이 향상된다. 즉, 이로운 결과를 발생시킬 수 있는 것이다.
주석은 감마상의 형성을 촉진하며, 알파 매트릭스에 형성된 감마 및/또는 카파상을 균일하게 분산 및 분포시키기 위하여 작용한다. 그리하여, 주석은 Cu-Zn-Si 금속 합금의 기계 가공성을 더욱 향상시킨다. 또한, 주석은 특히 마모 부식, 탈아연 부식에 대한 내식성을 향상시킨다. 그러한 부식에 대한 바람직한 효과 이루기 위해서, 0.1 중량% 이상의 주석이 첨가 되어야 한다. 반면, 1.2 중량%를 초과하여 첨가하면, 과잉 주석이 연성을 감소시키고, 상기 발명 합금의 충격치를 감소시키게 되고 이에 따라, 주조 시 균열이 쉽게 발생한다. 따라서, 연성 및 충격치의 저하를 피하면서 첨가된 주석의 바람직한 효과를 확보하기 위해, 본 발명에 따르면, 주석의 첨가는 0.2 내지 0.8 중량%인 것이 바람직하다.
상기와 같은 내용은 제2 발명 합금이 제1 발명 합금에서와 같이 구리 및 규소의 동일한 양 이외에도 상기한 한정 범위 내의 인, 안티몬, 비소(내식성을 향상시키는), 주석, 및 알루미늄 중으로부터 선택된 적어도 하나의 원소를 첨가함으로써, 기계 가공성과 내식성, 및 다른 특성들 또한 향상된다는 것을 나타낸다. 제2 발명에 합금에 있어서는, 제1 발명 합금과 동일하게 구리와 규소가 각각 71.5 내지 78.5 중량%, 2.0 내지 4.5 중량%로 설정된다. 여기서, 실리콘 및 소량의 납 이외의 다른 기계 가공성 향상제는 첨가되지 않는다. 왜냐하면, 인은 안티몬, 비소와 같이 주로 내식성 향상제로서 작용하기 때문이다.
제3 발명 합금
뛰어난 절삭 용이성과 뛰어난 고강도 특성과 고 내식성을 가지는 쾌삭성 구리 합금으로서, 상기 합금은 71.5 내지 78.5 중량%의 구리; 2.0 내지 4.5 중량%의 규소; 0.005 내지 0.02 미만의 납; 0.01 내지 0.2 중량%의 인, 0.02 내지 0.2 중량%의 안티몬, 0.02 내지 0.15 중량%의 비소, 0.1 내지 1.2 중량%의 주석, 및 0.1 내지 2.0 중량%의 알루미늄 중으로부터 선택된 적어도 하나의 원소; 망간과 니켈의 총 중량%가 0.3 내지 4.0 사이가 되도록 0.3 내지 4.0 중량%의 망간, 0.2 내지 3.0 중량%의 니켈 중으로부터 선택된 적어도 하나의 원소; 및 나머지 중량%의 아연으로 이루어지며, 여기서, 상기 구리 합금에서 구리, 규소, 및 선택된 원소(들)(즉, 인, 안티몬, 비소, 주석, 알루미늄, 망간, 및 니켈)는 61 - 50Pb≤X - 4Y + aZ≤66 + 50Pb의 관계를 만족시키고, 여기서 Pb는 납의 중량%, X는 구리의 중량%, Y는 규소의 중량%, 및 Z는 인, 안티몬, 비소, 주석, 알루미늄, 망간, 및 니켈 중으로부터 선택된 적어도 하나의 원소의 중량%이며, a는 선택된 원소의 계수이고, 인이 선택된 경우 a는 -3, 안티몬이 선택된 경우 a는 0, 비소가 선택된 경우 a는 0, 주석이 선택된 경우 a는 -1, 알루미늄이 선택된 경우 a는 -2, 망간이 선택된 경우 a는 2.5, 니켈이 선택된 경우 a는 2.5이다. 이하에서, 상기 제3 구리 합금은 제3 발명 합금이라 한다. 상기 제3 합금은 기계 가공성 특징뿐만 아니라, 고강도, 뛰어난 내마모성, 및 내식성을 가지는 쾌삭성 구리 합금이다.
망간과 니켈은 규소와 조합하여 MnxSiy 또는 NixSiy로 표현되는 금속간 화합물을 형성하며, 매트릭스내에 고르게 석출되어 내마모성과 강도를 상승시킨다. 그러므로, 망간 및 니켈 또는 둘 중 어느 하나의 첨가는 제3 발명 합금의 고강도 특성과 내마모성을 향상시킨다. 망간과 니켈이 각각 0.2 중량% 이상으로 첨가되는 경우에 이러한 효과가 나타날 것이다. 그러나, 니켈의 경우 3.0 중량%, 망간의 경우 4.0 중량%에서 포화상태에 도달하게 된다. 비록, 망간 및/또는 니켈의 첨가가 그 이상으로 증가되는 경우라 할지라도 비례적인 향상 효과는 얻을 수 없다. 망간, 니켈 등의 원소와 금속간 화합물을 형성하는 규소의 소모를 고려하여, 규소의 첨가는 망간 및/또는 니켈의 첨가와 맞추어 2.0 내지 4.5 중량%로 설정된다.
알루미늄과 인이 매트릭스의 알파상을 강화시키는 것은 공지되어 있다. 인은 알파 및 감마상을 분산시키며, 그에 따라 강도, 내마모성, 및 기계 가공성 또한 향상된다. 알루미늄이 또한 대략 0.1 중량% 이상으로 첨가되면 내마모성을 향상시키는데 기여하고 매트릭스를 강화시키는 효과를 보여준다. 그러나, 알루미늄의 첨가가 2.0 중량%를 초과하면, 감마상 또는 베타상을 형성시키는 초과량으로 인하여 연성이 감소될 것이며, 이러한 것은 예상보다 쉽게 발생한다. 그러므로, 알루미늄의 첨가는 원하는 기계 가공성의 향상을 고려하여 0.1 내지 2.0으로 설정된다. 또, 인의 첨가는 감마상을 분산시키며, 매트릭스의 알파상에 있어서의 결정 입자를 분쇄시킴으로써, 구리 합금의 고온 가공성과 강도 및 내마모성 또한 향상된다. 더욱이, 인은 주조에 있어서의 융해된 금속의 유동성을 향상시키는데 상당한 효과가 있다. 인이 0.01 내지 0.2 중량%로 첨가되는 경우 그러한 결과를 얻을 수 있을 것이다. 구리의 함유량은 규소의 첨가와 규소와 화합한 망간 및 니켈의 특성에 따라 71.5 내지 78.5로 설정된다.
알루미늄은 강도, 기계 가공성, 내마모성, 및 고온 내산화성도 증가시키는 원소이다. 규소 또한, 기계 가공성, 강도, 내마모성, 응력 부식 분열 저항성, 및 고온 내산화성도 강화시키는 성질을 가진다. 알루미늄이 0.1 중량% 이상으로 규소화 함께 사용되는 경우, 고온 내산화성을 상승시키는 작용을 한다. 그러나, 비록 알루미늄의 첨가가 2.0 중량%를 초과하여 증가할 지라도, 비례적이 결과는 기대할 수 없다. 이러한 이유로 알루미늄의 첨가량은 0.1 내지 2.0 중량%로 설정된다.
인은 주조에 있어서의 융해된 금속의 유동성을 강화시키기 위하여 첨가된다. 인은 융해된 금속의 유동성을 향상시킴과 더불어 상기한 기계 가공성, 탈아연 내식성, 및 고온 내산화성 또한 향상시키는 작용을 한다. 인이 0.01 중량% 이상으로 첨가되는 경우, 이들 효과가 나타난다. 그러나, 인이 0.20 중량%를 초과하여 사용될 지라도 비례적인 효과가 발생하지는 않고, 오히려, 상기 합금을 약하게 만들 것이다. 이러한 점을 고려하여, 인은 0.01 내지 0.2 중량%의 범위 내로 첨가된다.
규소는 상기한 바와 같이 기계 가공성을 향상시키기 위하여 첨가되며, 또한 인과 같이 융해된 금속의 유동성을 향상시킬 수 있다. 융해된 금속의 유동성을 향상시키는 규소의 효과는 2.0 중량% 이상으로 첨가되는 경우 나타난다. 유동성 향상을 위한 첨가의 범위는 기계 가공성의 향상을 위한 범위와 겹친다. 이것을 고려하여, 규소의 첨가는 2.0 내지 4.5 중량%로 설정된다.
제4 발명 합금
본 발명의 또 다른 실시예에 따른, 뛰어난 절삭 용이성을 가지는 쾌삭성 구리 합금으로서, 상기 합금은 71.5 내지 78.5 중량%의 구리; 2.0 내지 4.5 중량%의 규소; 0.005 내지 0.02 미만 중량%의 납; 0.01 내지 0.2 중량%의 비스무트, 0.03 내지 0.2 중량%의 텔루르, 및 0.03 내지 0.2 중량%의 셀레늄 중으로부터 선택된 추가 원소; 및 나머지 중량%의 아연으로 이루어지며, 여기서, 상기 합금의 구리 및 규소의 중량%는 61 - 50Pb≤X - 4Y≤66 + 50Pb의 관계를 만족시키고, 여기서 Pb는 납의 중량%, X는 구리의 중량%, Y는 규소의 중량%이다. 이하에서 상기 제4 구리 합금을 제4 발명 합금이라 한다.
즉, 상기 제4 발명 합금은 제1 발명 합금과, 추가적으로 0.01 내지 0.2 중량%의 비스무트, 0.03 내지 0.2 중량%의 텔루르, 및 0.03 내지 0.2 중량%의 셀레늄 중으로부터 선택된 추가 원소로 이루어진다.
비스무트, 텔루르, 및 셀레늄은 매트릭스형의 고용체를 형성하는 것이 아니라, 기계 가공성을 향상시키기 위하여 입상형으로 산재되는 것이다. 기계 가공성을 향상시키려는 경우에, 비스무트, 텔루르, 및 셀레늄의 첨가는 쾌삭성 구리 합금에 있어서의 납 함유량의 감소를 보충할 수 있다. 규소 및 납과 함께 상기 원소 중 어느 하나를 첨가하면, 규소 및 납만 첨가하여 얻어지는 수준 이상으로 기계 가공성을 향상시킨다. 이러한 결과로부터 제4 발명 합금이 개발되었으며, 비스무트, 텔루르, 및 셀레늄 중으로부터 선택된 하나가 혼합된다. 규소 및 납뿐만 아니라 비스무트, 텔루르, 또는 셀레늄의 첨가는, 구리합금이 복잡한 형상을 고속으로 용이하게 절삭되도록 하는 기계 가공성을 갖도록 한다. 하지만, 0.01 중량% 미만의 비스무트, 텔루르, 및 셀레늄의 첨가로부터는 기계 가공성의 향상이 실현되지 않는다. 다시 말해서, 적어도 0.01 중량%의 비스무트가 첨가되거나, 적어도 0.03 중량%의 텔루르 또는 셀레늄이 첨가되어야 한다. 이러한 원소의 첨가는 기계 가공성에 상당한 효과를 주게 된다. 그러나, 이들 세 원소는 구리의 가격과 비교해 볼 때 고가여서, 상업적으로 실현가능한 합금을 제조하기 위하여 원소들을 바람직하게 혼합하는 것이 중요하다. 그래서, 비스무트, 텔루르, 또는 셀레늄의 첨가가 0.2 중량%를 초과할 지라도, 기계 가공성의 비례적인 향상은 매우 작아서 이상의 첨가가 경제적이지 못하다. 더욱이, 이들 원소의 첨가가 0.4 중량% 초과하면, 합금은 단조성과 같은 고온 가공 특성과 연성과 같은 저온 가공 특성이 나빠지게 된다. 비스무트와 같은 중금속은 납과 같은 문제를 일으킬 수 있다는 것이 염려될 수 있지만, 0.2 중량% 미만의 극소량의 첨가는 무시할 정도이며, 건강상의 문제를 일으키지 않고 있다. 이러한 점들을 고려하여, 제4 발명 합금은 비스무트의 첨가를 0.01 내지 0.2 중량%로 유지하며, 텔루르 또는 셀레늄의 첨가를 0.03 내지 0.2 중량%로 유지하도록 한다. 이에 대하여, 납과 비스무트, 텔루르, 또는 셀레늄의 함유량을 0.4 중량% 이하로 유지하는 것이 바람직하다. 이러한 제한은 이들 네 원소의 혼합된 함유량이 합금의 0.4 중량%를 초과할 경우, 합금의 고온 가공성과 저온 연성의 악화가 시작되기 때문이며, 또, 파편의 형태가 도 1A 내지 도1B 나타난 바와 같이 변형될 수 있기 때문이다. 하지만, 상기한 바와 같이, 규소와는 다른 메커니즘을 통하여 구리 합금의 기계 가공성을 향상시키는 비스무트, 텔루르, 또는 셀레늄의 첨가는 합금에 있어서의 구리와 규소의 적절한 함유량(즉, 중량%)에 영향을 주지는 않는다. 이러한 이유로, 제4 발명 합금에 있어서의 구리와 규소의 함유량은 제1 발명에서의 함유량과 동일한 수준으로 설정된다.
이러한 내용을 고려하여, 제4 발명 합금은 제1 발명 합금 Cu-Si-Pb-Zn 합금에 0.01 내지 0.2 중량%의 비스무트, 0.03 내지 0.2 중량%의 텔루르, 및 0.03 내지 0.2 중량%의 셀레늄 중으로부터 선택된 적어도 하나의 원소를 첨가함으로써 기계 가공성이 향상된다.
제5 발명 합금
뛰어난 절삭 용이성도 가지는 쾌삭성 구리 합금으로서, 상기 합금은 71.5 내지 78.5 중량%의 구리; 2.0 내지 4.5 중량%의 규소; 0.005 내지 0.02 미만 중량%의 납; 0.01 내지 0.2 중량%의 인, 0.02 내지 0.2 중량%의 안티몬, 0.02 내지 0.2 중량%의 비소, 0.1 내지 1.2 중량%의 주석, 및 0.1 내지 2.0 중량%의 알루미늄 중으로부터 선택된 적어도 하나의 원소; 0.01 내지 0.2 중량%의 비스무트, 0.03 내지 0.2 중량%의 텔루르, 0.03 내지 0.2 중량%의 셀레늄 중으로부터 선택된 적어도 하나의 원소; 및 나머지 중량%의 아연으로 이루어지며, 여기서, 상기 구리 합금에 있어서의 구리, 규소, 및 다른 선택된 원소(들)(인, 안티몬, 비소, 주석, 및 알루미늄)의 중량%는 61 - 50Pb≤X - 4Y + aZ≤66 + 50Pb 의 관계를 만족시키고, 여기서 Pb는 납의 중량%, X는 구리의 중량%, Y는 규소의 중량%, Z는 인, 안티몬, 비소, 주석, 및 알루미늄 중으로부터 선택된 원소의 중량%이며, a는 선택된 원소의 계수이고, 선택된 원소가 인이면 a는 -3, 선택된 원소가 안티몬이면 a는 0, 선택된 원소가 비소이면 a는 0, 선택된 원소가 주석이면 a는 -1, 및 선택된 원소가 알루미늄이면 a는 -2이다. 이러한 쾌삭성 구리 합금은 상기한 바와 같은 제5 구리 합금이며, 이하에서는 "제5 발명 합금"이라 한다.
제5 발명 합금은 제2 발명 합금에 있어서의 요소에 추가적으로 0.01 내지 2.0 중량 비스무트, 0.03 내지 0.2 중량%의 텔루르, 0.03 내지 0.2 중량%의 셀레늄 중으로부터 선택된 어느 하나를 포함한다. 이러한 추가적인 원소를 혼합하는 것과 첨가되는 양을 설정하기 위한 근거는 제4 발명 합금에서 주어진 것과 동일하다.
제6 발명 합금
우수한 고온 내산화성을 가지며 뛰어난 절삭 용이성도 가지는 쾌삭성 구리 합금으로서, 상기 합금은 71.5 내지 78.5 중량%의 구리; 2.0 내지 4.5 중량%의 규소; 0.005 내지 0.02 미만의 납; 0.01 내지 0.2 중량%의 인, 0.02 내지 0.2 중량%의 안티몬, 0.02 내지 0.15 중량%의 비소, 0.1 내지 1.2 중량%의 주석, 및 0.1 내지 2.0 중량%의 알루미늄 중으로부터 선택된 적어도 하나의 원소; 0.01 내지 0.2 중량%의 비스무트, 0.03 내지 0.2 중량%의 텔루르, 및 0.03 내지 0.2 중량%의 셀레늄 중으로부터 선택된 적어도 하나의 원소; 망간과 니켈의 총 중량%가 0.3 내지 4.0 사이가 되도록 0.3 내지 4.0 중량%의 망간, 0.2 내지 3.0 중량%의 니켈 중으로부터 선택된 적어도 하나의 원소; 및 나머지 중량%의 아연으로 이루어지며, 여기서, 상기 구리 합금에서 구리, 규소, 및 인, 안티몬, 비소, 주석, 알루미늄, 망간, 및 니켈 중으로부터 선택된 원소(들)의 중량%는 61 - 50Pb≤X - 4Y + aZ≤66 + 50Pb 의 관계를 만족시키고, 여기서 Pb는 납의 중량%, X는 구리의 중량%, Y는 규소의 중량%, 및 Z는 인, 안티몬, 비소, 주석, 알루미늄, 망간, 및 니켈 중으로부터 선택된 적어도 하나의 원소의 중량%이며, a는 선택된 원소의 계수이고, 인이 선택된 경우 a는 -3, 안티몬이 선택된 경우 a는 0, 비소가 선택된 경우 a는 0, 주석이 선택된 경우 a는 -1, 알루미늄이 선택된 경우 a는 -2, 망간이 선택된 경우 a는 2.5, 니켈이 선택된 경우 a는 2.5이다. 상기 제6 구리 합금을 이하에서 "제6 발명 합금"이라 한다.
제6 발명 합금은 제3 발명 합금에 있어서의 요소에 추가적으로 0.01 내지 0.2 중량%의 비스무트, 0.03 내지 0.2 중량%의 텔루르, 및 0.03 내지 0.2 중량%의 셀레늄 중으로부터 선택된 하나의 원소를 포함한다. 제3 발명에서와 마찬가지로 우수한 고온 내산화성이 확보되면서, 기계 가공성을 상승시키는 납과 마찬가지로 효과가 있는 비스무트 및 다른 원소들 중으로부터 선택된 하나의 원소를 첨가함으로써 기계 가공성이 더욱 향상된다.
제7 발명 합금
뛰어난 절삭 용이성과 제1 내지 제6 발명 합금의 바람직한 특성을 가지는 쾌삭성 구리 합금은 0.5 중량% 이하의 철을 포함하도록 제1 내지 제6 발명의 조성물을 제한함으로써 얻어질 수 있다. 구리 합금을 제조하는 경우, 철은 불가피한 불순물이다. 하지만, 0.5 중량% 이하까지 이 불순물의 범위를 제한함으로써, 추가적인 이점을 이룰 수 있다. 구체적으로, 철은 제1 내지 제6 발명 합금의 기계 가공성을 악화시키며, 버프가공성 및 도금 특성을 악화시킨다. 따라서, 본 발명에 따른 제7 합금은 0.5 중량% 이하의 철을 포함하는 추가적인 제한을 더 가지는 제1 내지 제6 발명 합금 중 어느 하나 이다. 제7 구리 합금은 이하에서 제7 발명 합금이라 한다.
제8 발명 합금
더 향상된 절삭 용이성을 가지는 쾌삭성 구리 합금은 앞선 각각의 발명 합금 중 어느 하나에 400℃ 내지 600℃에서 30분 내지 5시간 동안 열처리를 가함으로써 얻어진다. 제8 구리 합금은 이하에서 "제8 발명 합금"이라 한다.
제9 및 제10 발명 합금
더 향상된 절삭 용이성을 가지는 쾌삭성 구리 합금은 (a) 알파상으로 이루어지는 매트릭스와 (b) 감마상 및 카파상으로 이루어지는 군으로부터 선택된 하나 이상의 상을 포함하는 앞선 각각의 발명 합금 중 어느 하나를 구성함으로써 얻어진다. 제9 구리 합금은 이하에서 "제9 발명 합금"이라 한다. 또한, "제10 발명 합금"에 따르면, 감마상 및 카파상으로 이루어지는 군으로부터 선택된 하나 이상의 상이 알파 매트릭스에서 균일하게 분산되도록 제9 발명 합금이 더 변형될 수 있다.
제11 발명 합금
절삭 용이성이 더 향상된 쾌삭성 구리 합금은, 상기 각각의 발명 합금 중 어느 하나를 상기 합금의 금속 구조가 하기의 추가적인 관계를 만족시키도록 더욱 제한하여 구성함으로써 얻어진다.
(i) 상기 합금의 전체 상 면적 중 0%≤β 상≤5%; (ii) 상기 합금의 전체 상 면적 중 0%≤μ 상≤20%; 및 (iii) 상기 합금의 전체 상 면적 중 18-500(Pb)%≤κ 상 +
Figure 112012053836237-pct00095
상 + 0.3μ 상 - β 상≤56+500(Pb)%. 상기 제11 구리 합금은 이하에서 "제11 발명 합금"이라 한다.
제12 및 제13 발명 합금
본 발명에 따르면, 개선된 절삭 용이성을 실질적으로 보여주는 쾌삭성 구리 합금은 앞선 제1 내지 제11 발명 합금들 중 어느 하나의 구성에 의하여 얻어진다. 여기서, 탄화 텅스텐 공구에 의하여, 파편 분쇄기 없이, 노즈(nose) 반경 0.4mm의 -6도의 경사각(rake angle)으로, 60 내지 200 m/min 절삭률로, 1.0mm의 절삭 깊이로, 및 0.11mm/rev의 공급률로 원주면 상이 절삭되는 경우 원형 시험편은 압출 로드로부터 또는 상기 합금의 주조로서 형성되며, 상기 시험편은 아치형, 핀형, 및 판형으로 이루어지는 군으로부터 선택된 하나 이상의 형상을 가지는 파편을 산출한다. 상기 제12 구리 합금은 이하 "제12 발명 합금" 이라 한다. 마찬가지로, 본 발명에 따르면, 개선된 절삭 용이성을 실직적으로 보여주는 또 다른 쾌삭성 구리 합금은 앞선 제1 내지 제11 발명 합금 중 어느 하나의 구성에 의하여 얻어진다. 여기서, 32도의 나사각과 118도의 점각과 80m/min의 절삭률로, 40mm의 드릴 깊이로, 및 0.20mm/rev의 공급률로, 10mm의 드릴 직경과 53mm의 드릴 길이를 가지는 강철 드릴에 의하여 원주면 상을 드릴링하는 경우에 압출 로드로부터 또는 상기 합금의 주조로서 형성된 원형 시험편은 아치형 및 핀형으로 이루어지는 군으로부터 선택된 하나 이상의 형상을 가지는 파편을 산출한다. 상기 제13 구리 합금은 이하 "제13 발명 합금"이라 한다.
제1 내지 제13 발명 합금은 규소와 같은 기계 가공성 향상 원소를 포함하며, 그러한 원소들의 첨가로 인하여 뛰어난 기계 가공성을 가진다. 그러한 기계 가공성 향상원소의 효과는 열처리에 의하여 더 강화될 수도 있다. 예를 들면, 소량의 감마상과 다량의 카파상의 구리 함유량이 높은 제1 내지 제13 발명 합금은 열처리에 의하여 카파상으로부터 감마상까지의 상에 있어서 다양한 변화를 겪을 수도 있다. 그 결과, 상기 감마상은 미세하게 분산되며 침전되고, 기계 가공성이 향상된다. 실제 주물, 철판망, 및 고온 단조물의 제조 공정에 있어서, 상기 물질은 흔히 단조 조건, 고온 처리 후 생산성(예, 고온 압출, 고온 단조 등), 작업 환경, 및 다른 요인에 의존하는 공랭식 또는 수냉식이 된다. 제1 내지 제13 발명 합금의 이런 경우에, 특히, 상대적으로 낮은 구리 함유량을 가지는 합금들은 감마상 및/또는 카파상의 함유가 오히려 낮으며, 베타상을 포함한다. 제어된 열처리에 의해서, 베타상은 감마상 및/또는 카파상으로 변하고, 감마상 및/또는 카파상은 미세하게 분산 또는 침전됨으로써, 기계 가공성이 향상된다.
그러나, 400℃ 미만의 열처리 온도는 어떤 경우에도 경제적, 실용적이지 못하다. 왜냐하면, 앞서 말한 상의 변화는 서서히 진행되며 상당한 시간을 요구하기 때문이다. 반면, 600℃ 이상의 온도에서는, 기계 가공성의 향상을 초래하지 않는 방식으로 카파상이 증가되거나 또는 베타상이 나타나게 될 것이다. 그러므로, 실용적인 관점에서 보면, 금속 구조의 상을 변경하여 합금의 기계 가공성을 변경하기 위하여 열처리가 이용될 경우, 30분 내지 5시간 동안 400℃ 내지 600℃의 온도로 열처리가 수행되는 것이 바람직하다.
도 1A 내지 1G는 선반에 의한 구리 합금의 환봉(丸棒)의 절삭시에 형성된 다양한 형태의 절삭물의 사시도를 나타낸다.
도 2는 본 발명의 제1 발명 합금의 금속 구조를 촬영하여 나타낸 확대도이다.
도 3A 및 3B는 본 발명의 합금에서 절삭력과 수학식 Cu - 4Si + X + 50Pb(%) 사이의 관계를 나타낸다. 여기서, 상기 절삭 속도 v = 120 m/min 이다.
도 4A 및 4B는 본 발명의 합금에서 절삭력과 수학식 Cu - 4Si + X + 50Pb(%) 사이의 관계를 나타낸다. 여기서, 상기 절삭 속도 v = 200 m/min 이다.
도 5A 및 5B는 본 발명의 합금에서 절삭력과 수학식 κ +
Figure 112008013713849-pct00006
+ 0.3μ - β + 500Pb 사이의 관계를 나타낸다. 여기서, 상기 절삭 속도 v = 120 m/min 이다.
도 6A 및 6B는 본 발명의 합금에서 절삭력과 수학식 κ +
Figure 112008013713849-pct00007
+ 0.3μ - β + 500Pb 사이의 관계를 나타낸다. 여기서, 상기 절삭 속도 v = 200 m/min 이다.
도 7은 수학식 76(Cu)-3.1(Si)-Pb(%)의 합금에서 절삭력과 납의 중량% 양 사이의 관계를 나타낸다.
발명의 상세한 설명
본 발명 합금은 구리, 규소, 아연, 및 납을 각각 포함한다. 몇몇 발명 합금은 인, 주석, 안티몬, 비소, 알루미늄, 비스무트, 텔루르, 셀레늄, 망간, 및 니켈과 같은 다른 구성 원소를 추가적으로 포함한다. 이들 각 원소는 본 발명 합금에 특정한 효과를 준다. 예를 들어, 구리는 본 발명 합금의 중요한 구성 원소이다. 본 발명자에 의하여 실시된 연구에 기초하면, Cu-Zn 합금의 일정 기계적 특성, 내식성, 및 유동성과 같은 특정한 고유 성질을 유지하기 위하여, 바람직한 구리의 함유량은 대략 71.5 내지 78.5 중량%이다. 또한, 규소가 첨가될 경우 이런 구리의 범위는 금속구조에 있어서 감마상 및/또는 카파상(및 어떤 경우 뮤상)의 효율적인 형성을 가능하게 하며, 산업상 만족스런 기계 가공성을 가져오게 된다. 그러나, 구리의 함유량이 78.5% 중량%를 초과하면 감마 및/또는 카파상 형성의 정도와 관계없이 산업상 만족스러운 기계 가공성이 달성되지 않기 때문에 구리의 상한치가 설정된다. 또한, 구리의 함유량이 78.5 중량%를 초과하면 합금의 주조성이 낮아지게 된다. 반면, 구리의 함유량이 71.5 중량% 아래로 내려가면 금속 구조에서 베타상이 쉽게 형 성되려고 한다. 금속 구조에 감마상 및/또는 카파상의 존재하더라도 베타상 형성은 기계 가공성을 낮아지게 한다. 베타상의 형성은 탈아연에 대한 감소된 내식성, 증가된 응력 부식 분열, 및 감소된 신장율과 같은 역효과를 초래한다.
규소는 상기 발명 합금의 또 다른 중요한 구성 원소이다. 규소는 알파상으로 이루어지는 매트릭스에서 기계 가공성을 향상시키는 효과가 있는 감마, 카파, 및/또는 뮤상을 형성하기 위하여 이용된다. 구리 합금에서 2.0 중량% 미만의 규소를 첨가하면, 산업상 만족스런 기계 가공성을 달성하기 위한 감마, 카파, 및/또는 뮤상을 충분히 형성하지 않는다. 기계 가공성은 상기 합금에 첨가된 규소의 양의 증가와 함께 향상될 지라도, 첨가된 규소의 양이 대략 4.5 중량%를 초과하면 기계 가공성은 비례적으로 향상되지 않는다. 사실상, 금속 구조에 있어서 감마 및/또는 카파상의 비율이 너무 커지기 때문에 기계 가공성은 대략 4.5 중량%를 초과하는 규소를 포함한 합금에서 감소하기 시작한다. 또한, 상기 합금의 열 전도성은 대략 4.5 중량%를 초과하는 규소와 함께 증가하게 된다. 따라서, 유동성, 강도, 내마모성, 응력 내부식 분열성, 고온 내산화성 및 내 탈아연성과 같은 다른 합금 특성의 향상시키기 위해서뿐만 아니라 기계 가공성의 향상을 위하여 적절한 양의 규소의 첨가가 필요하다.
아연 또한 본 발명 합금의 중요한 구성 원소이다. 구리와 규소가 첨가되는 경우, 아연은 몇몇 경우에 감마, 카파, 뮤상의 형성에 영향을 준다. 아연은 상기 발명 합금의 기계적 강도, 기계 가공성, 및 유동성을 향상시키도록 작용한다. 본 발명에 따르면, 다른 두 중요 성분(즉, 구리 및 규소)과 극소량의 납 및 여타 구성 원소와는 달리 아연이 본 발명 합금들의 남은 부분을 차지하기 때문에 상기 아연 함유량의 범위는 간접적으로 결정된다.
납이 고용체를 형성하는 것이 아니라, 대신 금속 구조의 매트릭스에서 납 입자로서 산재하기 때문에, 납 또한 본 발명 합금에 존재함으로써, 기계 가공성이 향상된다. 규소의 첨가를 통한 금속 구조에서의 감마 및/또는 카파상의 형성에 의하여 특정한 정도의 기계 가공성이 이루어진다 할지라도, 본 발명 합금의 기계 가공성을 더욱 향상시키기 위하여 0.005 중량% 초과의 납이 또한 첨가된다. 사실상, 본 발명 합금의 기계 가공성은 건조한 상태(즉, 윤활제 없음)하에서 고속 절삭에서 종래의 쾌삭성 구리 합금의 기계 가공성과 동등하거나 그 이상이며, 현재 산업에서는 상기 기계 가공성을 매우 중요시한다. 본 발명의 범위 내에서 속하는 조성 범위를 가지는 Cu-Zn-Si 합금에 있어서, 고용체 상태의 납의 최고 함유량은 0.003 중량%이며, 납의 초과량은 납 입자로서 합금의 구조에 존재한다. 감마 및/또는 카파상의 적절한 양이 금속 구조에 존재할 경우, 납은 대략 0.005 중량%에서 기계 가공성이 향상되기 시작하며, 이것은 고용체에서의 납 함유량의 한계치 보다 아주 약간 높은 것이다. 따라서, 예를 들면, 상기 합금으로부터 음용수에 침출되는 양은 인식할 수 없을 정도이다. 또한, 납의 양이 0.005 중량%까지 증가됨에 따라, 상기 구리 합금의 기계 가공성은 예상치 않은 다음의 항목의 상조적(synergistic) 작용으로 인하 여 상당히 향상된다. (a) 매트릭스 구조에 침전되고 미세하게 산재된 납과 (b) 다른 메커니즘에 의한 기계 가공성을 향상시키는 기능을 하는 견고한 감마 및 카파상. 그러나, 금속 합금의 납 함유량이 0.02 중량%를 초과하게 되면, 특히 대형 주조 제품과 같은 주조 제품에 포함된 납은 금속 합금으로부터 환경으로(예, 식수로) 침출되기 시작함으로써, 인간에게 납의 유독성을 주게 된다. 이러한 이유로, 본 발명 합금의 납 함유량은 0.005 내지 0.02 중량%로 설정한다.
인은 금속 구조의 알파 매트릭스에 형성되는 감마 및/또는 카파상을 균일하게 분산 및 분포시키는 작용을 한다. 그러므로, 본 발명에 따라, 특정 실시예에서의 인의 첨가는 본 발명 합금의 기계 가공성을 더욱 강화시키고 안정화시킨다. 또한, 인은 내식성 특히 탈아연 내식성 및 유동성을 향상시킨다. 이 같은 효과들을 이루기 위해서, 0.01 중량% 이상의 인이 상기 발명 합금에 첨가되어야 한다. 하지만, 인의 첨가가 0.2 중량%를 초과하면 긍정적 효과를 얻지 못할 뿐만 아니라 연성 또한 나빠지게 된다. 본 발명에 따르면, 이러한 첨가된 인에 따른 효과의 관점에서 보면, 인의 첨가는 0.02 내지 0.12 중량%가 바람직하다.
앞에서 언급한 바와 같이, 주석은 감마상의 형성을 촉진시키고 알파 매트릭스에 형성된 감마 및/또는 카파상을 더욱 균일하게 분산 및 분포시키는 작용을 하여, 주석은 Cu-Zn-Si 금속 합금의 기계 가공성을 더욱 향상시키게 된다. 주석 또한 내식성 특히 마모 부식과 탈아연 부식에 대한 내식성을 향상시킨다. 이러한 부식에 대한 효과를 이루기 위하여, 0.1 중량% 이상의 주석이 첨가되어야 한다. 반면, 주석의 첨가가 1.2 중량%를 초과하면, 과도한 감마상의 형성과 베타상의 출현 때문에 잉여의 주석은 본 발명 합금의 연성과 충격치를 감소시키게 되어 주조시 균열이 쉽게 발생한다. 이 때문에 연성과 충격치의 악화를 피하면서 첨가된 주석의 긍정적 효과를 확보하기 위하여, 본 발명에 따르면, 주석의 첨가는 0.2 내지 0.8 중량%가 바람직하다.
본 발명에 따르면, 안티몬과 비소는 금속 합금의 탈아연 내식성을 향상시키기 위하여 첨가되는 원소이다. 이 때문에, 0.02 중량% 이상의 안티몬 및/또는 비소가 본 발명 합금에 첨가되어야 한다. 이들 원소의 첨가가 0.2 중량%를 초과하면, 더 긍정적 효과는 얻지 못하며 연성이 낮아진다. 이들 원소의 첨가에 따른 이러한 작용의 관점에서, 본 발명에 따르면, 안티몬 및/또는 비소의 첨가는 0.03 내지 0.1 중량%가 바람직하다.
알루미늄은 감마상의 형성을 촉진시키고, 알파 매트릭스에 형성된 감마 또는 카파상을 더욱 균일하게 분산 및 분포시키는 작용을 한다. 따라서, 알루미늄은 Cu-Zn-Si 합금의 기계 가공성을 더욱 향상시킨다. 또한, 알루미늄은 기계적 강도, 내마모성, 고온 내산화성, 및 내마모부식성을 향상시킨다. 이러한 긍정적 효과를 얻기 위하여, 0.1 중량% 이상의 알루미늄이 본 발명 합금에 첨가되어야 한다. 그러나, 알루미늄의 첨가가 2.0 중량%를 초과하면, 과도한 감마상의 형성과 베타상의 출현 때문에 초과 알루미늄은 연성을 약화시키고, 주조 균열이 쉽게 형성된다. 그러므로, 본 발명에 따르면 알루미늄의 첨가는 0.1 내지 2.0 중량%가 바람직하다.
납과 유사하게, 첨가된 비스무트, 텔루르, 및 셀레늄은 알파 매트릭스에 분산되며, 감마, 카파, 및 뮤상과 같은 견고상의 상조 효과(synergistic effect)에 의하여 기계 가공성을 상당히 향상시킨다. 비스무트, 텔루르, 및 셀레늄의 중량%가 각각 0.01 중량% 이상, 0.03 중량% 이상, 및 0.03 중량% 이상일 경우 이러한 상조 효과가 얻어지게 된다. 하지만, 이들 원소는 환경에 대한 안정성이 확인되지 않았으며, 이용 가능할 만큼 충분하지도 않다. 그러므로, 본 발명에 따르면, 이들 원소 중 각각의 상한을 0.2 중량%로 설정한다. 본 발명에 따르면, 보다 바람직하게, 비스무트, 텔루르, 및 셀레늄의 범위는 각각 0.01 내지 0.05 중량%, 0.03 내지 0.10 중량%, 및 0.03 내지 0.1 중량%로 설정된다.
망간과 니켈은 금속간 화합물을 형성시키기 위하여 규소와 결합함으로써, 본 발명의 Cu-Si-Zn 합금의 내마모성과 강도를 향상시킨다. 이러한 향상을 달성하기 위하여, 요구되는 망간의 첨가는 0.3 중량% 이상이며, 니켈은 0.2 중량% 이상이다. 망간과 니켈의 첨가가 각각 4.0 및 3.0 중량%를 초과하면, 내마모성은 더 향상되지 않으며, 연성과 유동성이 악화된다. 그러므로, 본 발명에 따르면, 첨가된 망간과 니켈이 더해진 양은 0.3 중량% 이상이 되어야 하며 4.0 중량%를 초과하지 않아야 한다. 이는 이들 원소의 더 많은 양이 내마모성을 더 향상시키지 않으며 높은 수준 에서는 기계 가공성과 유동성에 부정적으로 작용되기 때문이다. 불가피하게, 망간 및/또는 니켈이 본 발명 합금에 첨가되는 경우, 이들 원소가 금속간 화합물을 형성하기 위하여 규소와 결합하기 때문에 규소의 소모는 가속되고, 이에 따라 감마 및/또는 카파상을 형성하기 위한 규소가 덜 남게 되며 기계 가공성이 향상된다. 그러므로, 본 발명에 따르면, 망간 및/또는 니켈을 포함하는 Cu-Si-Zn 합금의 산업상 만족스런 기계 가공성을 이루기 위하여, 다음의 관계가 만족되어야 한다.
2 + 0.6(U + V)≤Y≤4 + 0.6(U + V)
여기서, Y는 규소의 중량%이며, U는 망간의 중량%이고, V는 니켈의 중량%이다. 이러한 방식으로, 규소는 상기 합금에 충분한 양으로 존재하게 되어 금속간 화합물을 형성하고 감마, 카파, 및/또는 뮤상을 형성한다.
철은 본 발명의 Cu-Si-Zn 합금에 포함되는 규소와 결합하여 금속간 화합물을 형성한다. 그러나, 이러한 철 함유 금속간 화합물은 본 발명 합금의 기계 가공성을 악화시키며, 이들은 기계 가공성이 아니라 주조에 의하여 통상 제조되는 수도꼭지와 급수 밸브의 제조 중에 행해지는 버프가공성 및 도금 공정에 악영향을 준다. 비록 부정적 효과가 0.3 중량%의 철 함유에서도 인식될 수 있지만, 합금의 철 함유량이 0.5 중량%를 초과하면, 위에서 언급된 부정적 효과가 분명히 보여진다. 본 발명에 따르면, 철이 Cu-Si-Zn 합금에 불가피한 불순물일 지라도, 철의 함유량은 0.5 중량%를 초과하지 않으며, 바람직하게는, 0.25 중량%를 초과하지 않는다.
표 1은 제4 발명 합금 및 제7 발명 합금 내지 제11 발명 합금에 따라 제조된 것뿐만 아니라 제1 발명 합금에 따라 제조된 몇몇 합금을 나타낸다. 표 1은 본 발명의 범위 내에 있지 않은 몇몇 비교 합금도 포함한다. 표 2는 제5 발명 합금 내지 제11 발명 합금에 따라 제조된 합금뿐만 아니라, 제2 및 제3 발명 합금에 따라 제조된 몇몇 합금을 나타낸다. 표 2는 본 발명의 범위 내에서 있지 않은 몇몇 비교 합금도 포함한다. 표 1 및 2에서 수집된 결과는 본 발명의 합금 특성을 본 발명의 범위 내에 있지 않은 유사 합금과 비교하기 위하여 채용된 다양한 테스트의 본 서술에 따라 설명될 것이다.
대표적 샘플
본 발명의 합금과 비교 합금의 예로서, 표 1 및 2에서 나타낸 바와 같은 구성을 가지며 100 mm의 외부 직경과 150 mm의 높이의 원통 주괴로서, 몇몇 샘플은 650℃ 내지 800℃ 에서 고온으로 압출되지만, 상기 원통 주괴는 테스트 편을 제조하기 위하여 대게 750℃에서 20 mm의 외부직경을 가지는 환봉으로 고온 압출된다. 본 발명에 적용된 화학식으로 표현된 원소 및 상 조성과 함께 압출된 각 합금 주괴의 원소 및 상 조성이 설명된다. 아래에 기재된 바와 같은 테스트 결과가 제공된다. 상기 표의 데이터로부터 알 수 있듯이, 소정 원소 조성의 합금에 있어서, 압출 온도는 아래에 설명되는 바와 같이, 상 조성과 물질 성질에 상당한 영향을 준다. 또한, 원통 주괴와 동일한 원소 조성을 가지는 용해 금속은 테스트 편을 형성하기 위하여 30 mm 직경과 200 mm 깊이의 영구 주형(permanent mold)으로 쏟아 넣어졌 다. 이 후, 이러한 주조 테스트 편은 선반에 의해서 20 mm 외경의 환봉으로 절삭되었으며, 주조 편은 압출 편과 같은 크기이다. 표 1 및 2에 수집된 바와 같이, 고온 압출 대신 합금 주조는 제조 조건이 금속의 구조 및 합금의 다른 특성에 어떻게 영향을 주는지를 보여주며, 아래에서 설명될 것이다.
절삭 테스트
다양한 합금의 기계 가공성을 연구하기 위하여, 선반 절삭 테스트와 드릴 절삭 테스트가 수행되어 합금이 산업상 만족스런 기계 가공성을 가지는지를 결정하였다. 이런 결정을 하기 위하여, 합금 기계 가공성은 산업에 일반적으로 적용되는 절삭 조건하에서 평가되어야 한다. 예를 들어, 선반 절삭 또는 드릴 절삭이 채용될 경우, 산업상 구리 합금의 절삭 속도는 보통 60 내지 200 m/min 이다. 그러므로, 상기 표에 제공된 예들에 있어서, 선반 절삭 테스트는 60, 120, 및 200 m/min 속도로 실시되었으며, 드릴 절삭 테스트는 80 m/min 속도로 실시되었다. 채용된 상기 테스트에 있어서, 절삭력과 파편의 상태에 근거하여 평가되었다. 절삭 윤활제가 상기 테스트 환경에 악영향을 줄 수 있기 때문에, 폐기 절삭 윤활제가 버려져야 하지 않도록 윤활제 없이 절삭을 실시하는 것이 바람직하다. 그러므로, 본 발명에 따르면, 비록 절삭 공정을 용이하게 하는 방식의 선호하는 절삭 조건은 아니지만, 상기 절삭 테스트는 건조 조건(즉, 윤활제 없이)하에서 실시되었다.
상기 선반 절삭 테스트는 다음과 같은 방식으로 실시되었다. 직경 20 mm 가 되도록 상기한 바와 같이 얻어진 압출 테스트 편 또는 주조 편은 건조 조건하에서, 진검 바이트가 마련된 선반에 의한 원주면에, 특히 파편 분쇄기가 없는 탄화 텅스텐 공구로, 0.4 mm 노즈 반경의 -6도의 경사각으로, 60, 120, 및 200 meter/minute(m/min)의 절삭률로, 1.0 mm의 절삭 깊이로, 및 0.11 mm/rev의 공급률로 절삭되었다. 상기 공구에 탑재된 3분력 동력계로부터의 신호는 전기적 전압 신호로 변환되었고, 레코더에 기록되었다. 그 후, 상기 신호는 절삭 저항으로 환산되었다. 그리하여, 상기 합금의 기계 가공성은 특히 절삭 시 최고 값을 나타내는 주 절삭력인 절삭 저항을 결정함으로써 판단되었다. 또한, 선반 절삭 동안에 산출된 금속 합금 파편은 선반 가공된 재료의 기계 가공성 평가의 일환으로서 시험 및 분류되었다. 엄밀히 말하면, 절삭 저항의 대소는 절삭력, 공급력, 및 추진력의 3분력에 의하여 판단되어야 하지만, 절삭력(N)에만 근거한 절삭 저항을 판단하여 결정하기로 했다. 선반 절삭 테스트의 결과는 표 1 및 2에 정리되어 있다. 표 1 및 2에서의 데이터로부터, 본 발명이 초과 절삭력을 요구하지 않는다는 것을 알 수 있다.
상기 드릴 절삭 테스트는 다음과 같은 방식으로 실시되었다. 직경 20 mm 가 되도록 상기한 바와 같이 얻어진 압출 테스트 편 또는 주조 편은 건조 조건하에서, 10mm의 드릴 직경과 95mm의 드릴 길이를 가지는 강철 급 M7 드릴을 이용하여, 118도의 점각과 32도의 나사각으로, 80 m/min의 절삭률로, 40 mm의 드릴 깊이로, 및 0.20 mm/rev 의 공급률로 절삭되었다. 드릴 절삭 간에 산출된 상기 금속 합금 파편은 상기 드릴된 물질의 기계 가공성의 평가의 부분으로서 시험 및 분류되었다.
절삭 동안 산출된 상기 파편들은 도 1A 내지 1G에 나타난 바와 같이 그리고 다음에 설명된 바와 같이 파편의 기하학적 형상에 근거하여 7개 카테고리 (A) 내지 (G)로 시험 및 분류되었다. 도 1A는 미세하게 분열된 바늘 형상의 "니들형 파편(needle chip)"을 나타내며, 상기 표에서 ● 로 나타낸다. 니들형 파편은, 산업상 만족스런 기계 가공성을 가지는 금속 합금이 절삭될 때 제조되는 산업상 만족스런 파편 제품이다. 도 1B는 아치형 또는 적어도 하나의 나선을 가지는 원형 아치형인 "아치형 파편"을 나타내며, 상기 표에서 ◎ 로 나타낸다. 아치형 파편은 가장 바람직한 기계 가공성의 특징을 가지는 물질을 절삭하여 생성된 산업상 만족스런 파편 제품이다. 도 1C는 25 mm 미만의 길이의 직사각형 파편인 "단 방형 파편(short rectangular chip)"을 나타내며 상기 표에서 ○ 로 나타낸다. 단 방형 파편은 절삭 중 아치형 파편을 생성하는 합금보다는 좋지 않으나 니들형 파편을 생성하는 합금보다는 우수한 산업상 만족스런 기계 가공성을 가지는 금속 합금을 절삭할 경우 생성되는 산업상 만족스런 파편이며. 단 방형 파편은 또한 "판 형상"으로도 언급된다. 도 1D는 25 mm 내지 75 mm 길이의 직사각형 파편인 "중 방형 파편(medium length rectangular chip)"을 나타내며 상기 표에서 ▲ 로 나타낸다. 도 1E는 75 mm 길이의 직사각형 파편은 "장 방형 파편(long rectangular chip)"을 나타내며 상기 표에서 × 로 나타낸다. 도 1F는 1 내지 3 이상의 나선을 가지는 나선 형상의 "단 나선형 파편(short spiral-shaped chip)"을 나타내며 상기 표에서 △ 로 나타낸다. 단 나선형 파편도 산업상 만족스런 기계 가공성을 가지는 금속 합금 을 절삭할 때 생성되는 산업상 만족스런 파편 제품이다. 마지막으로, 도 1G는 3개가 넘는 나선을 가지는 나선형 파편인 "장 나선형 파편(long spiral-shaped chip)"을 나타내며 상기 표에서 ×× 로 나타낸다. 절삭 테스트 동안 산출된 파편의 결과는 표 1 및 2에서 보고된다.
절삭 동안 파편 생성은 합금재료의 질에 관한 지표를 제공한다. 장 방형 파편(×) 또는 장 나선형 파편(××)을 생성하는 금속 합금은 산업상 만족스런 파편을 산출하지 못한다. 반면, 아치형 파편(◎)을 생성하는 금속 합금은 가장 바람직한 파편을 산출하며, 단 방형 파편(○)을 생성하는 금속 합금은 두 번째로 바람직한 파편을 산출하고, 니들형 파편(●)을 생성하는 금속 합금은 세 번째로 바람직한 파편을 산출하며, 단 나선형 파편(△)을 생성하는 금속 합금도 바람직한 파편을 산출한다. 이와 관련하여, 도 1G에서 나타난 바와 같은 3권 이상의 나선형 파편은 처리하기(예, 복구, 재생) 어렵고, 절삭 작업 간에 문제를 발생시킬 수 있다. 예를 들어, 절삭 공구와 엉킴, 금속 절삭 면의 손상. 도 1F에서 나타난 바와 같은 반권 (半卷) 내지 2 또는 3권(卷)의 나선 아치형의 파편은 3권이 넘는 나선형 파편만큼 심각한 문제를 일으키지는 않지만, 단 나선형 파편은 제거하기가 쉽지 않으며, 절상 공고와 엉키거나 절삭 면을 손상시킬 수 있다.
이와는 대조적으로, 도 1A에 나타나는 미세한 바늘 형태 또는 도 1B에서 나타나는 아치형 파편 형태의 파편은 상기한 바와 같은 문제가 나타나지 않으며, 도 1F 및 1G에서 나타나는 바와 같은 파편만큼 거대하지 않고, 복구나 재생 처리가 용 이하다. 하지만, 도 1A에 나타난 바와 같은 미세한 니들형 파편은 선반과 같은 기계 공구의 슬라이드 테이블에 스며들어 기계적 문제를 일으킬 수 있으며, 또는 작업자의 손가락, 눈이나 다른 신체 부위에 달라붙어 위험할 수 있다. 이러한 요인들을 고려하여, 기계 가공성과 종합적인 산업 제품을 평가할 경우, 도 1B에 나타나는 바와 같은 파편을 만드는 본 발명 합금이 산업적 요건을 가장 잘 충족시키며, 반면, 도 1C에 나타나는 파편을 만드는 금속 합금은 두 번째이고, 도 1A에 나타나는 파편을 만드는 금속 합금은 세 번째로 산업적 요건을 충족시키는 것이다. 상기한 바와 같이, 도 1E 및 1G에 나타나는 파편을 만들어 내는 금속 합금은 산업적 관점에서 볼 때 좋지 않다. 왜냐하면, 그런 파편은 복구 및 재생이 어렵고, 절삭 공구 또는 절삭되는 작업 대상을 손상시킬 수 있기 때문이다. 도 1 및 2에 있어서, 도 1A, 1B, 1C, 1D, 1E, 1F, 및 1G에 나타난 파편들은 다양한 합금에 의해 생성되며, 부호 "●", "○", "◎", "▲", "△", "×", 및 "××"에 의해 각각 표시된다. 본 발명의 합금들은 대체적으로 가장 좋은 형태의 파편을 만들어 내는 것을 알 수 있다.
바람직한 산업적 기계 가공성에 관하여 파편의 성질적 분류(내림차순)를 요약하기 위하여, 상기 아치형 파편(◎), 상기 단 방형 파편(○), 및 미세 니들형 파편(●)은 매우 뛰어난 기계 가공성(즉, 아치형 파편), 뛰어난 기계 가공성(즉, 단 방형 파편), 만족스런 기계 가공성(즉, 미세 니들형 파편)을 가지는 것으로 평가된다. 산업적으로는 허용 가능하지만, 중 방형 파편(▲)과 단 나선형 파편(△)은 절 삭 공구와 엉킬 수 있다. 그러므로, 이들 파편은 매우 우수한 기계 가공성을 가지는 것으로 평가된 합금에 의하여 생성된 파편들만큼 바람직하지 않다.
요즘의 산업에 있어서, 제조업은 자동화(특히 야간 작동 중)를 수반하여, 한 명의 작업자가 동시에 몇몇의 절삭 기계의 작동을 감시한다. 절삭 동안, 생산된 파편의 부피가 한 명의 작업자에 의하여 처리되기에 너무 커져버리면, 파편과 절삭 공구의 엉킴이나 심지어 절삭 기계가 멈추는 것과 같은 절삭 작업에 문제가 발생할 수도 있다. 실제로, 장 방형 파편(×)과 장 나선형 파편(××)은 아치형 파편, 단 방형 파편, 및 미세 니들형 파편보다 상당히 큰 부피를 가지는 큰 칩이다. 결과적으로, 절삭 동안, 장 방형 파편 및 장 나선형 파편의 부피는 더 작은 파편(즉, 아치형 파편, 단 방형 파편, 및 미세 니들형 파편)의 100배 부피의 비율로 축적된다. 그러므로, 부피가 큰 장 방형 파편이나 장 나선형 파편을 만들어 내는 합금이 기계 가공되는 경우, 야간 기계 작동은 실용적이지 못하거나 절삭 기계를 감시할 더 많은 사람이 필요하게 된다. 대조적으로, 중 방형 파편(?)과 단 나선형 파편(△)은 장 방형 파편이나 장 나선형 파편보다 부피가 크지 않다.
결국, 생성된 칩의 부피가 장 방형 칩이나 장 나선형 칩에 발생하는 만큼 허용할 수 없게 빠른 비율로 축적되지 않기 때문에, 절삭동안 중 방형 파편과 단 나선형 파편을 생성하는 합금은 여전히 "산업적으로 허용 가능하다". 반면, 중 방형 파편과 단 나선형 파편이 절삭 공구와 엉킬 수도 있기 때문에 이들 파편을 생성하 는 합금은 절삭 동안 주의 깊게 감시되어야 한다. 따라서, 이러한 합금의 기계 가공성은 부피가 작고 절삭 공구와 엉키지 않는 아치형 파편, 단 방형 파편, 또는 미세 니들형 파편을 만드는 합금보다 덜 바람직하다. 중 방형 파편 및 단 나선형 파편과 관련하여, 절삭 동안 중 방형 파편을 생성하는 합금은 단 나선형 파편을 생성하는 것들 보다 약간 더 낳은 기계 가공성을 갖는 것으로 여겨진다. 왜냐하면, 두 파편 형태는 절삭 공구와 엉킬 수도 있지만 중 방형 파편은 절삭 공구와 엉킨 뒤 제거하기가 더 용이하기 때문이다. 또한, 중 방형 파편은 단 나선형 파편보다 더 적은 부피를 가지므로 절삭 동안 단 나선형 파편보다 더 느린 비율로 쌓이게 될 것이다.
탈아연 부식 테스트
더욱이, 다양한 합금이 "ISO 6509"하에 명시된 테스트 방법에 따라 탈아연 부식 테스트를 받아 내식성을 시험하였다. "ISO 6509"에 의한 탈아연 부식 테스트에 있어서, 시험된 압출 테스트 편으로부터 취해진 테스트 편을, 노출된 시험편의 표면이 압출 시험편의 압출 방향에 직교하도록 페놀 수지 물질 내에 배치하여 매립하였다. 테스트 편의 표면을 금강사 용지에 1200번 연마한 후, 순수한 물에 초음파 세정하여 건조시켰다. 이렇게 얻은 테스트 편을 12.7g/L의 1.0% 제2동(銅) 염화 2수화물(CuCl2ㆍ2H2O)의 수용액에 담그고, 75℃에서 24시간 동안 두었다. 각 테스트 편을 수용액으로부터 꺼내어 최대 탈아연 부식 깊이를 다음과 같이 측정하였다. 상 기 테스트 편이 압출 방향에 수직으로 유지되도록 페놀 수지 물질에 다시 매입되었다. 그리고, 상기 테스트 편은 최장 단면을 얻을 수 있도록 절삭되었다. 그 결과 상기 테스트 편은 연마되었으며, 10 현미경 시야로 100x 내지 500x의 금속 현미경을 이용하여 부식 깊이가 관찰되었다. 부식의 가장 깊은 지점이 측정된 최대 탈아연 부식 깊이로서 기록되었다. 최대 탈아연 부식 깊이의 측정 내용은 표 1 및 2에 주어진다.
표 1 및 2에서 나타난 탈아연 부식의 결과로부터 명백히 알 수 있듯이, 제1 내지 제3 발명 합금은 내식성에 있어서 우수하며, 표 1 및 2에서 보여주는 바와 같이, 특히 제4 내지 제11 발명 합금은 내식성에 있어서 매우 뛰어나다는 것이 확인되었다.
마모 부식 테스트
압출 테스트 물질로부터 절삭된 테스트 편은 또한 본 발명 합금의 내 마모 부식성을 평가하기 위하여 사용되었다. 각 테스트 편의 중량은 96시간 동안 염화 수용액에 담그기 전에 전자 스케일을 이용하여 측정되었다. 30℃ 에서 0.01% 제2동 염화 2수화물(CuCl2ㆍ2H2O)의 3%염화 수용액을 96시간 동안 11 m/s 유속으로 구경 2 mm의 스프레이 노즐을 이용하여 지속적으로 테스트 편에 분사하였다. 염화 수용액에 96시간 동안의 노출 후에, 질량 손실을 다음과 같이 측정하였다. 각 테스트 편 은 건조시켜 전자 스케일에 다시 중량이 측정되었다. 염화 노출 전과 염화 노출 후의 테스트 편의 중량의 차이는 측정된 질량 손실로서 기록되었으며, 염화 수용액에 의한 합금의 마모 부식의 정도를 반영한다.
특정 제품이 마모 부식에 대한 우수한 저항성을 가지는 합금을 이용하여 만들어지는 것은 중요하다. 예를 들어, 급수 수도꼭지와 밸브는 일반적인 내식성 뿐만 아니라 마모 부식에 대한 저항성이 필요하다. 왜냐하면, 이들 장치는 이들 장치를 통하여 흐르는 유체의 개폐에 의하여 발생하는 역류 또는 급수 속도의 갑작스런 변화를 받을 수 있기 때문이다. 예를 들어, 표 2에 나타난 비교 합금 28(C83600) 은 5 중량%의 주석과 5 중량%의 납을 포함하여 급류에 있어서도 뛰어나 내 마모 부식성을 보여준다. 표 2에 나타난 바와 같이, 비교 합금 28(이하, CA No. 28)은 마모 부식으로 인한 최소의 중량 손실을 갖는다. CA No. 28의 내 마모 부식성은 급류에 있어서 부식으로부터 합금을 보호하는 박막으로 인하여 발생된다. 불행히도, CA No. 28은 수용할 수 없을 만큼의 다량의 납을 함유하며, 음용수를 제공하는 시스템에 사용되기에 적합하지 않다.
대조적으로, 표 1의 제1 발명 합금 2에 의하여 입증된 바와 같이, 제1 발명 합금도 우수한 내 마모 부식성을 갖는다. 하지만, 제2 발명 합금 11에 의하여 나타난 바와 같이, 0.3 중량%의 주석의 첨가는 내 마모 부식성을 향상시킨다. 사실상, 동일한 주석 리치(tin-rich) 주석-규소계 필름의 형성이 적용되지만, 제1 발명 합 금에 0.3 중량% 주석을 첨가하면 CA No. 28에 채용된 양의 일부이지만 향상된 내 마모 부식성을 가지는 제2 발명 합금을 제공한다. 다시 말해서, 대략 0.3 중량%의 주석을 함유하는 본 발명의 합금은 훨씬 높은 퍼센트(예, 5 중량%)의 주석을 포함하는 CA No. 28만큼의 내 마모 부식성 수준을 달성한다.
납 여과성의 성능 테스트
납의 여과성을 평가하기 위한 테스트는 "급수 장비 - 여과성 성능 테스트" 방법에 따라 "JIS S 3200-7:2004" 에 준하여 실시되었다. JIS S 3200-7:2004에 따르면, (a) 0.3 mg/ml의 유효 염소 농도를 가지는 하이포아염소산나트륨 수용액 1 ml, (b) 0.04 mol/L 의 탄산수소나트륨 수용액 22.5 mL, (c) 0.04 mol/L의 염화칼슘 수용액 11.3 ml를 첨가하여 테스트에 채용되는 여과 용액이 마련되어, 테스트 용액의 총량이 1리터가 되도록 하였다. 그 후, 이 용액이 1.0% 또는 0.1%의 염산과 0.1 mol/L 또는 0.01 mol/L의 수산화 나트륨을 첨가함으로써 조절되어, 테스트에 사용되는 용액이 다음의 파라미터를 충족시키게 된다. pH 7.0±0.1, 경도 45 mg/L±5 mg/L, 알카리성도 35 mg/L±5 mg/L, 및 잔류 염소 0.3 mg/L±0.1 mg/L. 주조에 의하여 얻어진 샘플 주괴는 구멍이 생기도록 드릴되어 25 mm 내부 직경과 180 mm 깊이의 컵 형상의 테스트 편이 얻어질 수 있다. 이러한 컵 형상의 테스트 편을 행구고 조절하여 23℃의 온도로 침출 용액과 함께 보관하였다. 다음으로, 상기 테스트 편은 23℃의 온도로 유지되는 장소에 봉해지고 저장되었다. 상기 여과 용액은 16시간 후에 수집되고 납 침출액을 분석하기 위하여 검사되었다. 시험편의 부피, 표면적, 또는 모양에 대한 납 여과체의 분석 결과에는 아무런 교정을 하지 않았다.
합금 조성 제한 식
본 발명의 구리 합금의 또 다른 특징은 각 구리 합금 조성이 일반식 관계에 의하여 제한된다.
(1) 61 - 50Pb≤X - 4Y + a0Z0≤66 + 50Pb,
여기서, Pb 는 납의 중량%이며, X 는 구리의 중량%이고, Y 는 규소의 중량%이며, a0Z0 는 구리, 규소 및 아연 이외의 원소의 관계에 대한 기여를 나타낸다. 다시 말해서, 합금 조성 제한 식 (1)이 나타내는 관계는 구리 합금의 조성이 상기한 효과들을 갖도록 요구된다. 식 (1)을 만족시키지 못하면, 실험에 의하여, 완성된 구리 합금이 표 1 및 2에 나타난 정도의 기계 가공성의 및 여타 성질을 제공하지 못한다는 것이 판명되었다. 그러나, 식 (1)에 의하여 제공된 구리, 아연, 및 규소 함유 범위의 단순한 제한은 금속 합금의 구조에 형성된 카파, 감마, 및 뮤상의 양을 저절로 결정하지는 않는다. 위에서 살펴본 바와 같이, 상 구조와 카파, 감마, 및 뮤상의 양은 기계 가공성을 향상시키는 작용을 한다. 또한, 식 (1)에 의하여 제공된 상기 원소 관계는 기계 가공성을 악화시키는 작용을 하도록 형성된 베타상의 양을 저절로 결정할 수 없다. 따라서, 식(1)은 적당한 양의 각 구성 상(즉, 기계 가공성을 악화시키는 베타 상의 형성을 최소화 하면서, 기계 가공성을 향상시키기 위한 감마, 카파, 및 뮤상의 최적화 조합)을 이룰 수 있는 합금 조성을 결정하기 위하여 실험에 의하여 얻은 인덱스(index)를 제공한다.
구리, 규소, 및 아연 이외의 다른 원소에 의한, 제한 식 (1)의 관계에 대한 기여는 하기식 (2)로 설명된다.
(2) a0Z0 = a1Z1 + a2Z2 + a3Z3 + …
여기서, a1, a2, a3 …은 계수로서 실험적으로 결정되고 Z1, Z2, Z3 …은 구리, 규소, 및 아연 이외의 조성에 있어 원소의 중량%를 나타낸다. 식 1에 관련하여 다시 말하면, Z는 선택된 원소의 양이며, a 는 선택된 원소의 계수이다.
구체적으로는, 본 발명의 구리 합금을 실현하기 위하여, 계수 "a"는 다음과 같이 결정된다. 납, 비스무트, 텔루르, 셀레늄, 안티몬, 및 비소의 계수 a는 0; 알루미늄의 계수 a는 -2; 인의 계수 a는 -3; 및 망간과 니켈의 계수 a는 +2.5이다. 식 (1)은 본 발명의 구리 합금에서의 납, 비스무트, 텔루르, 셀레늄, 안티몬, 및 비소의 양을 직접적으로 제한하지 않으며, 이는 이들 계수 a가 0이기 때문이라는 것은 본 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에 의해 인정될 것이다. 하지만, 이 들 원소는 0이 아닌 계수 a를 가지는 구리 합금에서의 구리, 규소, 및 그런 원소의 중량%가 제한 식 (1)을 만족시켜야 한다는 사실에 의하여 간접적으로 제한된다.
또한, 납은 소량이더라도 기계 가공성을 향상시키기 위한 요소로서 본 발명 합금에서 중요한 역할을 한다. 따라서, 식 (1)을 이끌어낼 때 납의 효과가 고려되었다. X - 4Y - aZ 가 61 - 50 Pb 보다 작아지게 되는 경우, 전체적으로 보면 산업상 만족스런 기계 가공성을 달성하는데 필요한 상 조성이 납의 효과를 가지고도 얻어질 수 없다. 반면, X - 4Y - aZ 가 66 + 50 Pb 보다 커지게 되면, 납에 의한 기계 가공성의 긍정적 효과에도 불구하고 형성된 감마, 카파, 및 뮤상의 초과량은 이러한 합금이 산업상 만족스런 기계 가공성을 얻을 수 없게 만든다. 따라서, 61 - 50 Pb≤X - 4Y - aZ≤61 + 50Pb 가 만족되는 경우가 보다 바람직하다.
보다 더 구체화하기 위하여, 제1 및 4 발명 합금에 대하여 제한 식 (1)이 다음과 같이 기재될 수 있다.
(3) 61 - 50Pb≤X - 4Y≤66 + 50Pb
여기서, Pb는 납의 중량%이며, X는 구리의 중량%이고, Y는 규소의 중량%이다. 제1 및 4 발명 합금의 쾌삭성 구리 합금은 산업상 만족스런 기계 가공성뿐만 아니라 고 강도를 가진다. 그러므로, 이들 합금은 대단히 실용적 가치가 있으며, 기존의 쾌삭성 구리합금으로 만들어진 기계 가공품, 단조품, 그리고 주조품을 만들기 위하여 사용될 수 있다. 예를 들어, 제1 및 제4 발명 합금은 볼트, 너트, 나사, 축, 봉, 밸브 시트 링, 밸브, 상하수도 금속 부속품, 기어, 일반적 기계 부품, 플랜지, 측정기기 부품, 건설 부품, 및 클램프를 제조하는데 적합하다.
제2 및 5 발명 합금에 대하여 제한 식 (1)이 다음과 같다.
(4) 61 - 50Pb≤X - 4Y + aZ≤66 + 50Pb
여기서, Pb는 납의 중량%이며, X는 구리의 중량%이고, Y는 규소의 중량%이며, Z는 인, 안티몬, 비소, 주석 및 알루미늄 중으로부터 선택된 하나 이상의 원소의 중량%이다. 여기서, 인의 a는 -3, 안티몬 및 비소의 a는 0, 주석의 a는 -1, 및 알루미늄의 a는 -2 이다. 제2 및 5 발명 합금은 산업상 만족스런 기계 가공성뿐만 아니라 고내식성도 갖는다. 그러므로, 이들 합금은 매우 실용적이며, 부식에 대한 저항성이 있어야 하는 기계 가공품, 단조품, 그리고 주조품을 제작하기 위하여 사용될 수 있다. 예를 들어, 제2 및 5 발명 합금은 급수 수도꼭지, 온수 급수관 부속품, 축, 연결 부속품, 열 교환기용 부품, 스프링클러, 전환기, 밸브 시트, 급수 계량기, 센서 부품, 압력 용기, 산업용 밸브, 박스 너트, 파이프 부속품, 해양 구조의 금속 기기, 조인트, 금수 잠금 밸브, 밸브, 튜브 커넥터, 케이블 커넥터, 및 부속품들을 제조 하는데 적합하다.
제 3 및 6 발명 합금에 대하여 제한 식 (1)이 다음 같이 기재될 수 있다.
(5) 61 - 50Pb≤X - 4Y + aZ≤66 + 50Pb
여기서, Pb는 납의 중량%이며, X는 구리의 중량%이고, Y는 규소의 중량%이며, Z1은 인, 안티몬, 비소, 주석 및 알루미늄 중으로부터 선택된 하나 이상의 원소의 중량%이고, 인의 a1는 -3, 안티몬 및 비소의 a1는 0, 주석의 a1는 -1, 알루미늄의 a1는 -2 이며, Z2는 망간과 니켈 중으로부터 선택된 적어도 한 원소의 중량%이고, 망간과 니켈의 a2는 2.5이다. 제3 및 6 발명 합금의 쾌삭성 구리 합금은 산업상 만족스런 기계 가공성뿐만 아니라 고 내마모성과 고 강도를 가진다. 그러므로, 이들 합금은 고 내마모성과 고 강도를 필요로 하는 기계 가공품, 단조품 그리고 주조품을 만들기 위하여 사용될 수 있다. 예를 들면, 제 3 및 6 발명 합금은 베어링, 부시, 기어, 미싱 부품, 수력 시스템 부품, 등유 및 가스 히터의 노즐, 림, 슬리브, 낚시 릴, 항고기 부속품, 슬라이드 부재, 실린더 부품, 밸브 시트, 싱크로나이저 링, 및 고압 밸브를 제조하는 데 적합하다.
망간 및/또는 니켈이 규소와 결합하여 금속간 화합물을 형성하는 발명 합금에 있어서, 합금 조성은 식 (6)에 나타난 관계에 의하여 더욱 제한된다.
(6) 2 + 0.6(U + V)≤Y≤4 +0.6(U + V)
여기서, Y는 규소의 중량%이며, U는 망간의 중량%이고, V는 니켈의 중량%이다.
요약하면, 본 발명의 제1 내지 13 발명 모두는 합금조성 제한 식 (1)을 만족시켜야 하며, 표 1 및 2에서의 본 발명에 따라 제공된 모든 도시 예들은 이 조성 제한을 따른다. 반면, 제3 및 6 발명 합금은 식 (6)의 제2 합금 조성 제한에 의하여 더욱 한정된다. 식 (1)의 조건을 만족시키는 조성을 가지지 않고, 식 (6)을 충족시키며, 본 발명의 구리 합금과 동일한 원소를 포함하는 다른 구리 합금은 아래에 설명되는 표 1 및 2 에서 나타난 바와 같은 본 발명의 구리 합금의 성질을 가지지 못할 것이다.
도 3A, 3B, 4A 및 4B는 Cu-Si-Zn 합금의 기계 가공성에 대한 조성 제한 식 (5)의 일반적인 작용을 나타낸다. 도 3A 및 3B는 제한 식 X - 4Y + aZ + 50Pb(%) 이 하한 61에 근접하거나 X - 4Y + aZ - 50Pb(%) 이 상한 66에 근접함에 따라, 합금을 기계 가공하기 위하여 필요한 절삭력이 어떻게 상승하는 지를 각각 보여준다. 동시에, 제한 식의 상한과 하한을 넘음으로써, 산출된 파편은 120 m/min의 절삭 속도에서 바람직한 아치형 파편과 단 방형 파편(각각, ◎ 및 ○)부터 바람직하지 않 은 중 방형 파편(▲)까지 특성이 변화한다. 이와 같이, 도 4A 및 4B 는 제한 식 X - 4Y + aZ + 50Pb(%) 이 하한 61에 근접하거나 X - 4Y + aZ - 50Pb(%) 이 상한 66에 근접함에 따라, 합금을 기계 가공하기 위하여 필요한 절삭력이 어떻게 상승하는 지를 각각 보여준다. 그러나, 이런 절삭력의 상승은 200 m/min의 고속 절삭 속도에서 더욱 더 현저하다. 동시에, 제한 식의 상한 및 하한을 넘음으로써, 산출된 파편은 200 m/min의 절삭 속도에서 바람직한 아치형 파편과 단 방형 파편(각각, ◎ 및 ○)부터 바람직하지 않은 중 방형 파편과 장 방형 (각각 ▲ 및 ×)까지 특성이 변화한다. 이렇게 증가된 절삭 속도는 절삭 동안 생성되는 파편의 특성에 영향을 준다.
금속 구조
본 발명의 구리 합금의 또 다른 중요한 특성은 구성 금속의 다양한 상 상태의 통합에 의해 형성된 금속의 매트릭스인 금속 구조이며, 이 금속 구조는 구리 합금의 복합 상을 생성한다. 구체적으로, 본 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 인정할 것으로서, 소정의 합금은 생산 환경에 따라 다른 특성을 가질 것이다. 예를 들면, 템퍼 강철(temper steel)에 열을 가하는 것이 잘 알려져 있다. 소정의 금속 합금이 단조 조건에 따라 다르게 반응하는 것은, 금속 성분의 상이한 상 상태로의 통합 및 변환 때문이다. 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 구리 합금은 모두 알파 상을 포함하며, 상기 알파 상은 실질적인 발명에 대해 전체 상의 영역의 대략 30% 이상이다. 이는 알파 상이 금속 합금에 어느 정도의 저온 작업성을 주는 유일한 상이기 때문이다. 본 발명에 따르면, 금속 구조의 상 관계를 나타내기 위하여, x186 과 x364로 확대된 현미경 사진은 도 2에 나타난다. 이 예에서의 현미경으로 사진 찍은 금속 합금은 표 1의 2번, 제1 발명 합금이다. 현미경 사진으로 알 수 있듯이, 금속 구조는
Figure 112012053836237-pct00075
상 및/또는 κ 상 중 하나 이상의 상이 분산되어 있는
Figure 112012053836237-pct00008
상 매트릭스를 포함한다. 이 현미경 사진에는 나타나지 않았지만, 상기 금속 구조는 μ 상과 같은 다른 상들을 포함할 수 도 있다. 본 기술 분야에서 통상의 지식을 가진가가 이해할 수 있듯이, 구리 합금이 금속의 전체 상 면적을 포함하여
Figure 112012053836237-pct00009
상이 대략 30% 미만이면, 상기 구리 합금은 냉간 가공성이 없으며, 어떠한 실질적 방식으로도 절삭에 의해 더 이상 처리될 수 없다. 그러므로, 본 발명의 모든 구리 합금은 여타 상이 제공되는
Figure 112012053836237-pct00010
상 매트릭스인 복합 상의 금속 구조를 가진다.
상기한 바와 같이, 본 발명의 구리 합금내의 규소의 존재는 구리 합금의 기계 가공성을 향상시키게 되며, 이는 부분적으로 규소가
Figure 112012001631075-pct00076
상을 유도하기 때문에다. 구리 합금의
Figure 112012001631075-pct00077
상, κ 상, μ 상 중 어느 하나의 규소 밀도는
Figure 112012001631075-pct00011
상에서보다 1.5 내지 3.5배 높다. 다양한 상들의 규소 밀도는 높고 낮음에 따라서 μ≥
Figure 112012001631075-pct00078
≥κ≥β≥
Figure 112012001631075-pct00012
와 같다.
Figure 112012001631075-pct00079
, κ, 및 μ 상은
Figure 112012001631075-pct00013
상보다 더 경질이고 깨지기 쉬우며, 상기 합금에 적당한 경도를 주게 되어 합금의 기계 가공이 용이하고 도 1에 나타난 바와 같이 기계 가공에 의하여 생성된 절삭물이 절삭 공구에 손상을 덜 줄 수 있다. 그러므로, 본 발명을 실용화하기 위하여, 그리고 구리 합금의 적절한 경도를 제공하기 위하여, 각 구리 합금은
Figure 112012001631075-pct00014
상에서의
Figure 112012001631075-pct00080
상, κ 상, μ 상 또는 이들 상의 조합 중 적어도 하나의 상을 포함해야 한다.
β 상은 일반적으로 종래의 Cu-Zn 합금의 기계 가공성을 향상시키며, 종래의 C36000 및 C37700 합금에 5 내지 20%로 포함된다. β 상을 포함하지 않는 C2700(65% Cu 및 35% Zn) 및 β 상을 10% 포함하는 C28000(60% Cu 및 40% Zn)와 비교하여 볼 때, C28000은 C2700(Metals Handbook Volume 2, 10th Edition, ASM P217,218 참조)보다 더 낳은 기계 가공성을 가진다. 반면, 본 발명 합금에서의 실험은 β 상이 기계 가공성에 기여하지 않는 다는 것을 보여주지만, 사실상 예상치 못한 방식으로 기계 가공성을 감소시킨다. 결국, β 상은 기계 가공성을 향상시키는데 있어서 κ 상 및
Figure 112008013713849-pct00015
상의 효과를 약 1:1로 상쇄한다. 그러므로, 본 발명의 합금에 있어서, 금속 구조에서의 β 상은 기계 가공성을 악화시키기 때문에 바람직하지 못하다. 더욱이, β 상은 합금의 내식성을 감소시키기 때문에 더욱 바람직하지 못하다.
본 발명의 구리 합금의 또 다른 목적은 금속 구조의
Figure 112012053836237-pct00016
상에서 β 상의 양을 제한하는 것이다. β 상이 합금의 기계 가공성 또는 저온 작업성에 기여하지 않기 때문에, 전체 상 면적의 5% 이하로 β 상을 제한하는 것이 바람직하다. 바람직하게는, 본 발명의 금속 구조에 β 상이 없는 것이지만, 전체 상 면적의 5%까지 기여하도록 하는 것은 허용될 수 있다.
기계 가공성을 향상시킴에 있어서, μ 상의 효과는 크게 중요하지 않으며, κ 및
Figure 112008013713849-pct00017
상 효과의 30%로 작다. 그러므로, μ 상을 20% 미만, 바람직하게는 10% 미만으로 제한하는 것이 바람직하다.
도 7에서 나타난 바와 같이 기계 가공성은 Pb의 증가와 함께 향상되며, 아치형 파편(◎), 단 방형 파편(○), 및 단 나선형 파편(△)의 산출을 나타내고 있다. 본 발명은 κ,
Figure 112008013713849-pct00018
, 및 μ와 같은 단단한 상과 함께 부드럽고 미세하게 분산된 Pb 입자의 상조 효과로 인하여 Pb 분자의 함유량만큼 기계 가공성에 있어서의 급격한 증가를 보여준다. 상기한 제한을 충족하면, Pb의 함유량은 도 7에 나타난 바와 같이 산업상 만족스런 기계 가공성을 위해 0.005%만큼 낮출 수 있다. 그러나, 도 7에 나타난 효과는 76(Cu) - 3.1(Si) - Pb(%) 합금의 금속 구조와의 상조적 효과로 인해 발생하며, 상기 합금은 아래에 개시된 식 (7)에서의 관계에 따라 제한될 경우, 산업상 만족스런 기계 가공성을 제공하게 된다. 도 7은 납의 중량이 0.005%이하로 떨어질 경우, 일반적으로 요구되는 절삭력의 총량이 상당히 증가하는 것을 보여주고 있으며, 특히, v = 120 m/min 및 v = 200 m/min의 고속 절삭 속도에서 증가하는 것을 보여주고 있다. 또한, 절삭물의 특성은 매우 쉽게 변할 수 있다.
표 1 및 2에 나타난 바와 같은 본 발명의 제 11 발명 합금에 따른 구리 합금 은 다음과 같이 금속 구조를 추가적으로 제한한다: (1) 약 30% 이상의
Figure 112008013713849-pct00019
상 매트릭스; (2) 5% 이하의 β 상; (3) 20% 이하의 μ 상; 및 결과적으로 (4) 하기 식 (7)에서 나타낸 바와 같은 관계.
(7) 18 - 500Pb≤κ +
Figure 112008013713849-pct00020
+ 0.3μ - β≤56 +500Pb, (0.005%≤Pb≤0.02%)
식 (7)에서, Pb는 납의 중량% 이며, κ,
Figure 112012053836237-pct00021
, β 및 μ 각각은 금속 구조의 전체 상 면적의 카파, 감마, 베타, 및 뮤 상 각각의 퍼센트를 나타낸다. 식 (7)은 0.005%≤Pb≤0.02% 인 경우에만 적용한다. 이러한 제한 하에서, 본 발명 합금에 따르면, 감마와 카파 상은 향상된 기계 가공성에 기여하는 가장 중요한 역할을 하고 있다. 그러나, 감마 및/또는 카파 상의 단순한 존재는 산업상 만족스런 기계 가공성을 얻기에 충분하지 못하다. 이런 기계 가공성을 이루기 위하여, 상기 구조에서의 감마 및 카파 상의 전체 비례를 결정하는 것이 필요하다. 또한, 금속 구조에서 뮤와 베타 상 등의 여타 상의 충돌을 반드시 고려해야 한다. 경험적으로, 본 발명자는 뮤 상 또한 기계 가공성에 효과적이라는 것을 알고 있지만, 그 효과는 카파 및 감마상의 효과에 비교하여 상대적으로 작다. 보다 구체적으로, 뮤 상이 향상된 기계 가공성에 기여하는 것은, 감마 및 카파 상이 향상된 기계 가공성에 기여하는 것의 대략 30%뿐이다. 기계 가공성에 대한 베타상의 존재에 관하여, 본 발명자는 베타 상의 역효과가 감마 및/또는 카파상의 긍정적 효과와 1:1로 상쇄된다는 것을 경험적으로 알고 있다. 다시 말해서, 특정한 수준의 향상된 기계 가공성을 얻기 위하여 요구되는 감마 및 카파 상의 조합된 양은 이러한 향상을 없애기 위하여 요구되는 베타 상의 양과 같다.
하지만, 감마 및 카파 상과 상이한 메커니즘에 의해 기계 가공성을 향상시키는 기능을 가진 극소량의 납을 본 발명의 합금에 첨가하는 것이 기계 가공성의 기여하는 것에 대하여 고려해야 한다. 기계 가공성에 대한 영향으로서 납을 하나의 요인으로 포함하면, κ +
Figure 112008013713849-pct00022
+ 0.3μ - β에 의하여 계산된 수용할 수 있는 상 조합의 범위는 넓어질 수 있다. 경험적으로, 본 발명자는 합금에 0.01 중량% 납의 상기 합금에 첨가가 감마 또는 카파 상의 5%만큼의 기계 가공성을 향상시키는 동등한 효과를 가진다는 것을 알고 있지만, 납이 0.005%≤Pb≤0.02%일 경우에만 이다. 그러므로, κ +
Figure 112008013713849-pct00023
+ 0.3μ - β를 계산하여 얻어진 수용할 수 있는 상의 범위는 이런 비례에 근거하여 확장되어야 한다. 따라서, 각 상 즉, 기계 가공성을 향상시키기 위한 감마와 카파 상, 감마와 카파 상보다는 덜 효과적이지만 기계 가공성을 향상시키기 위한 뮤 상, 및 기계 가공성을 악화시키는 베타 상의 총량은 상의 첨가 또는 제거에 의한 제한 식 (7)의 범위 내에서 변경되어야 한다. 다시 말해서, 식 (7)은 기계 가공성을 결정하기 위한 중요한 사항으로서 고려되어야 한다. κ +
Figure 112008013713849-pct00024
+ 0.3μ - β의 값이 18 - 500Pb 미만이면, 산업상 만족스런 기계 가공성을 얻을 수 없다. 또한, 22 - 500Pb≤κ +
Figure 112008013713849-pct00025
+ 0.3μ - β≤50 + 500Pb의 관계가 만족될 경우가 보다 바람직하다.
도 5A, 5B, 6A, 및 6B는 Cu-Si-Zn 합금의 기계 가공성에 관련한 상 제한 식 (7) 의 일반적인 효과를 나타내고 있다. 도 5A 및 5B는 각각 제한 식 κ +
Figure 112008013713849-pct00026
+ 0.3μ - β + 500Pb(%) 이 하한 18에 근접하거나, 제한 식 κ +
Figure 112008013713849-pct00027
+ 0.3μ - β - 500Pb(%) 이 상한 56에 근접함에 따라, 합금을 기계 가공하기 위하여 필요한 절삭력이 어떻게 상승하는 지를 보여준다. 동시에, 상기 제한 식의 하한과 상한을 넘음으로써, 산출된 파편은 120 m/min의 절삭 속도에서 바람직한 아치형 파편, 단 방형 파편, 및 단 나선형 파편 (즉, ◎, ○, 및 △)으로부터 바람직하지 않은 중 방형 파편 (즉, ▲)에 이르는 특성이 변화하게 된다. 마찬가지로, 도 6A 및 6B는 각각 제한 식 κ +
Figure 112008013713849-pct00028
+ 0.3μ - β + 500Pb(%) 이 하한 18에 근접하거나, 제한 식 κ +
Figure 112008013713849-pct00029
+ 0.3μ - β - 500Pb(%) 이 상한 56에 근접함에 따라, 합금을 기계 가공하기 위하여 필요한 절삭력이 어떻게 상승하는 지를 보여준다. 그러나, 이러한 절삭력의 상승은 200 m/min의 고속 절삭 속도에서 더욱 현저하다. 동시에, 상기 제한 식의 하한과 상한을 넘음으로써, 산출된 파편은 200 m/min의 절삭 속도에서 더욱 바람직한 아치형 파편, 단 방형 파편, 및 단 나선형 파편 (즉, ◎, ○, 및 △)으로부터 더욱 바람직하지 않은 중 방형 파편 및 장 방형 파편 (즉, ▲, ×)에 이르는 특성이 변화하게 된다. 이렇게 증가된 절삭속도도 절삭시에 생성된 파편의 특성에 영향 을 준다.
지적할 것은,
Figure 112012053836237-pct00030
, κ, 및 μ 상이 전체 상 면적에 70% 이상의 합이 되는 다른 금속 구조가 가능할지라도, 결과물은 기계 가공성에 문제가 없는 구리 합금이다. 하지만, 30% 미만의
Figure 112012053836237-pct00031
상 매트릭스를 가지며, 감소된 실질적인 값만큼 저온 작업성이 좋지 않게 된다. 납과 β 상의 퍼센트가
Figure 112012053836237-pct00032
, κ, 및 μ 상에 따라 70%의 최대값에 포함될 수 있다. 또한,
Figure 112012053836237-pct00033
상이 전체 상 면적에 적어도 30%라는 것을 확신할 수 있다. 한편, 구리가
Figure 112012053836237-pct00034
, κ, 및 μ 상으로 구성되는 전체 영역의 5% 미만이면, 구리 합금의 기계 가공성은 만족스럽지 않게 된다. β 상이 구리 합금의 기계 가공성 또는 저온 작업성에 기여하지 않기 때문에 β 상은 전체 상 면적의 5% 미만으로 최소화된다. 또한,
Figure 112012053836237-pct00035
상이 금속 구조의 연질상이므로 구리 합금의 연성을 가지므로, 극소량의 납을 첨가함으로써 구리 합금의 기계 가공성은 매우 향상된다. 그 결과 본 발명의 합금 구조는
Figure 112012053836237-pct00036
, κ, 및 μ 상이 분산된 매트릭스로서
Figure 112012053836237-pct00037
상을 이용한다.
열처리
당업자는 금속 구조가 합금의 구성 원소의 조성에 따라 단독으로 결정될 수 없다는 것을 인정할 것이다. 대신, 금속 구조는 합금을 형성기 위해 사용되는 온도, 압력 등과 같은 다양한 조건에도 의존한다. 예를 들면, 주조, 압출, 및 화염질 후에 담금질에 의해 얻어진 합금 구조는 서냉에 의해 얻어진 합금 구조와 상당히 다르며, 대부분의 경우 다량의 베타 상을 포함하게 된다. 그러므로, 본 발명의 제 8 발명 합금에 따르면, 합금 제조가 담금질을 필요로 하는 경우와 제조된 합금이 금속 구조에 바람직하게 분산되지 않은 감마 및/또는 카파상을 가지는 경우에 베타 상을 감마상으로 변환하기 위하여 그리고 감마 및/또는 카파 상의 분산을 개선하기 위하여 460℃ 내지 600℃에서 20분 내지 6시간 동안 열처리가 수행되어야 한다. 상기와 같은 열처리에 의하여, 보다 나은 산업상 만족스런 기계 가공성을 가지는 합금을 베타 상의 양을 줄이고 감마 및/또는 카파 상을 분산시킴에 의하여 얻을 수 있다.
발명 합금과 비발명 합금과의 비교
우선 표 1에 따른 결과를 설명한다. 표 1에 따른 모든 합금은 비교 합금 1, 4, 5, 6, 9, 13, 14, 18, 19, 20, 21, 22, 및 23 번을 제외한 제1 발명 합금의 범위 이내에 있다. 합금 1A, 1B, 2, 3, 24, 25 및 26 번 모두는 제1 발명 합금의 범위와 더 한정된 제4 내지 제11 발명 합금 중 하나 이상의 범위 내에 있다. 표 1에 따른 나머지 합금들은 식 (7)의 상 관계가 만족되지 않거나 제4 내지 제11 발명 합금의 몇몇 다른 제한이 만족되지 않는 경우에 다양한 결과를 보여주기 위하여 제공된다. 기계 가공성 결과를 해석하기 위한 목적으로, 본 발명에 따르면, 4가지의 모든 절삭 테스트 (즉, 60, 120, 및 200 m/min 에서의 선반 절삭과 80 m/min에서의 드릴 절삭) 에서 생성된 파편이 도 1A와 같은 니들 형, 또는 도 1B와 같은 아치 형, 또는 도 1C와 같은 단 방형 (즉, 길이 < 25 mm) 인 경우에 우수한 기계 가공성이 이루어진다. 그러나, 4가지의 모든 절삭 테스트 (즉, 60, 120, 및 200 m/min 에서의 선반 절삭과 80 m/min에서의 드릴 절삭) 에서 생성된 파편이 도 1A와 같은 니들 형, 또는 도 1B와 같은 아치 형, 또는 도 1C와 같은 단 방형 (즉, 길이 < 25 mm), 또는 도 1F에서 나타난 1 내지 3 권선의 단 나선형인 경우에는 산업상 만족스런 기계 가공성이 이루어진다. 한편, 4가지의 절삭 테스트 (즉, 60, 120, 및 200 m/min 에서의 선반 절삭과 80 m/min에서의 드릴 절삭) 중 어느 것에 대해 생성된 파편이 도 1D에 나타난 중 방형(즉, 길이 25 mm 내지 75 mm), 또는 도 1E에 나타난 장 방형 파편 (즉, 길이 > 75mm), 또는 도 1G에 나타나 권선 > 3 의 장 나선형인 경우에 기계 가공성은 산업상 만족스럽지 못하다.
예를 들면, 제1 발명 합금("FIA") 1A 및 1B 은
Figure 112008013713849-pct00038
상 매트릭스와
Figure 112008013713849-pct00039
와 κ 상을 가지며, β 상을 가지지 않는 금속 구조를 포함하는 동일한 구성을 갖는다. 이들 합금의 차이는 FIA 1A는 주조되었고, FIA 1B는 압출되었다는 것이다. FIA 1A 및 1B는 517 및 416 N/mm2의 우수한 항장력과 선반 절삭 및 드릴 절삭 시 바람직한 아치형 파편 또는 단 방형 파편의 생성에 의하여 보여주는 뛰어난 기계 가공성을 상대적으로 보여준다. 더욱이, FIA 1A 및 FIA 1B를 기계 가공하기 위하여 요구되는 절삭력은 합당한 것이다 (즉, 대략 105 내지 119N). 한편, 비교 합금 ("CA") 1번은 0.002 중량%의 납을 가지는 FIA 1A 및 FIA 1B와 조성에 있어서 약간의 차이를 가지며, 이는 더 높은 절삭 속도(즉, 80, 120, 및 200 m/min)에서 생성된 단 나선형 파 편에 대한 파편 성질의 변화를 초래한다. 따라서, FIA 에 있어서의 함유량으로부터 CA No. 1에서의 함유량까지의 납 함유량을 약간 감소시킴으로써, 합금의 기계 가공성은 뛰어남으로부터 단지 산업상 만족스러움으로 낮아질 수 있다.
FIA No. 2 및 3은 압출 및 주조 형태로 만들어졌다. 항장력이 압출된 샘플에 있어서 대략 더 높다는 것을 제외한 유사한 특성이 상기 두 형태에 의하여 명백해진다. FIA No. 2 및 FIA No. 3 모두는 합당한 절삭력의 적용상 산업적 선반 및 드릴 절삭 조건에서 아치형 파편 또는 단 방형 파편을 생성했다. 그러므로, FIA No. 2 및 3은 뛰어난 기계 가공성을 명백하게 한다. FIA No.2 및 3은 또한 우수한 내식성을 증명했다(즉, 최대 부식 깊이는 140-160㎛). 단지 FIA No. 2 만이 마모 부식의 테스트를 받았으며, 60 mg의 손실로서 우수하였다. FIA No. 1A, 2, 및 3의 납 여과성은 각각 0.001 내지 0.006, g, mg/L 범위의 납 침출액으로 바람직하게 낮았다.
CA No. 4 및 5는 주조 합금의 납 여과성에 대한 증가된 납의 효과를 보여준다. CA No. 4 및 5는 각각 0.28 및 0.55 중량%의 납을 포함하였으며, 이들 합금의 납 침출액은 각각 0.015 및 0.026 g, mg/L이며, 제1 발명 합금에 따라 만들어진 소량 납 합금 보다 대략 2.5 내지 26배 높은 것이다. 한편, 750 ℃ 에서 압출된 CA No. 6 는 Cu-Si-Zn 합금에서 납의 중량%를 감소로 인한 기계 가공성에 대한 효과를 보여준다. 0.005 중량% 미만의 납에는, 보통 증가된 절삭력이 요구되며, 생성된 파편은 바람직하지 않은 25 내지 75의 장 방형 파편이나 3권선 이상의 나선 파편이 된다. 다시 말해서, CA No. 6의 기계 가공성은 산업상 만족스럽지 못하다.
FIA No. 7은 대부분의 제1 발명 합금이 산업상 만족스런 기계 가공성을 가질 것이라는 것을 보여준다. 상기에서 설명한 바와 같이, 기계 가공성은 합금의 원소 함유량과 금속 상(phase) 구조에 의존한다. 그러므로, 본 발명의 제11 발명 합금에 따르면, 더욱 제한하는 식 18 - 500Pb≤κ +
Figure 112008013713849-pct00040
+ 0.3μ - β≤56 + 500Pb 이 산업상 만족스런 기계 가공성과 추가적인 합금을 선택적으로 동일시하기 위하여 적용된다. 표 1로부터 알 수 있듯이, FIA No. 7 은 제11 발명 합금의 범위 내에 있지 않다.
FIA No. 8은 적용된 제조 방법이 본 발명의 금속 합금의 기계 가공성의 특성에 줄 수 있는 영향을 보여준다. 구체적으로, FIA No. 8은 750℃ 에서 압출된 형태, 650℃ 에서 압출된 형태, 주조 형태, 및 그 후에 550℃에서 50분간 열처리를 가한 주조 형태를 포함하는 압출 및 주조의 형태로 제공된다. FIA No. 8의 이들 4가지 형태로부터 알 수 있듯이, 증가된 β 상의 존재는 기계 가공성에 악영향을 준다. 특히, 주조 형태는 가장 바람직하지 않은 기계 가공성과 4%의 β 상을 가지며, 이에 반해, 압출 형태는 가장 적은 량의 β 상과 뛰어난 기계 가공성을 갖는다. 제8 발명 합금에 따르면, FIA No. 8의 주조 형태가 열처리(이 예에서는 550℃로 50분 간)를 받으면, β 상은
Figure 112008013713849-pct00041
+ κ 상 증가 퍼센트만큼 변환된다. 이러한
Figure 112008013713849-pct00042
+ κ 상의 증가는 개선된 기계 가공성을 가져온다(즉, 요구되는 절삭력이 감소하고, 표 1에서 보여준 바와 같이 생성된 파편이 중 방형 및 장 방형 파편으로부터 아치형 또는 단 방형 파편으로의 변화한다). 따라서, FIA No. 8의 열처리된 주조 형태는 뛰어난 기계 가공성을 갖는다.
CA No. 9 및 FIA No. 10은
Figure 112008013713849-pct00043
상 매트릭스와
Figure 112008013713849-pct00044
, κ, 및 μ 상을 가지는 압출된 합금에서의 납의 효과를 보여준다. 특히, FIA No. 10 은 750℃에서 압출된 형태, 750℃에서 압출한 후 490℃에서 100분간 열처리를 받았던 형태, 650℃에서 압출된 형태, 및 주조 형태의 4가지 형태로 제공된다. 표 1로부터 알 수 있듯이, CA No. 9 및 750℃에서 압출된 FIA No. 10는 유사한 절삭 특성을 갖는다. 한편, 650℃에서 압출 또는 주조된 FIA No. 10의 형태는 산업상 만족스런 기계 가공성을 가지며, 그 범위의 절삭 테스트 간에 아치형 파편 또는 단 방형 파편을 생성한다. 본 발명에 따르면, 750℃에서 압출된 FIA No. 10의 형태에 열처리를 가함으로써, 산업상 만족스런 기계 가공성을 가지는 제8 발명 합금을 가져온다는 것도 보여준다.
CA No. 13 및 14는 제1 발명 합금의 납, 구리, 및 규소의 퍼센트 사이의 61 - 50 Pb≤X - 4Y≤66 + 50Pb 관계의 중요성을 보여준다. CA No. 13 및 14는 이러한 제한을 만족시키지 못하며, 본 발명의 범위 내에 있지 않은 합금이다. CA No. 13 및 14의 기계 가공성은 산업상 만족스럽지 못하다.
주조의 경우의 FIA No. 15는 뛰어난 기계 가공성을 가지는 본 발명에 따른 합금이다. 하지만, 750℃ 및 650℃에서 압출로 형성된 이 합금의 압출 형태는 고속 절삭 속도(즉, 80, 120, 및 200 m/min)에서 대체로 다른 기계 가공성의 특성을 명백하게 한다. 표 1에서 나타난 바와 같이, 이 합금의 압출된 형태는 18 - 500Pb≤κ +
Figure 112008013713849-pct00045
+ 0.3μ - β≤56 + 500Pb의 관계를 만족시키지 않는 금속 구조를 가진다. 그 결과, FIA No. 15의 3가지 모든 형태가 제1 발명 합금일지라도, 단지 주조 형태가 산업상 만족스런 기계 가공성을 가진다. FIA No. 15의 주조 형태는 제 11발명 합금도 된다.
FIA No. 16은 뛰어난 기계 가공성을 가지는 압출된 제1 발명합금이다.
CA No. 18 내지 23 모두는 예외적으로 열악한 기계 가공성의 특성을 가지는 750℃ 에서 압출된 합금이며, 절삭하기 위하여 비교적 높은 절삭력(즉, 130 내지 195 N)을 요구한다. CA No. 18은 61 - 50Pb≤X - 4Y≤66 + 50Pb 의 관계를 만족시키지 않는 합금이며, 순수한
Figure 112008013713849-pct00046
상 금속 구조를 가진다. 제1 발명 합금의 원소 구 성과 비교하여볼 때 CA No. 19는 너무 적은 규소를 가지며, CA No. 21은 너무 많은 구리를 가질지라도, CA No. 19 및 21도
Figure 112008013713849-pct00047
상으로 이루어진 단일 상 금속 구조를 가진다. 설명한 바와 같이, 단일의
Figure 112008013713849-pct00048
상 금속 구조를 가지는 합금은 산업상 수용할 수 없는 기계 가공성을 가지게 될 것이다. CA No. 20 및 23은 비교적 많은 β 상(즉, β > 5%)을 명백히 보여주며 기계 가공성을 악화시킨다. CA No. 22는 초과된 양의 구리를 가지며,
Figure 112008013713849-pct00049
상은 금속 구조의 단 20% 이고, 이것이 이 합금의 산업상 만족스럽지 않은 기계 가공성에 대한 적절한 이유이다.
FIA No. 24 내지 26은 본 발명의 제1 발명 합금에 따른 뛰어난 기계 가공성을 가진다. 합금의 불순 철의 존재 중량%가 0.5%를 초과하면, 이와 다르게 수용할 수 있는 원소 구성이 산업상 불만족스런 기계 가공성을 가질 수 있음을 보여주기 위하여 FIA No. 27이 제공된다.
표 2의 결과
표 2는 제2 및 제3 발명 합금과 상응하는 비교 합금을 정리한 것이다. 보다 구체적으로, 합금 2, 3, 7, 8, 10, 11, 14, 및 14B번 모두는 제2 발명 합금의 범위 내에 있으며, 합금 15, 16, 17, 18, 19, 21, 22, 23, 및 24번은 제3 발명 합금의 범위 내에 있다. 합금 1, 4, 5, 6, 9, 12, 13, 20, 25, 26, 27, 28, 29, 및 30번은 비교 합금이며, 본 발명의 범위 내에 있지 않다. 합금 25번은 선행기술 합금 JIS: C3604, CDA: C36000에 상응하고; 합금 26번은 선행기술 합금 JIS: C3771, CDA: C37700에 상응하며; 합금 27번은 선행기술 합금 JIS: CAC802, CDA: C87500에 상응하고; 합금 28번은 선행기술 합금 JIS: CAC203, CDA: C85700에 상응하며; 합금 29번은 선행기술 합금 JIS: CAC406, CDA: C83600에 상응하고; 합금 30번은 선행기술 합금 JIS: C2800, CDA: C2800에 상응한다.
표 2에 의해 나타낸 바와 같이, 제2 발명 합금 ("SIA") 2 및 3번은 인을 함유하며, 압출 및 주조 형태로 제공된다. SIA No. 3은 추가적으로 안티몬을 포함한다. SIA No. 2 및 3은
Figure 112008013713849-pct00050
상 매트릭스 및
Figure 112008013713849-pct00051
와 κ 상을 가지며 β 상을 가지지 않는 금속 구조를 포함한다. SIA No. 2 및 3 각각은 압출 형태에 대하여 대략 525 N/mm2 와 주조 형태에 대하여 대략 426 N/mm2 의 우수한 항장력을 보여주며, 선반 절삭 및 드릴 절삭 간에 바람직한 아치형 파편 또는 단 방형 파편의 생성에 의하여 나타낸 바와 같이 뛰어난 기계 가공성을 보여준다. 더욱이, SIA No.2 및 3을 기계 가공하기 위하여 요구되는 절삭력은 합당하다(즉, 대략 98 내지 112N). 한편, 비교 합금("CA") 1번은 0.002 중량%의 납을 가지는 SIA No. 2와 비교하여 약간 차이가 있으며, 단 나선형 파편에 대하여 고속 선반 절삭 속도(즉, 120 내지 200 m/min)로 생성된 파편의 성질에 변화를 초래한다. 따라서, SIA No. 2의 함유량으로부터 CA No. 1의 함유량으로 납의 함유량을 약간 감소함으로써, 합금의 기계 가공성이 뛰어남으로부터 단지 산업상 만족스러움으로 낮아질 수 있다.
SIA No. 2 및 3은 압출과 주조의 형태로 만들어졌다. 항장력이 압출된 샘플에 있어서 대략 더 높다는 것을 제외한 유사한 특성이 상기 두 형태에 의하여 명백해진다. SIA No. 2 및 SIA No. 3 모두는 합당한 절삭력의 적용상 산업적 선반 및 드릴 절삭 조건에서 아치형 파편 또는 단 방형 파편을 생성했다. 그러므로, SIA No. 2 및 3은 뛰어난 기계 가공성을 명백하게 한다. 인을 첨가한 결과로서 SIA No.2 및 3은 또한 우수한 내식성(즉, 최대 부식 깊이 < 10 ㎛ 이었다)을 증명했다. 단지 SIA No. 2 만이 내 마모 부식성을 테스트 받았으며, 50 내지 55의 중량 손실로 우수하였다. SIA No. 2 및 3의 납 여과성은 각각 0.001 내지 0.005, g, mg/L 범위의 납 침출액으로 바람직하게 낮았다. SIA No. 11, 14 및 14B 는 인을 함유하고, 뛰어난 기계 가공성(즉, 아치형 파편, 니들형 파편, 또는 판형 파편을 생성함), 우수한 항장력 및 우수한 내식성을 보여주는 다른 제2 발명이다.
CA No. 4 및 5는 주조 합금의 납 침출액에 납을 증가시키는 효과를 보여준다. CA No. 4 및 5는 각각 0.29 및 0.048 중량%의 납을 포함하였으며, 이들 합금 각각의 납 침출액은 0.015 및 0.023 g, mg/L 이었으며, 제2 발명 합금에 따라 만들어진 소량 납 합금보다 대체로 높았다. JIS: CAC203, CDA: C85700에 상응하는 CA No. 28은 인과 납을 함유하고 뛰어난 기계 가공성과 우수한 내식성을 가지는 주조된 선행기술 합금이라는 것이 공지된다. 그러나, 표 2에 정리된 바와 같이, 이 합금의 항장력은 본 발명의 제2 발명 합금의 항장력의 대략 1/2 이며, 선행기술 합금 의 납 침출액은 본 발명의 제2 발명 합금으로부터의 침출액 보다 대략 78배를 함유한다. 한편, 750℃로 압출된 CA No. 6은 Cu-Si-Zn 합금에서의 납의 중량%를 감소시키는 기계 가공성에 대한 영향을 보여준다. 0.005 중량% 미만의 납에 대하여, 종종 증가된 절삭력이 요구되고, 생성된 파편은 원하지 않게 25 내지 75 mm 사이의 장 방형 파편 또는 3권선 이상을 가지는 나선형 파편이 된다. 다시 말해서, CA No. 6의 기계 가공성은 산업상 만족스럽지 않다.
SIA No. 7은 대부분의 제1 발명 합금이 산업상 만족스런 기계 가공성을 가질 것이라는 것을 보여준다. 상기에서 설명한 바와 같이, 기계 가공성은 합금의 원소 함유량과 금속 상(phase) 구조에 의존한다. 그러므로, 본 발명의 제11 발명 합금에 따르면, 더욱 제한하는 식 18 - 500Pb≤κ +
Figure 112008013713849-pct00052
+ 0.3μ - β≤56 + 500Pb 이 산업상 만족스런 기계 가공성과 추가적인 합금을 선택적으로 동일시하기 위하여 적용된다. 표 2로부터 알 수 있듯이, SIA No. 7 은 제11 발명 합금의 범위 내에 있지 않다.
SIA No. 8은 적용된 제조 방법이 본 발명의 금속 합금의 기계 가공성의 특성에 줄 수 있는 영향을 보여준다. 구체적으로, SIA No. 8은 750℃ 에서 압출된 형태, 650℃에서 압출된 형태, 및 주조 형태를 포함하는 압출 및 주조의 형태로 제공된다. SIA No. 8의 이들 4가지 형태로부터 알 수 있듯이, 증가된 β 상의 존재는 기계 가공성에 악영향을 준다. 특히, 주조 형태는 가장 바람직하지 않은 기계 가공 성과 5%의 β 상을 가지며, 이에 반해, 압출 형태는 가장 적은 량의 β 상과 뛰어난 기계 가공성을 갖는다. 그러므로, 합금이 주조 또는 압출되는 것은 합금이 뛰어난 기계 가공성을 갖게 될지 또는 산업상 만족스런 기계 가공성의 요건을 충족시키지 못하게 될지에 영향을 줄 수 있다.
CA No. 9 및 SIA No. 10은
Figure 112008013713849-pct00053
상 매트릭스와
Figure 112008013713849-pct00054
, κ, 및 μ 상을 가지는 압출된 합금에서의 납의 효과를 보여준다. 특히, SIA No. 10 은 750℃에서 압출된 형태, 750℃에서 압출한 후 580℃에서 20분간 열처리를 받았던 형태, 650℃에서 압출된 형태, 및 주조 형태의 4가지 형태로 제공된다. 표 2로부터 알 수 있듯이, CA No. 9 및 750℃에서 압출된 SIA No. 10는 유사한 절삭 특성을 갖는다. 한편, 650℃에서 압출 또는 주조된 SIA No. 10의 형태는 산업상 만족스런 기계 가공성을 가지며, 그 범위의 절삭 테스트 간에 아치형 파편 또는 단 방형 파편을 생성한다. 본 발명에 따르면, 750℃에서 압출된 SIA No. 10의 형태에 열처리를 가함으로써, 산업상 만족스런 기계 가공성을 가지는 제8 발명 합금을 가져온다는 것도 보여준다.
CA No. 12 및 13은 제2 발명 합금의 납, 구리, 규소 및 선택된 다른 원소의 퍼센트 사이의 61 - 50 Pb≤X - 4Y + aZ≤66 + 50Pb 관계의 중요성을 보여준다. CA No. 13 및 14는 이러한 제한을 만족시키지 못하며, 본 발명의 범위 내에 있지 않은 합금이다. CA No. 13 및 14의 기계 가공성은 산업상 만족스럽지 못하다.
표 2에 의하여 나타난 바와 같이, 제3 발명 합금("TIA") 15, 16, 17, 18, 및 19번은 망간 또는 니켈을 포함하며, 압출된 형태로 제공된다. 제3 발명 합금에 따른 이들 설명적인 실시예들은
Figure 112008013713849-pct00055
상 매트릭스 및
Figure 112008013713849-pct00056
와 κ 상을 가지며 β 상을 가지지 않는 금속 구조를 포함한다. 이들 합금은 제2 발명 합금을 넘는 증가된 항장력을 가지려 한다. TIA No. 15, 16, 17, 18 및 19는 또한 선반 절삭 및 드릴 절삭간의 바람직한 아치형 파편 또는 단 방형 파편의 생성에 의하여 증명된 바와 같이 뛰어난 기계 가공성을 보여준다. 더욱이, TIA No. 15, 16, 17, 18 및 19를 기계 가공하기 위하여 요구되는 절삭력은 합당하다(즉, 대략 112 내지 129N). 한편, CA No. 20은 식 (1)의 관계를 만족시키지 않는 합금이다. 결과적으로, 이 합금의 기계 가공성은 산업상 만족스럽지 않으며 합금은 바람직하지 않은 3권선 이상을 가지는 나선형 파편을 생성하게 된다.
TIA No 21, 22, 23 및 24는 대부분의 제3 발명 합금이 산업상 만족스런 기계 가공성을 가진다는 것을 보여준다. 예를 들면, TIA No. 21 및 23은 과도한 양의 β 상(즉, 5%를 넘는 β 상은 10% 이다)을 가진다. 절삭시, TIA No. 21은 바람직하지 않은 3권선 이상의 나선형 파편을 생성한다. TIA No. 23은 드릴 절삭시, 바람직하지 않은 3권선 이상의 나선형 파편을 생성하며, 고속의 선반 절삭시, 바람직하지 않은 장 방형 파편을 생성한다. 하지만, TIA No. 24는 TIA No. 23의 열처리된 형태에 상응한다. TIA No. 24는 열처리 중 β 상의
Figure 112008013713849-pct00057
및/또는 κ 상으로 변환으로 인하여 불과 3%의 β 상을 갖는다. TIA No. 24 는 뛰어난 산업상 만족스런 기계 가공 성을 가진다. TIA No. 22는 소량의 철(즉, Fe = 0.35 중량%)을 포함하고, 선반 절삭 간에 바람직한 판형 파편을 생성하지만, 드릴 절삭간에 바람직하지 않은 중 방형 파편을 생성한다. 그러므로, TIA No. 22는 산업상 만족스럽지 않은 기계 가공성을 보여준다.
CA Nos. 25 내지 30은 종래 기술에 있어서의 Cu-Zn 합금의 다양한 단점을 보여준다. CA Nos. 25, 26, 및 28은 규소,
Figure 112008013713849-pct00058
및/또는 κ 상, 및 비교적 다량의 납을 가지지 않는다. 이들 금속 합금들은 산업상 만족스런 기계 가공성을 갖지만, 비교적 다량의 납에 의해 이루어진다. 결과적으로, 납 여과성은 예를 들어, 각각 0.35, 0.29, 및 0.39 mg/L 의 침출액으로 높고, 음용수를 제공하는 시스템에 산업적 적용을 위하여 수용할 수 없을 만큼 높다. 반면에, CA No. 27은 과도한 구리 량과 85%의 κ 상을 포함하는 금속 구조를 갖는다. 이것은 대략 15%의 알파 상만이 존재하고, 따라서, CA No. 27은 알파 상 매트릭스를 가지지 않는다는 것을 의미한다. 표 2로부터 알 수 있듯이, CA No. 27은 산업상 만족스런 기계 가공성을 가지 않는다. CA No. 29는 소량의 구리 및 다량의 아연과 납을 가지는 합금이다. CA No 29가 선반 절삭 속도가 증가함(즉, 60-120-200)에 따라 기계적 가공성을 감소시킴을 보여주면서, 파편은 아치형-평판형-중 방형 파편으로 변화되었다. 또한, 산업상 만족스런 기계 가공성을 가지지 않은 CA No. 29는 0.21 mg/L 납 침출액의 고(high) 납 여과성도 가진다. 마지막으로, CA No. 30은 규소를 가지지 않으며, 소량의 납(즉, 0.01 중량%의 납)만 가지는 Cu-Zn 금속 합금이다. 하지만, 이 합금은 이 합금에 분 산된 10%의 β 상을 가지는 알파 상 매트릭스를 가지며,
Figure 112008013713849-pct00059
및/또는 κ 상은 존재하지 않는다. CA No. 30이 다량의 납 및
Figure 112008013713849-pct00060
및/또는 κ 상을 가지지 않기 때문에, 극히 좋지 않은 산업적 기계 가공성을 갖는 합금이다.
CA Nos. 25 내지 30은 Cu-Zn 합금의 기계 가공성에 대한 원소 조성, 납 함유량, 및 금속 구조의 복잡한 다인자성(多因子性) 효과를 보여준다. 많은 양의 납은 기계 가공성을 향상시킬 수도 있지만, 이것은 고도의 납 용해능력으로 인한 비용을 초래한다. 반면, 소량의 납을 함유한 Cu-Zn 합금은 산업상 만족스런 기계 가공성을 제공하지 못하는 금속 구조를 갖는 경향이 있다. 한편, 본 발명의 제1, 제2, 및 제3 발명 합금은 감지될 만한 납량을 여과하지 않기 때문에 환경 친화적이고 산업상 만족스런 Cu-Zn 금속 합금을 얻기 위하여, 비교적 적은 양의 납(예, 0.005 이상 0.02 미만 중량%) 과 알파 매트릭스에서의
Figure 112008013713849-pct00061
및/또는 κ 상을 강화시키는 기계 가공성의 존재 사이의 상조적 효과를 이용한다.
본 발명은 특정한 바람직한 실시예를 참조하여 설명하였으나, 본 발명의 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자는 첨부된 청구의 범위에 의하여 정의된 본 발명의 사상 및 범위 내의 추가, 삭제, 치환, 변경, 및 개량이 이루어질 수 있음을 인식할 것이다.
Figure 112012001631075-pct00081
Figure 112008013713849-pct00063

Claims (15)

  1. 71.5 내지 78.5 중량%의 구리;
    2.0 내지 4.5 중량%의 규소;
    0.005 이상 0.02 미만 중량%의 납; 및
    나머지 아연으로 이루어지는 쾌삭성 구리 합금으로서,
    상기 구리 합금에서의 구리 및 규소의 중량%는
    61 - 50Pb≤X - 4Y≤66 + 50Pb
    (여기서, Pb는 납의 중량% 이며, X는 구리의 중량%이고, Y는 규소의 중량% 이다) 의 관계를 만족시키고,
    상기 합금은 (a)
    Figure 112012053836237-pct00082
    상으로 이루어지는 매트릭스와, (b)
    Figure 112012053836237-pct00083
    상 및 κ 상으로 이루어지는 군으로부터 선택된 하나 또는 그 이상의 상을 포함하고,
    30%≤
    Figure 112012053836237-pct00084
    상;
    상기 합금의 모든 상 면적 중 0%≤β 상≤5%;
    상기 합금의 모든 상 면적 중 0%≤μ 상≤20%; 및
    상기 합금의 모든 상 면적 중 18-500(Pb)%≤κ 상 +
    Figure 112012053836237-pct00085
    상 + 0.3μ 상 - β 상≤56+500(Pb)% 의 추가적인 관계를 각각 만족시키며, 여기서
    Figure 112012053836237-pct00096
    , β,
    Figure 112012053836237-pct00097
    , μ, κ상의 양을 나타내는 %는 면적%인 것을 특징으로 하는 쾌삭성 구리 합금.
  2. 71.5 내지 78.5 중량%의 구리;
    2.0 내지 4.5 중량%의 규소;
    0.005 이상 0.02 미만 중량%의 납;
    0.01 내지 0.2 중량%의 인, 0.02 내지 0.2 중량%의 안티몬, 0.02 내지 0.2 중량%의 비소, 0.1 내지 1.2 중량%의 주석, 및 0.1 내지 2.0 중량%의 알루미늄으로부터 선택된 적어도 하나의 원소; 및
    나머지 아연과 불가피 불순물로 이루어지는 쾌삭성 구리 합금으로서,
    상기 구리 합금의 구리와 규소의 중량%는
    61 - 50Pb≤X - 4Y + aZ≤66 + 50Pb
    (여기서, Pb는 납의 중량%, X는 구리의 중량%, Y는 규소의 중량%, aZ = a1Z1 + a2Z2 + a3Z3 + … 이고 Z1, Z2, Z3는 인, 안티몬, 비소, 주석, 및 알루미늄으로부터 선택된 원소의 중량%이며 a1, a2, a3는 실험적으로 결정한 상기 선택된 원소의 계수로서 선택 원소가 인인 경우 a는 -3, 안티몬인 경우 a는 0, 비소인 경우 a는 0, 주석인 경우 a는 -1, 및 알루미늄인 경우 a는 -2 이다)의 관계를 만족시키고,
    상기 합금은 (a)
    Figure 112012053836237-pct00086
    상으로 이루어지는 매트릭스와, (b)
    Figure 112012053836237-pct00087
    상 및 κ 상으로 이루어지는 군으로부터 선택된 하나 또는 그 이상의 상을 포함하고,
    상기 구리 합금의 금속조직에 있어서,
    30%≤
    Figure 112012053836237-pct00088
    상;
    0%≤β 상≤5%, 0%≤μ 상≤20%; 및 18-500(Pb)%≤κ 상 +
    Figure 112012053836237-pct00089
    상 + 0.3μ 상 - β 상≤56+500(Pb)%의 추가적인 관계를 각각 만족시키며, 여기서
    Figure 112012053836237-pct00098
    , β,
    Figure 112012053836237-pct00099
    , μ, κ상의 양을 나타내는 %는 면적%인 것을 특징으로 하는 쾌삭성 구리 합금.
  3. 71.5 내지 78.5 중량%의 구리;
    2.0 내지 4.5 중량%의 규소;
    0.005 이상 0.02 미만 중량%의 납;
    0.01 내지 0.2 중량%의 인, 0.02 내지 0.2 중량%의 안티몬, 0.02 내지 0.15 중량%의 비소, 0.1 내지 1.2 중량%의 주석, 및 0.1 내지 2.0 중량%의 알루미늄 중으로부터 선택된 적어도 하나의 원소;
    망간과 니켈의 총 중량%가 0.3 내지 4.0 사이가 되도록 0.3 내지 4.0 중량%의 망간, 및 0.2 내지 3.0 중량%의 니켈 중으로부터 선택된 적어도 하나의 원소; 및
    나머지 아연과 불가피 불순물로 이루어지는 쾌삭성 구리 합금으로서,
    상기 구리 합금에서 구리와 규소의 중량%는
    61 - 50Pb≤X - 4Y + aZ≤66 + 50Pb
    (여기서, Pb는 납의 중량%, X는 구리의 중량%, Y는 규소의 중량%, aZ = a1Z1 + a2Z2 + a3Z3 + … 이고 Z1, Z2, Z3는 인, 안티몬, 비소, 주석, 및 알루미늄으로부터 선택된 원소의 중량%이며 a1, a2, a3는 실험적으로 결정한 상기 선택된 원소의 계수로서 선택 원소가 인인 경우 a는 -3, 안티몬인 경우 a는 0, 비소인 경우 a는 0, 주석인 경우 a는 -1, 및 알루미늄인 경우 a는 -2 이다)의 관계를 만족시키고,
    상기 합금은 (a)
    Figure 112012053836237-pct00090
    상으로 이루어지는 매트릭스와, (b)
    Figure 112012053836237-pct00091
    상 및 κ 상으로 이루어지는 군으로부터 선택된 하나 또는 그 이상의 상을 포함하고,
    상기 구리 합금의 금속조직에 있어서,
    30%≤
    Figure 112012053836237-pct00092
    상;
    0%≤β 상≤5%, 0%≤μ 상≤20%; 및 18-500(Pb)%≤κ 상 +
    Figure 112012053836237-pct00093
    상 + 0.3μ 상 - β 상≤56+500(Pb)%의 추가적인 관계를 각각 만족시키며, 여기서
    Figure 112012053836237-pct00100
    , β,
    Figure 112012053836237-pct00101
    , μ, κ상의 양을 나타내는 %는 면적%인 것을 특징으로 하는 쾌삭성 구리 합금.
  4. 제1 항에 있어서,
    상기 합금은 0.01 내지 0.2 중량%의 비스무트, 0.03 내지 0.2 중량%의 텔루르, 및 0.03 내지 0.2 중량%의 셀레늄으로 구성되는 군으로부터 선택된 적어도 하나의 원소를 포함하는 것을 특징으로 하는 쾌삭성 구리 합금.
  5. 제2 항에 있어서,
    상기 합금은 0.01 내지 0.2 중량%의 비스무트, 0.03 내지 0.2 중량%의 텔루르, 및 0.03 내지 0.2 중량%의 셀레늄으로 구성되는 군으로부터 선택된 적어도 하나의 원소를 포함하는 것을 특징으로 하는 쾌삭성 구리 합금.
  6. 제3 항에 있어서,
    상기 합금은 0.01 내지 0.2 중량%의 비스무트, 0.03 내지 0.2 중량%의 텔루르, 및 0.03 내지 0.2 중량%의 셀레늄으로 구성되는 군으로부터 선택된 적어도 하나의 원소를 포함하는 것을 특징으로 하는 쾌삭성 구리 합금.
  7. 제1 항 내지 제6 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 합금은 불순물로서 0.5 중량% 이하의 철을 포함하는 것을 특징으로 하는 쾌삭성 구리합금.
  8. 제1 항 내지 제6 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 합금은, 이 합금을 460℃ 내지 600℃에서 20분 내지 6시간 동안 열처리하는 단계를 포함하는 공정에 의하여 제조되는 것을 특징으로 하는 쾌삭성 구리 합금.
  9. 삭제
  10. 제1 항 내지 제6 항 중 어느 한 항에 있어서,
    Figure 112012001631075-pct00094
    상과 κ 상으로 이루어진 군으로부터 선택된 하나 또는 그 이상의 상은 매트릭스에 균일하게 분산되는 것을 특징으로 하는 쾌삭성 구리 합금.
  11. 삭제
  12. 삭제
  13. 삭제
  14. 제1 항 내지 제 6항 중 어느 한 항에 있어서,
    압출 로드로부터 또는 상기 합금의 주물로서 형성되는 원형 시험편은 건조 조건하에서 파편 분쇄기 없이, -6도의 경사각 및 0.4mm 노즈 반경을 갖는 텅스텐 초경공구에 의하여, 60 내지 200 m/min의 절삭속도, 1.0mm의 절삭 깊이, 및 0.11mm/rev의 이송속도로 원주면 상이 절삭되는 경우에, 아치형, 침형, 및 판형으로 이루어지는 군으로부터 선택된 하나 이상의 형상을 가지는 파편을 산출하는 것을 특징으로 하는 쾌삭성 구리 합금.
  15. 제1 항 내지 제 6항 중 어느 한 항에 있어서,
    압출 로드로부터 또는 상기 합금의 주물로서 형성된 원형 시험편은, 10mm의 드릴 직경과 53mm의 드릴 길이를 가지며 나선각이 32도이고 점각이 118 도인 강철 드릴에 의해 80m/min의 절삭속도, 40mm의 드릴 깊이, 및 0.20mm/rev의 이송속도로 드릴되는 경우에, 아치형 및 침형으로 이루어지는 군으로부터 선택된 하나 이상의 형상을 가지는 파편을 산출하는 것을 특징으로 하는 쾌삭성 구리 합금.
KR1020087004475A 2005-09-22 2005-09-22 극소량의 납을 포함하는 쾌삭성 구리 합금 KR101211206B1 (ko)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2005/018206 WO2007034571A1 (en) 2005-09-22 2005-09-22 Free-cutting copper alloy containing very low lead

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20080050399A KR20080050399A (ko) 2008-06-05
KR101211206B1 true KR101211206B1 (ko) 2012-12-11

Family

ID=36029527

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020087004475A KR101211206B1 (ko) 2005-09-22 2005-09-22 극소량의 납을 포함하는 쾌삭성 구리 합금

Country Status (12)

Country Link
US (1) US7883589B2 (ko)
EP (1) EP1929057B1 (ko)
JP (1) JP4951623B2 (ko)
KR (1) KR101211206B1 (ko)
CN (1) CN101098976B (ko)
AT (1) ATE557108T1 (ko)
BR (1) BRPI0519837B1 (ko)
CA (1) CA2619357C (ko)
EG (1) EG25433A (ko)
ES (1) ES2387065T3 (ko)
MX (1) MXPA06002911A (ko)
WO (1) WO2007034571A1 (ko)

Families Citing this family (44)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BRPI0810168A2 (pt) * 2007-04-09 2014-12-30 Usv Ltd Composições farmacêuticas de bissulfato de clopidogrel e processos de preparação das mesmas
CN101235448B (zh) * 2008-02-22 2010-10-13 中南大学 一种无铅易切削硅石墨黄铜
CN101285138B (zh) * 2008-06-11 2010-09-08 路达(厦门)工业有限公司 无铅易切削磷黄铜合金及其制造方法
CN101440444B (zh) * 2008-12-02 2010-05-12 路达(厦门)工业有限公司 无铅易切削高锌硅黄铜合金及其制造方法
US20100303667A1 (en) * 2009-03-09 2010-12-02 Lazarus Norman M Novel lead-free brass alloy
TWI387656B (zh) * 2009-07-06 2013-03-01 Modern Islands Co Ltd Preparation of Low Lead Brass Alloy and Its
US20110081271A1 (en) * 2009-10-07 2011-04-07 Modern Islands Co., Ltd. Low-lead copper alloy
US20110081272A1 (en) * 2009-10-07 2011-04-07 Modern Islands Co., Ltd. Low-lead copper alloy
US20110142715A1 (en) * 2009-12-11 2011-06-16 Globe Union Industrial Corporation Brass alloy
TWI398532B (zh) * 2010-01-22 2013-06-11 Modern Islands Co Ltd Lead-free brass alloy
EP2634275B1 (en) 2010-10-25 2017-10-11 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. Pressure-resistant and corrosion-resistant copper alloy, brazed structure, and method for producing brazed structure
US9181606B2 (en) 2010-10-29 2015-11-10 Sloan Valve Company Low lead alloy
US8211250B1 (en) 2011-08-26 2012-07-03 Brasscraft Manufacturing Company Method of processing a bismuth brass article
US8465003B2 (en) 2011-08-26 2013-06-18 Brasscraft Manufacturing Company Plumbing fixture made of bismuth brass alloy
CN102562808B (zh) * 2011-12-15 2015-01-07 广州安达精密工业股份有限公司 一种轴瓦基底层
CN102828696B (zh) * 2012-09-11 2014-07-23 吉林大学 坚硬打滑地层钻进用铁基孕镶金刚石钻头
CN102864329B (zh) * 2012-09-14 2014-07-16 浙江天河铜业股份有限公司 一种适合水平连铸易切削易热锻的黄铜合金
US8991787B2 (en) 2012-10-02 2015-03-31 Nibco Inc. Lead-free high temperature/pressure piping components and methods of use
CN103114220B (zh) * 2013-02-01 2015-01-21 路达(厦门)工业有限公司 一种热成型性能优异的无铅易切削耐蚀黄铜合金
US10287653B2 (en) * 2013-03-15 2019-05-14 Garrett Transportation I Inc. Brass alloys for use in turbocharger bearing applications
CN103710567B (zh) * 2013-12-17 2015-04-01 江西鸥迪铜业有限公司 一种易切削镍黄铜合金及其制备方法
CN103740974A (zh) * 2014-01-27 2014-04-23 苏州乾雄金属材料有限公司 一种实用金属材料
DE102014101346A1 (de) * 2014-02-04 2015-08-06 Otto Fuchs Kg Synchronring
US9951400B1 (en) 2014-02-07 2018-04-24 Chase Brass And Copper Company, Llc Wrought machinable brass alloy
US10358696B1 (en) 2014-02-07 2019-07-23 Chase Brass And Copper Company, Llc Wrought machinable brass alloy
DE102014207331B4 (de) * 2014-04-16 2017-01-26 Federal-Mogul Wiesbaden Gmbh Bleifreier CuNi2Si-Gleitlagerwerkstoff unter Zugabe eines spanbrechend wirkenden Metalls
MX2014010796A (es) * 2014-09-08 2016-03-08 Asesoria Y Desarrollos Urrea S A De C V Aleacion de cobre con bajo contenido de plomo para la fabricacion de productos hidraulicos para baja presion.
CN104818406A (zh) * 2015-03-27 2015-08-05 新疆天威钢结构有限公司 一种高性能金属材料制造工艺
CN105039777B (zh) * 2015-05-05 2018-04-24 宁波博威合金材料股份有限公司 一种可切削加工黄铜合金及制备方法
WO2019035224A1 (ja) * 2017-08-15 2019-02-21 三菱伸銅株式会社 快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法
WO2018034284A1 (ja) 2016-08-15 2018-02-22 三菱伸銅株式会社 快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法
JP6448168B1 (ja) * 2017-08-15 2019-01-09 三菱伸銅株式会社 快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法
JP6448166B1 (ja) * 2017-08-15 2019-01-09 三菱伸銅株式会社 快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法
US11155909B2 (en) 2017-08-15 2021-10-26 Mitsubishi Materials Corporation High-strength free-cutting copper alloy and method for producing high-strength free-cutting copper alloy
CN107398485B (zh) * 2017-08-17 2019-11-29 诸暨易联众创企业管理服务有限公司 一种易切削导电用硫铜棒生产方法
KR102004116B1 (ko) * 2017-12-21 2019-07-25 미쓰비시덴키 가부시키가이샤 수치 제어 장치
JP7180488B2 (ja) * 2019-03-25 2022-11-30 三菱マテリアル株式会社 銅合金丸棒材
TWI731506B (zh) 2019-06-25 2021-06-21 日商三菱伸銅股份有限公司 快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法
KR102623143B1 (ko) 2019-06-25 2024-01-09 미쓰비시 마테리알 가부시키가이샤 쾌삭성 구리 합금 주물, 및 쾌삭성 구리 합금 주물의 제조 방법
CN110306078B (zh) * 2019-08-05 2020-10-23 成都云鑫有色金属有限公司 一种高强高导电易切削c97合金材料及其制备方法
KR20220059528A (ko) 2019-12-11 2022-05-10 미쓰비시 마테리알 가부시키가이샤 쾌삭성 구리 합금, 및 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법
DE102020127317A1 (de) 2020-10-16 2022-04-21 Diehl Metall Stiftung & Co. Kg Bleifreie Kupferlegierung sowie Verwendung der bleifreien Kupferlegierung
CN113502408B (zh) * 2021-06-17 2022-06-07 四川科派新材料有限公司 一种含碲镍的高导铜合金及其制备方法
CN113740705B (zh) * 2021-08-13 2024-06-28 海光信息技术股份有限公司 一种确定芯片测试工况的方法、装置及相关设备

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000119775A (ja) 1998-10-12 2000-04-25 Sanbo Copper Alloy Co Ltd 無鉛快削性銅合金
JP2004156133A (ja) 2002-09-09 2004-06-03 Kitz Corp 銅基合金とその合金を用いた鋳塊・接液部品

Family Cites Families (43)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB352639A (en) 1930-02-13 1931-07-16 Hirsch Kupfer & Messingwerke Improvements in and relating to copper-silicon-zinc alloys
CH148824A (de) 1930-03-31 1931-08-15 Hirsch Kupfer & Messingwerke Verfahren zur Herstellung von Kokillengruss- und Spritzgussteilen.
US1954003A (en) 1930-03-31 1934-04-10 Vaders Eugen Copper alloy for chill and die casting
US2315700A (en) * 1941-04-12 1943-04-06 Lunkenheimer Co Silicon brass rod
DE1558470A1 (de) 1967-02-02 1970-03-19 Dies Dr Ing Kurt Fliesspressteil
JPS499296A (ko) 1972-05-19 1974-01-26
GB1443090A (en) 1974-03-25 1976-07-21 Anaconda Co Silicon brass resistant to partin corrosion-
US4055445A (en) 1974-09-20 1977-10-25 Essex International, Inc. Method for fabrication of brass alloy
JPS569347A (en) 1979-07-05 1981-01-30 Furukawa Kinzoku Kogyo Kk Corrosion resistant brass
JPS5696040A (en) 1979-12-28 1981-08-03 Seiko Epson Corp Exterior decorative part material for casting
DE3427740A1 (de) 1984-07-27 1986-02-06 Diehl GmbH & Co, 8500 Nürnberg Messinglegierung, herstellungsverfahren und verwendung
JPS61133357A (ja) 1984-12-03 1986-06-20 Showa Alum Ind Kk 加工性および耐焼付性にすぐれた軸受用Ｃｕ合金
JPS62274036A (ja) 1986-05-23 1987-11-28 Nippon Mining Co Ltd 耐磨耗性及び耐食性に優れた銅合金
JPS62297429A (ja) 1986-06-17 1987-12-24 Nippon Mining Co Ltd 耐食性に優れた銅合金
JPH0368732A (ja) 1989-08-08 1991-03-25 Nippon Mining Co Ltd ラジエータープレート用銅合金および銅合金材の製造法
JPH0368731A (ja) 1989-08-08 1991-03-25 Nippon Mining Co Ltd ラジエータープレート用銅合金および銅合金材の製造法
JPH0368733A (ja) 1989-08-08 1991-03-25 Nippon Mining Co Ltd ラジエータープレート用銅合金および銅合金材の製造法
JPH03110042A (ja) 1989-09-26 1991-05-10 Nippon Mining Co Ltd Ａｌ及びＰを含有する黄銅の製造方法
JPH04224645A (ja) 1990-12-26 1992-08-13 Nikko Kyodo Co Ltd 電子部品用銅合金
JP3230685B2 (ja) 1991-01-30 2001-11-19 同和鉱業株式会社 熱交換器用銅基合金
US5288458A (en) 1991-03-01 1994-02-22 Olin Corporation Machinable copper alloys having reduced lead content
DE4139063C2 (de) 1991-11-28 1993-09-30 Wieland Werke Ag Verfahren zur Verbesserung der Zerspanbarkeit von Halbzeug aus Kupferwerkstoffen
JPH05311290A (ja) * 1992-05-11 1993-11-22 Kobe Steel Ltd 高耐食性銅基合金
WO1994024324A1 (en) 1993-04-22 1994-10-27 Federalloy, Inc. Copper-bismuth casting alloys
DE4339426C2 (de) 1993-11-18 1999-07-01 Diehl Stiftung & Co Kupfer-Zink-Legierung
JP3335002B2 (ja) 1994-05-12 2002-10-15 中越合金鋳工株式会社 熱間加工性に優れた無鉛快削黄銅合金
US5582281A (en) 1994-07-19 1996-12-10 Chuetsu Metal Works Co., Ltd. Method of connecting a sliding member to a synchronizer ring
JP2889829B2 (ja) 1994-10-20 1999-05-10 株式会社タブチ 無鉛快削青銅合金
JPH09143598A (ja) 1995-11-22 1997-06-03 Chuetsu Gokin Chuko Kk 加熱装置用黄銅合金材料
US6419766B1 (en) * 1996-04-02 2002-07-16 Tabuchi Corp. Cutting-free bronze alloys
JP3956322B2 (ja) 1996-05-30 2007-08-08 中越合金鋳工株式会社 ワンウェイクラッチ用エンドベアリング及びその他の摺動部品
WO1998010105A1 (fr) 1996-09-05 1998-03-12 The Furukawa Electric Co., Ltd. Alliage de cuivre pour dispositifs electroniques
JP3459520B2 (ja) 1996-09-05 2003-10-20 古河電気工業株式会社 リードフレーム用銅合金
CA2265812A1 (en) 1996-09-09 1998-03-12 Toto Ltd. Copper alloy and method of manufacturing same
JPH10287921A (ja) 1997-04-15 1998-10-27 Kawasaki Steel Corp 鋼材の磁場中熱処理方法
US7056396B2 (en) * 1998-10-09 2006-06-06 Sambo Copper Alloy Co., Ltd. Copper/zinc alloys having low levels of lead and good machinability
JP3917304B2 (ja) * 1998-10-09 2007-05-23 三宝伸銅工業株式会社 快削性銅合金
US6413330B1 (en) 1998-10-12 2002-07-02 Sambo Copper Alloy Co., Ltd. Lead-free free-cutting copper alloys
JP4294196B2 (ja) * 2000-04-14 2009-07-08 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 コネクタ用銅合金およびその製造法
JP2002030364A (ja) * 2000-07-19 2002-01-31 Sumitomo Light Metal Ind Ltd 高強度快削黄銅
JP2004244672A (ja) * 2003-02-13 2004-09-02 Dowa Mining Co Ltd 耐脱亜鉛性に優れた銅基合金
DE10308778B3 (de) * 2003-02-28 2004-08-12 Wieland-Werke Ag Bleifreie Kupferlegierung und deren Verwendung
CZ20032094A3 (cs) * 2003-08-01 2005-04-13 Kovohutě Čelákovice A. S. Automatová mosaz

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000119775A (ja) 1998-10-12 2000-04-25 Sanbo Copper Alloy Co Ltd 無鉛快削性銅合金
JP2004156133A (ja) 2002-09-09 2004-06-03 Kitz Corp 銅基合金とその合金を用いた鋳塊・接液部品

Also Published As

Publication number Publication date
CN101098976B (zh) 2014-08-13
JP4951623B2 (ja) 2012-06-13
KR20080050399A (ko) 2008-06-05
US20070062615A1 (en) 2007-03-22
EP1929057B1 (en) 2012-05-09
BRPI0519837B1 (pt) 2016-11-16
WO2007034571A1 (en) 2007-03-29
EP1929057A1 (en) 2008-06-11
JP2009509031A (ja) 2009-03-05
CN101098976A (zh) 2008-01-02
ES2387065T3 (es) 2012-09-12
CA2619357C (en) 2012-05-01
ATE557108T1 (de) 2012-05-15
CA2619357A1 (en) 2007-03-29
US7883589B2 (en) 2011-02-08
MXPA06002911A (es) 2007-04-12
EG25433A (en) 2012-01-03
BRPI0519837A2 (pt) 2009-03-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101211206B1 (ko) 극소량의 납을 포함하는 쾌삭성 구리 합금
EP1600516B1 (en) Lead-free, free-cutting copper alloys
KR100375426B1 (ko) 쾌삭성 동합금
US6413330B1 (en) Lead-free free-cutting copper alloys
CN111655878B (zh) 不含有铅和铋的易切割无铅铜合金
CN113906150B (zh) 易切削铜合金铸件及易切削铜合金铸件的制造方法
KR102062933B1 (ko) 수도 부재용 황동 합금
WO2018034283A1 (ja) 快削性銅合金鋳物、及び、快削性銅合金鋳物の製造方法
CN114008227B (zh) 易切削性铜合金及易切削性铜合金的制造方法
US7056396B2 (en) Copper/zinc alloys having low levels of lead and good machinability
WO2007037426A1 (ja) 耐高温脆化性に優れた快削アルミニウム合金押出材
JP2000239765A (ja) 金型鋳造用若しくは砂型鋳造用無鉛耐食性黄銅合金又は金型鋳物若しくは砂型鋳物並びに連続鋳造用無鉛耐食性黄銅合金又は連続鋳造鋳物
RU2398904C2 (ru) Легкообрабатываемый резанием медный сплав, содержащий очень мало свинца
JP3693994B2 (ja) 鉛低減快削性銅合金
US10745779B1 (en) Wrought machinable brass alloy
KR100834201B1 (ko) 결정립이 미세화된 구리기합금주물
KR20040062314A (ko) 내식성이 우수한 무연쾌삭 황동합금

Legal Events

Date Code Title Description
N231 Notification of change of applicant
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20151021

Year of fee payment: 4

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20161103

Year of fee payment: 5

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20171109

Year of fee payment: 6

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20181029

Year of fee payment: 7

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20191002

Year of fee payment: 8