TWI316555B - - Google Patents

Description

1316555 九、發明說明： ^ 【發明所屬之技術領域】 本發明’係關於一種炫融固化後晶粒細化之銅基合金 鑄件，特別是關於一種Cu — Zn — Si系之銅基合金鑄件。 【先前技術】 銅合金，與一般金屬材料相同，已知可藉晶粒細化使 安全限應力提升，其強度，若基於豪_佩奇（HaU_Petch) 法則，則與晶粒粒徑D之倒數的1/2次方成比例上升。 鲁 銅基合金之晶粒粒徑細化之基本形態，有··（A)於銅基 合金之熔融固化時使晶粒細化；與（B)透過對熔融固化之銅 基合金（鑄錠、扁塊（slab)等鑄塊、模鑄等之鎮造品、熔融 鍛造品等）施以壓延等變形加工或加熱處理，其所產生之 -應變能等蓄積能量作為驅動力，而使晶粒細化。 於（A)(B)中，已知元素Zr係有助於晶粒之細化。 然而，（A)之情形，於熔融固化階段中△之晶粒細化 作用，由於受其他元素及該等含量的影響很大，故實際上 _無法達成所欲程度之晶粒細化。 因此，一般而言，係以（B)之方法廣泛地被使用，其係 對熔融固化後之鑄塊、鑄造品等施以熱處理、再進一步給 予應變，藉此進行晶粒之細化。 專利文獻1 :日本特公昭38-20467號公報。 專利文獻2 :日本特開2004-100041號公報。 如曰本特公昭38_2〇467號公報之記載，係對含有zr、 P、Nl之銅合金進行固溶處理，接著於施以75%之低溫加 1316555 工後測定其平均晶粒粒徑，從不含Zr時的28〇μιη、含有 〇.〇5%Zr 時的 170μηι、含有 〇.13%Zr 時的 5〇μιη、含有 〇 22%& 時的29μηι到含有〇.89%Zr時的6μιη，其晶粒粒徑之細化 程度係正比於Zr的含量。又，該公報中，為了避免因☆ 含量過多所造成之不良影響，21>之含量被建議為〇〇5〜 0.3%。 又’參照日本特開2004_100041號公報，其揭示：若 將添加有0.15〜0_5%Zr之Cu合金，鑄造後施加固溶處理 及用以附加應變之變形加工，則可使平均晶粒粒徑細化至 約20μηι以下之程度。 【發明内容】 然而，上述（Β)之方法，為了使晶粒粒徑細化，而於鑄 造後進行該等處理及加工，會導致成本提高。又，根據鑄 件製品之形狀，亦會有無法施加用以附加應變之變形加工 者。 因此’較佳為’藉由上述（Α)之方法，於銅基合金熔融 固化之時點使晶粒細化。 然而’（Α)之方法，如上述，於熔融固化階段之zr， 由於丈其他元素及該等含量的影響很大，故即使增加△之 含里’也未必會得到對應於該增加量之晶粒細化效果。又， 由於Zr與氧之親和力非常強，故將Zr於大氣中熔解以添 加時，容易變成氧化物，而使產率變得非常差。因此，即 使Zr於鑄造後之製品所含的量僅少許’但於洗鑄階段仍必 須投入相當量之原料。 1316555 -士:一方面，若於熔解中的氧化物生成量過多時，則鑄 造時氧化物容易被捲入，而有產生禱造缺陷之虞。為了避 免氧化物之生成，雖然可於真空中或惰性氣體氣氛中進行 溶解、鑄造’但一樣會導致成本提高。 又，Zr係高價之元素，故由經濟上的觀點考量，以盡 量抑制其添加量為少量為佳。 因此，要求一種儘可能減少Zr之含有量、且於鑄造步 驟之熔融固化階段，使平均晶粒粒徑細化之銅基合金鑄 •件。 又，Cu— Zn— Si系銅基合金，si雖有助於機械特性等 之提升，但另一方面，於熔融固化時容易產生龜裂及多孔 質部位，而有縮孔較大、且容易產生氣孔等鑄造缺陷之問 題。其主要原因，係隨著Si含量之增多，液相線溫度與固 相線溫度之凝固溫度範圍變廣，且熱傳導性變差之故。又， 觀察以往之Cu — Zn — Si系之銅基合金的凝固組織時，樹 鲁枝狀結晶係生成為樹枝狀’該樹枝狀結晶臂，難以釋放所 產生之氣泡至大氣中，而成為氣孔殘留及局部性大縮孔產 生之原因。 發明人經研究後發現’若於溶融固化過程使晶粒細化， 於最終凝固階段所發生之收縮應力會變小，並由於作用於 固相間之應力被分散的關係，因此不易產生龜裂或多孔質 部位，又，樹枝狀結晶臂被切斷，氣泡可容易地被釋放於 大氣中，且縮孔亦可順利地被克服，故可製得無鑄造缺陷 之鑄件。 7 1316555 表明之目的在於提供一種於熔融固化過程晶 粒粒徑細化之銅基合金，更具體來說，係提供-種Cu—Zn —Sl系銅基合金鑄件，其㈣固化後之平均晶粒粒徑為約 1 ΟΟμιη 以下。 1銅基合金鑄件，係 〜5%、Zr : 0.0005〜 60^ Cu- 3.5xSi- 3 為了解決上述課題，本發明之第 以質量％計含有Cu : 69〜88%、Si : 2 0.04%、P : 〇_01〜〇 25%，並且，滿足

χΡ$ 71 t關係’剩餘部分由Zn及不可避免之雜質所構成， 且炼融固化後之平均晶粒粒徑為1〇〇_以下，其相組織中 α相、Κ相及γ相的面積率合計為8〇%以上。 本發明之第2銅基合金鑄件，係於第J銅基合金禱件 之組成中’再進一步含有選自由Mg:〇〇〇1〜〇2%、Β:()()()3 〜0·1%、C: 〇__2 〜0.01%、Ti: 〇〇〇1〜〇2%、及稀 土類 元素：0.01〜〇.3%所構成群中之至彡1種元素以作為晶粒 細化兀素，此處，令Mg及B所構成群為⑴、令C、Ti及 稀土類元素所構成群為[⑴時，係滿足60SCU—3.5xSi—3χ P—〇.5x[i]+〇.5><[ii]s71 之關係。 本發明之第3銅基合金铸件，係於第丨銅基合金鑄件 之組成中’再進一步含有選自由A1 : 〇.〇2〜1.5%、Μη : 〇.2 〜4.0%及Cr: 〇.〇1〜〇·2%所構成群中之至少i種元素以作 為提升強度及耐磨耗性元素，且滿足6〇$Cu—3.5xSi—3χ Ρ- 1·8χΑ1+ axMn+ 〇.5xCrg 71 之關係（其中，當 Μη 為 〇 5 0/〇 以上、且 〇.2xsiS MnS 2.0xSi 時，a= 2，除此之外 a = 0.5)。 1316555 本發明之第4銅基合金鑄件，係於第2銅基合金鑄件 之組成中’再進一步含有選自由A1:匕们〜丨5%、Mn: 〇.2 〜4.0〇/〇及Cr: 〇.〇1〜〇 2%所構成群中之至少1種元素以作 為提升強度及耐磨耗性元素，且滿足6〇SCu_3 5xSi—3χ 〇·5χ[ι]+ 〇.5x[u]— UXAJ+ αχΜη+ 〇.5xCr$ 71 之關係 (其中，當 Μη 為 〇.5% 以上、且 〇.2xSisMng2.〇xSi 時， a== 2，除此之外 〇·5 )。 本發明之第1至4銅基合金鑄件，視需求，可再進一 夕 3 有選自由 Sn : 0.1 〜2.5%、Sb : 〇.〇2〜0.25%及 As : 0.02 〇.25 /◦所構成群中之至少i種元素以作為提升耐蝕性元 素’以及之選自由 Pb : 0.004〜〇 45%、Bi : 0.004〜0.45%、 Se.〇.〇3〜0.45%及Te:0.01〜〇.45%所構成群中之至少i 種元素以作為提升切削性元素。 又，本說明書中所使用之「熔融固化後之平均晶粒粒 心·」 闽，係^曰使既疋成分之銅基合金熔融固化後，於完 全未施以壓延等變形加工或加熱處理之狀態下，所測定之 平均晶粒粒徑之意。 本發明之銅基合金鑄件，係具有上述之成分組成及相 組織’且融熔固化後之平均晶粒粒徑細化至約i以 下。 由於是在炼融固化階段使晶粒細化，故可承受凝固時 之收縮，而可使鑄造龜裂的發生減少。又，凝固過程所產 生之孔洞、氣孔，容易釋放至外部，故可製作沒有多孔質 部位、縮孔等鑄造缺陷的良好鑄件。 1316555 又，於凝固過程中所長出之樹枝狀結晶，並非為鑄造 組織特有之典型樹枝狀形態，而是為晶臂已切斷之形態把 較佳為，如圓形、橢圓形、多角形、十字形之形態。因此， 可提升熔融液之流動性，即使為薄壁且複雜形狀之模具， 亦可使熔融液遍布至各個角落。 晶粒細化之鑄件，由於亦具有優異之耐力及其他機械 性質、耐蝕性、切削性等，故特別適用於閥、接頭、複合 水龍頭、水龍頭金屬零件等具有複雜形狀之鑄態製品。 【實施方式】 首先，以下，說明構成本發明之銅基合金鑄件之各合 金成分的限定理由及該成分之關係式。 以下之記載中，合金成分之「0/。」，係指質量〇/〇。 又，關於上述關係式，係如下所示之式（1)〜式（4)。 式（1) : Cu— 3.5xSi— 3χΡ 式(2) : Cu- 3.5xSi- 3xP- 〇‘5x[i]+ 〇.5X[ii] 式（3) : Cu - 3.5xSi- 3xP — ΐ·8χΑ1+ axMn+ 0.5xCr 式（4) : Cu - 3.5xSi — 3xP~ 〇.5X⑴ + 〇 5x[ii] — i 8xA1 + axMn+ 〇.5xCr 本發明之第1銅基合金鑄件，係含有Cu : 69〜88%、

Si : 2 〜5%、Zr : 0.0005 〜〇.〇4〇/0、p : 001〜〇·25%，剩餘 部分係由Ζη及不可避免之雜質所構成。

Cu : 69〜88%

Cu係合金之主要元素。即使添加zr與p亦無法使所 有銅合金之每件之晶粒細化。發明人經研究後，如後述， 10 1316555 發現S S!、p之含有量滿足既定之關係時 之心，可達成顯著之晶粒細化提升效果。#由添加微量 又，為了確保作為工業用材料之機械特性、 諸特性，Cu係含有69%以上。另_方面，μ人 性等 88% ’則會損及晶粒細化作用。因此，將〜，量超過 以 70 〜土 〈疋為 88%’ 84/。較佳，71〜79 5%更佳，72〜79%最佳。

Si : 2〜5〇/〇 合仝一起含有時，係為可降低 4 之疊差 “SUCking fault，）， 晶粒細化效果之元素。其添加量為2%以上 ^之 :而，若超過-時，則即使與Μ-起添:= 作用達到飽和，或反而有下降之傾向，進一"起延展： =變;且又熱=低、凝固溫度範圍變廣，而使 U變差X，Sl具有提升炫融液之流動性 液之，化與聽點下降之作用。再者，亦具有提升耐録、 特別疋耐脫辞腐蝕性及耐應力腐蝕龜裂性之作用。另外， 亦有助於切削性之提升、與拉伸強度、财力、衝擊強度、 疲乏強度等機械強度之提升。該等作用，對禱 : 化會產生相乘效果。為了發揮該等效果，Si 、2 —佳，〜4.5%更佳，—

Zr . 0.0005 〜0.04% ^ ΖΓ係用以使錄件之晶粒細化之重要元素。如後述， " 以及P之3有篁滿足既定之關係時，Zr於0.0005% X上則可發揮顯著之晶粒細化效果，0.0008%以上為更佳， 11 1316555 〇·0010以上為最佳，而該效果於含有0.0095%時大致飽和。 另方面，由於Zr與氧及硫之親和力非常強，而一般 銅合金鑄件，多於大氣下使用再利用材及碎屑材來製造， 有鑑於此，故難以將Zr添加至作為標的之狹窄組成範圍

内，而必須某種程度地過度添加。另一方面，已知於Cu一 Zn Si系銅基合金，若含Zr〇 〇5%以上時，則於熔融固化 階段之晶粒細化作用反而會降低。因此，將h之上限定為 0.04%。又，隨Zr含有量增加，鑄件内容易形成氧化錯， 而難以製得良好的鑄件。且由於△係高價金屬，故多量使 用於經濟上亦不糸丨。m . J不利。因此，較佳為〇.〇29〇%以下，更佳為 0.0190%以下，如卜、十， . 上述’以效果達飽合之〇 〇〇95%為最佳。 亦Ρ在ΖΓ之曰曰粒細化作用的其他方面亦就該等影響作考 慮夺貝J Zr之含有量，以〇 〇〇1〇〜〇 為最佳。 P : 〇.01 〜0.25% P，與Zr相同，為使鑄件之晶粒細化之重要元素。於 下可發揮優異之晶粒細化作用。並且，可提高 熔融液之流動性，且右 八有使後述之Κ、γ、β相更微細地分散 析出之功用，而且古担 且有k升耐蝕性之效果。其作用，含 0.01%即可發揮效果。 # ^ 熔點的金屬間化人胳& _ & T办成低 b口物而變跪。因此，亦考量鑄件製造上之 令易性’而將上限定為 /〇又亦取決於與Zr添加量 之配合比、及基暂夕〇 U、Zn、Si之配合量或配合比，以〇 〇2 〜0.20%為佳，〇 Λ ·〇3〜〇.16更佳，0.04〜0.12%為最佳。 Ζη ·剩餘部份 12 1316555

Zn係與Cu、Si共同為構成本發明之銅基合金鑄件 之主要兀素，具有降低合金之疊差能、細化鑄件晶粒、提 升熔融液之流動性及降低熔點 '防止Zr之氧化損失、提升 耐蝕性及切削性等等作用，並且具有提升拉伸強度、耐力、 衝擊強度、疲乏強度等機械強度之功用。因此，將211定 為上述各構成元素以外之剩餘部分。 又，本發明之銅基合金鑄件之構成元素中，關於cu、 Si及P，除了上述各規定之外，必須調整成使關係式（1):

Cu — 3.5xSi - 3χΡ 之值滿足 60〜71。 該關係式，係基於熔融固化後晶粒之測定結果以實驗 所求什者，作為用以使銅基合金鑄件細化成平均晶粒粒徑 為ΙΟΟμχη以下之條件。該關係式（1)之意義’於稍後將詳 細說明，而其值以62.5〜68.5為佳，64〜67為最佳。 又，本發明之銅基合金鑄件，為了達成所期盼之晶粒 細化作用，關於P、Zr及Si，Ρ與Zr、Si與Zr、Si與ρ 之間，較佳為，分別滿足P/Zr為〇·8〜250、Si/Zr為8〇 〜6000、Si/P為12〜220之關係。 P/Zr，以1.5〜150為佳、2〜1〇〇更佳、4〜5〇為最 佳。Si/Zr，以100〜5000為佳、12〇〜35〇〇更佳、3〇〇〜 1500為最佳。Si/P，以16〜160為佳、20〜120更佳、25 〜80為最佳。 又，Zr，係以 Cu、Zn、Si、P、p/Zr、Si/Zr、Si/P、 關係式（1)及相組織於專利申請範圍内者為前提，特別是， 藉由與P之共同添加，具有提高熔融固化材之疊差密度之 13 1316555 力硓，使晶核生成遠超過晶粒成 粒之超細化，具體而言，是 可實現炼融固化材晶 實見轉件晶粒之超細化。 本發明之第2銅基合金禱件， 鑄件之上述構成元素中，可$ /I於上述第1銅基合金 元素之選自由㈣0·_〜〇;β 3有作為促進晶粒細化 〜0^ 〇 B. 0.003 〜0.1%、C: 〇 0002 .0、Ti. ο·0。1 〜0·2%、及稀土 脑-本 所構成群中之至少i種元素。稀土類70素：㈣〜0.3% ，可大幅減少因再利用好十 #畢製口 或廢料碎屑（不良製品、 馬莱I 口口、電線屑、衝壓铜人 σ金屑、切削屑及在製程所產 n冒口、堪、端材等之碎屑等等）混人之硫及氧所 損失，且不僅硫化損失、氧化損失，由於在炫融 液中疋以硫化物、氧化物之形態存在，為了避免對細化無 盈之的生成’ Mg的添加是必要的’其結果，可有助於 晶粒細化作用。亦即’藉由於Zr添加的前一刻添加Mg， 而以Mgs、Mg0的形態減少熔融液中之硫、氧，係為能有 效利用zr之較佳元素。因此，Mg以至少含請1%以上為 佳。 B C、Tl及稀土類^素’由於具有晶粒細化作用，為 了有效發揮該效果’以至少分別含有B :G.003%、C: 0.0002%、Ti: 〇.〇〇1%及稀土類元素：〇 〇1%為佳。又，稀土 類元素（REM)，係指含Sc、Y、與u、cep4_系 元素之意。 另—方面，Mg、B、C、Ti及稀土類元素，若添加太 多則不但其效果飽和，且反而會損害合金熔融液之流動 14 1316555 4因此，该#兀素之上限，分別定兔 Γ . Λ Λ 別疋為 Mg: 0.2%、Β: 0.1%、 C · 〇·〇1%、Ti : 〇.2〇/0、稀土類亓去“ ° 頌7^素為0.3%。 又，該等元素’係與Zr之曰 、+、姑 粒細化作用有關，而對1· 述苐1銅基合金鑄件之關係式（ R n 成影響。因此，考量Mg、 B、C、Ti及稀土類元素之各 1置g .Γ.Ί 作用，令及Β所構成群 為Μ、令C、Ti及稀土類元素 群 成使關係~V m . r 1 、斤構成群為⑴]時，係調整 滿足 60 〜71。 3XP— G.5x[1]+G.5x[ii]之值 本發明之第3銅基合金鑄件，在故7切 盆入八* 仟係為了提升上述第1銅 基合金鑄件強度與耐磨耗性， 旳於第1銅基合金鑄件之組 成中，可進一步含有選自由A1 υ·υ2〜1.5%、Μη : 0.2〜4 0% 及0.01〜〇.2%所構成群中之至少丄種元素。 藉由含有該等成分，晶粒細 a ^ , 、田化之合金，係可成為強度 及耐磨耗性更為優異者。 而提升強度與耐磨耗性。因 ’而以含〇. 1 %以上為更佳。 會降低。因此’將上限定為

A1 ’係由於可強化基質， 此’較佳為至少含0〇2〇/。以上 然而，若含量過多則延伸性 1.5%。 跑，係與Sl結合形成之金屬間化合物，而有 助於财磨耗性之提升。因此，較佳為至少含〇.2%以上，而 以含〇.5〇/。以上為更佳。但是，當含量超過4 〇%，不僅其 效果飽和且反而會使熔融液之流動性降低，且由於會形 成Mn- Si之金屬間化合物，而消耗對細化有效之&。因 以3.5%以下為佳。 此，將Μη之上限定為4.0%。又 15 1316555 另外’為了抑制對細化有效之Si的消耗，Si之含量， 以滿足2·3+1/3Μη各SiS3.5+l/3Mn之關係為佳，更佳為 滿足 2.6+ l/3Mn^ Sig 3.4+ l/3Mn 之關係。

Cr ’ 一部份固熔於基質，一部份與si形成微細的金屬 間化合物，而提升耐磨耗性。因此，以含有〇〇1%以上為 佳。然而，若含量太多時，則Cr_ Si化合物將會巨大化， 且該效果會產生飽和。因此，將其上限定為〇.2%。 又’ A卜Μη及Cr，係與Zr之晶粒細化作用有關，而 對上述第1銅基合金鑄件之關係式（1)造成影響。因此，考 量A1、Μη及Cr之作用，調整成使關係式（3) : Cu—3 5xSi —3χΡ — ΐ·8χΑ1+ axMn+ 0.5xCr 之值滿足 60 〜71。其中， 當 Μη 為 0.5% 以上、且 0.2xSi$ MnS 2.0xSi 時，a= 2，除 此之外a二0.5。 本發明之第4銅基合金鑄件，係為了提升上述第2銅 基合金鑄件之強度與耐磨耗性，而於第2銅基合金鑄件之 組成中’可進一步含有選自由A1: 〇.〇2〜1.5%、Μη : 0.2 〜4.0%及Cr: 0.01〜0.2%所構成群中之至少1種元素。 如上述，該等元素係與Zr之晶粒細化作用有關，而對 上述第2銅基合金之關係式（2)造成影響。因此，考量A1、 Μη及Cr之作用，調整成使關係式（4) : Cu—3.5xSi—3χΡ -〇.5x[i]+ 〇.5x[ii] — 1，8χΑ1+ axMn+ 〇.5xCr 之值滿足 60〜 71。其中，當 Μη 為 0.5% 以上、且 0.2xSi$ MnS 2.0xSi 時，a = 2，除此之外a = 0.5。 上述第1至4之銅基合金鑄件，，係可進一步含有選 16 1316555

所構成群中之至少 〜0.25%及 As : 0.02〜0.25% 藉由含有該等成分， 更為優異者。 種元素以作為提升耐蝕性之元素。 分，晶粒細化之合金，可成為耐蝕性 係具有提升耐侵蝕' 腐蝕性及耐海水性之作用。 特：是’藉由與Si之相乘作用，於腐録溶液中，形成si -、田Sn之保護被膜，而發揮優異之耐飯性。因此，以添 加〇.1%以上為佳。另一方面，若超過2.5%時，則容易產 生偏析，且由於係低熔點金屬故易引起鑄造龜裂，且導致 又，更佳之範圍係〇·2 延展性之降低，故將上限定為2.5%。 0.9% 〇

Sb與As，係具有提升耐脫辞腐蝕性之作用。因此， 以分別含有0.02%以上為佳。然而，若含量過多時，則容 易產生偏析’而因係低熔點金屬故有易引起鑄造龜裂之問 題。又，亦有導致延展性降低之虞。因此，該等之上限分 別定為0.25%。 又，本發明之銅基合金鑄件，可進一步含有Pb: 0.004 〜0.45〇/o、Bi:0.004〜0.45o/o、Se:0.03〜0.45%ATe:0.01 〜0.45%所構成群中之至少1種元素以作為提升切削性之 元素。 藉由含有該等成分’晶粒細化之合金，可成為切削性 更為優異者。 藉由分別含有 pb : 0·〇〇4%、Bi : 0.004%、Se : 0.03%、 Te : 0.01%，可謀求切削性之提升。 17 j3l6555 另一方面，由於Pb、Bi、Se、Te對人體有不良影響， 真由於Bi、Se、Te並非資源豐富之元素，故該各元素之 上限，係分別定為 Pb : 0.45%、Bi : 0.45%、Se : 0.45%及

Te : 0.45%。又，本發明之鑄件，當使用於飲用水閥、水 龍頭金屬零件時，該各元素之上限係以0.2%以下為佳。 本發明之銅基合金鑄物中，可容許含有合金之熔製上 不·避免之雜質元素。但是，雜質元素之Fe與Ni，其含 量若過多時’則會消耗有益於晶粒細化之Zr及P，而有阻 #礙晶粒細化作用的不良情形產生。因此，當含有雜質之Fe 及/或Νι時’該等之含有量，係定為Fe : 0.5%以下、Ni : 〇_5%以下。又，Fe與Ni之含有量以0.25%以下為佳，而 - 以Fe為〇·15%以下、Ni為〇.2%以下為更佳。 本發明之銅基合金鑄件之相組織，係調整成α相、1^相 及γ相的面積率合計為80%以上，更佳為，調整成以該3相 佔100%。又，κ相、γ相之Si濃度係高於^目，當該3相未 達100%時，剩餘部分，一般而言係含p相、μ相及δ相中之 •至少1相。 為製得該a相、κ相及γ相的面積率合計為8〇%以上之 相組織，需將澆鑄溫度、冷卻速度等鑄造條件進行最佳化， 且為了使熔融固化後之平均晶粒粒徑細化至約1〇〇㈣以下 為止，其亦為必要之條件。 該相組織，》了具備不添加pb @可滿足工業上之切 削性，Κ+γ相所佔之比例，以5〜85%為佳。更佳為1〇〜 8〇%。另一方面’該等以外之相所佔比例，若其他相之比 18 1316555 例超過20%時，則初θ各 ⑴初日日會變成α相以外之相而無法達成曰 粒細化，且切削性、耐餘性、拉伸、衝擊強度降低。特別 是，為了確保優異之耐脫辞腐飯性、拉伸及切削性 以10%以下為佳。 又，關於溶融凝固時之相組織的變態’由於與上述關 係式⑴〜（4)皆有密切之關連性，故於以下詳細說明之。 凝口之過程中，初晶以α相為佳。亦即，若於晶核之 生成中其固相為α相時，則可更加地促進細化。相當於上 述式（1) (4)之62.5值。再者，初晶α相的量，以2〇〜 以上為最佳’其相當於式⑴〜⑷之64值。因此，於實際0 凝固過程中’只要施予包晶反應或共晶反應，當為Cu— h —Si系合金時，於實用上，由於凝固結束時至少可存在以 固相，故其為細化之條件，相當於式（丨）〜（4)之62 5值。 即使稍為偏離62.5之值，雖然平均晶粒粒徑變大，但是仍 為細化，而其下限，係相當於式（1)〜（句之6〇值。 另一方面’式（1)〜（4)之值為71時的情形則是zn之 添加量變少而使晶粒超細化變得困難、而且於凝固過程中 實用上之非平衡狀態無發生包晶反應、以及切削性被損 害。並且’凝固溫度範圍變廣。若凝固溫度範圍變廣，則 容易生成粒狀之固相之合體，而樹枝狀結晶最後變成近似 樹枝狀之形態。又，無論將晶粒如何細化，亦容易發生龜 裂、多孔質部位，且由於固相之合體，氣孔、縮孔亦變多 且變大。 最可達成晶粒之細化’較佳為，於凝固結束時除α相 1316555 以外之相，主龙*, 要…日日出或析出β相、啖 舶 然形成多數之初曰心 次γ相。亦即，雖 此之合體，結果二盘’但該等若太多時則會進行晶粒彼 該情形，若cch外之相β成長後㈣。為了避免 時，可抑制於爲 γ、κ相、结晶出或析出而存在 成長… 段及從高溫起之冷卻階段的《晶粒之 :長2晶粒之超細化。例如，若於凝固階段 反應則可實現晶粒超 匕 第2相存在，並考1疋’在凝固階段’為了使

考U相之平衡與凝固溫度範圍，則式⑴ )之值以68.5以下為佳、67為最佳。 又與機械性質等之關係中，為了得到延展性、衝擊 強度、耐脫辞腐錢、耐應力腐㈣裂性、 =值，一需為6〇以上，一以上為更佳二) 另方面，為了得到高強度與耐磨耗性、及良好 的切削性’式⑴〜⑷之值，需為71以下，而以68 5以下 為更佳，若為了得到即使…b亦可滿足工業上之切削 性，則以67以下為最佳。 具有α相、κ相及γ相的面積率合計為8〇%以上之相組 織的本發明銅基合輯件’可由以下鑄造條件製得。 f先，澆鑄溫度，上限一般為115〇。。以下或液相線溫 度+ 250°C以下之溫度，較佳為⑽t以下，更佳為於则 。。以下進行。澆鑄溫度之下限，只要使熔融液可充填至模 具的各個角落即可’並無特別規定，卜般而言，係稍高 於液相線溫度之900〜95〇t。又，該等溫度條件，係隨合 金之配合量而有所不同。 20 1316555 如上所述，相組織與上述式子之間具有密切關係，從 凝固剛結束後50(TC的溫度範圍對相變態會產生最大的影 響。當上述式之值為62.5以下時’若以250 °c/秒以上之平 均冷卻速度進行冷卻，則難以製得含〇1相、κ相及γ相的面 積率合計為80%以上之相組織。上述式之值為62·5以下之 合金時，以10(TC/秒以下之速度冷卻較佳。另一方面，即 使α相、κ相及丫相合計有80%以上，但當上述式之值為685 以上時，若於700〜800 C之溫度範圍内以〇 5°c /秒以下之 平均冷卻速度進行冷卻，則會妨礙κ相及γ相之析出，引起 α相之晶粒成長，而難以達成晶粒粒徑之細化。因此，當 上述式之值為68.5以上時，至少於7〇〇〜之溫度範 圍内以1°C /分以上的速度進行冷卻較佳。 又’本發明合金’係藉由將鑄件細化之一般方法、手 ί又亦即’進行降低洗鑄溫度、加速冷卻速度、於凝固過 程中攪拌等處置，使晶粒進一步地細化。 又’本說明書中所使用之「鑄件」一詞，係指使完全、 或局部熔解後凝固之物，可舉例如壓延或擠壓用之鑄碇、 扁塊（slab)、小鋼坏等，例如，砂模鑄件、模具鑄件、低壓 鑄造鑄件、以模鑄、脫蠟法、半固態鑄造（例如，觸變鑄 造、流變鑄造）、擠壓、離心鑄造、連續鑄造之鑄件（例 如’以臥式連續鑄造、熱熔射、墊厚法、向上法、或向上 連續鑄造法所製得之棒材、中空棒材、異形棒材、異形中 空棒材、線圈材、線材等）、熔融鍛造（直接鍛造）、熱 熔射、墊厚法、加襯、被覆而成之鑄件。另外，關於熔接， 21 1316555 故廣義來說亦包 係將母材之一部份熔解、凝固以接合者 含於鑄件内。 【實施例】 將表1〜表3所示組成之合金材料以電爐熔解，洗鑄 至模具中，製得試料。料溫度為1，模具之預熱溫 度為20(TC ’製得之試料，係直徑4〇_、長度谓腿之 圓柱狀。 對所製得之全部試料，測定構成相組織之各相的面積 率。又，將圓柱狀之試料，於由底面朝往轴心方向距底面 100mm之位置，以與底面平行之方式切割，於切割面之距 圓。’力10mm之位置，測定平均晶粒粒徑。測定，係根據 JIS H0501之伸銅品晶粒粒度試驗之比較法來進行，將切 割面以硝酸蝕刻後，以肉眼或使用倍率5倍之放大鏡觀察 ’、’勺0.5 mm以上之晶粒粒徑，而較約〇 · 5 mm小之晶粒粒徑， 則以過氧化氫與氨水之混合液蝕刻後，再以光學顯微鏡觀 察。又，測定位置，係距切割面的軸線約丨〇ηιπ1、而距底 面約100mm之位置。 3亥專之測定結果合併示於表1〜表3。又，表1及表2 所不之試料No.1〜No.44為本發明之實施例，而表3所示 之試料No. 1〇1〜No. 122為比較例。再者，比較例中以粗體 所表示之數據，係表示脫離本發明之銅基合金鑄件所規定 之條件。 22 【表1】發明例 ς§ιει

No. 合金化學成分(剩餘部分由Ζη及不可避免之雜質)(質量％) P/Zr Si/Zr Si/P 關係式* 相面積組織率(％) 平均晶 粒粒徑 (μιη) Cu Si Zr P Mg, B, C, Ti, REM Al，Mn， Cr Sn，Sb， As Pb，Bi， Se，Te 種類 值 α+κ+γ 其他 1 71.0 2.93 0.0150 0.10 - - - - 6.7 195 29 (1) 60.4 85 15 100 2 74.2 3.73 0.0160 0.10 - - - - 6.3 495 78 (1) 60.8 85 15 90 3 70.3 2.50 0.0120 0.12 - - - - 10.0 208 21 (l) 61.2 90 10 80 4 72.0 2.54 0.0155 0.07 - - - - 4.5 164 36 (1) 62.9 95 5 65 5 74.7 3.50 0.0180 0.09 - - - - 5.0 194 39 (1) 63.9 100 0 30 6 75.3 2.98 0.0007 0.09 - - - - 129 4257 33 (1) 64.6 100 0 85 7 75.8 3.10 0.0190 0.08 - - - - 4.2 163 39 (l) 64.7 100 0 30 8 75.9 3.08 0.0053 0.06 - - - - 11.3 581 51 (1) 64.9 100 0 25 9 75.8 3.00 0.0100 0.10 - - - 10 300 30 (1) 65.0 100 0 15 10 76.1 3.10 0.0290 0.07 - - - - 2.4 107 44 (1) 65.0 100 0 35 11 76.2 3.10 0.0017 0.07 - - - - 58 2583 44 Ο) 65.1 100 0 50 12 76.3 3.09 0.0185 0.07 - - - - 3.8 167 44 (1) 65.3 100 0 25 13 76.1 3.00 0.0038 0.13 - - - - 3.4 79 23 (1) 65.2 100 0 80 14 76.6 3.07 0.0040 0.08 - - - - 20 768 38 (1) 65.6 100 0 20 15 81.0 3.80 0.0170 0.06 - - - - 3.5 224 63 (1) 67.5 100 0 50 16 75.8 2.27 0.0280 0.08 - - - - 2.9 81 28 (1) 67.6 100 0 65

1316555

淼ti : *蜜奈>~鉻織(1) ： Cul3.5xsi—3xp (2) ： cu—3.5xsi—3xp—p5x【i】 + 0.5xl;ii】 (3) ：cu—3.5XST3xpll.8XAl + axMn+0.5xcr (4) ： cu—3.5xsi—3xpl95x【i】+p5x【ii】ll.8XAl+axMn+p5xcr to 1-k VO Η-» 00 1-1 75.9 77.3 1 73.8 75.8 76.9 79.4 80.2 79.2 83.1 3.00 3.41 2.76 2.98 3.20 2.30 2.70 2.76 ; _1 4.21 0.0130 0.0110 0.0075 0.0032 0.0009 0.0160 0.0230 0.0210 0.0230 0.11 0.09 0.12 0.07 0.08 0.11 0.07 0.16 0.03 Ti: 0.012 C: 0.001 B: 0.011 Mg: 0.11 Mg: 0.004 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 00 00 to 16.0 21.9 88.9 〇\ U> 〇 C\ 1-k U) 231 310 368 U) 1-* 3556 144 h-* » 183 U) 00 K> u> LO Ό 140 w s s S w 1-k N — h-* 65.1 65.1 63.8 65.2 65.5 71.0 70.5 69.1 68.3 t-1 o o H-k o 1-k o H-» o 〇 o H-1 o 100 o o o o o o o o 〇 H-k 1-k g Di 1316555

to U) VO U) 00 U) ON U) L^i U) U) U> N) 00 to 74.7 78.8 74.5 73.2 82.3 76.7 75.6 ^2j 76.8 76.5 78.8 78.4 74.9 75.6 75.3 73.3 70.9 75.2 76.6 n 合金化學成分(剩餘部分由Ζη及不可避免之雜質)(質量％) 3.50 3.22 3.98 3.82 3.80 3.06 2.99 3.08 LO ►—1 3.76 ^12J 2.89 3.13 3.65 4.02 4.53 3.12 3.12 0.0180 0.0110 0.0055 0.0095 0.0150 0.0180 0.0180 0.0125 0.0230 0.0015 0.0035 0.0140 0.0035 0.0240 0.0160 0.0120 0.0085 0.0035 0.0150 N 0.09 0.08 0.09 0.12 0.04 0.12 0.05 0.07 | 0.08 0.03 0.13 0.08 0.11 0.10 0.10 0.15 0.17 0.09 0.08 1 1 Mg: 0.032 CTQ 〇 b g 1 1 1 1 1 1 1 1 C: 0.0006 1 1 1 1 REM: 0.05 Mg, B, C, Ti,REM A1: 0.2 Μη: 1.1 Al: 1.2 Al: 0.04 Mn: 2.9 Mn: 1.9 Al: 1.2 1 1 1 1 1 1 1 1 Cr: 0.2 Al: 0.9 Mn: 0.9 Al: 0.5 Mn: 2.7 Mn: 3.6 Mn: 0.4 > PI 1 Sb: 0.09 Sn: 0.8 1 1 Sn: 0.6 1 1 1 As: 0.13 Sb: 0.03 Sn: 1.4 Sn: 0.15 1 1 1 1 Sn, Sb， As Pb: 0.15 1 Pb: 0.19 Bi: 0.25 Pb: 0.015 ^ dd O j-j. o o U) U) |Bi: 0.06 |Pb: 0.08 1 1 1 1 1 1 1 1 Pb，Bi， Se, Te '-J U) OS U) G\ U) U> to 〇\ Lf! U) P/Zr S 293 727 253 1—k Os 1 246 1 1—* U) On | 2073 | 1074 223 826 130 228 335 U) U) 00 208 Si/Zr U) 〇 Ό K> 00 g U) 104 N5 U) VO K) On U) N5 to U) U> Ό Si/P /—*s 3 s ^—s s 3 S Q 種類 關係式* 64.0 65.1 66.0 66.3 66.7 65.7 65.0 | 65.2 | | 65.7 | | 65.5 j | 65.2 1 67.2 64.5 64.4 62.4 63.3 61.7 64.2 65.4 H-k o 100 100 100 H-» o 100 100 100 100 100 100 100 100 100 100 »—* o v〇 100 100 oc+κ+γ Si 漆 m 嗍 2 o 〇 〇 〇 o 〇 〇 o o o o o 〇 〇 〇 o o 〇 其他 U) o — 1—* K) Ui K) K) 5: ts) U) o U) to 平均晶 粒粒徑 (μιη) 【,2】緣涩窆 1316555 (2) (3) (4) 26 cu— 3.5xsi— 3XP— Ρ5ΧΞ + P5x【ii】 ou— 3.5xsi— 3XPI lboXAlHhaxMtn+0.5xor Cu丨 3.5xsi— 3XP— 0.5ΧΞ+95Χ鬥ii〕丨一 .8XA1 + axMn+ 0_5xcr : *銎燊^~錐繙(1) ： Cul3_5xsil3xp 1316555

l (―* Lh >—* Η-4 Η-* Κ) Η-* >—* I—ι ί—ι 109 1—ι g Η-ι Ο — — 〇 t—* S I—* s l—i — 75.6 79.3 72.8 74.7 76.1 76.2 79.8 82.7 82.5 86.0 79.5 69.3 70.3 73.0 70.2 n 合金化學成分(剩餘部分由Ζη及不可避免之雜質)(質量％) 3.18 4.05 2.35 2.95 3.07 3.12 4.05 2.25 2.56 4.12 2.10 2.64 3.08 3.98 4.45 0.0050 0.3000 0.1500 0.0500 0.0002 0.0003 0.0055 0.0120 _I 0.0290 0.0030 0.0170 0.0310 0.0150 0.0100 N 0.005 0.03 0.08 0.09 0.07 0.09 0.10 0.08 0.09 0.07 0.11 0.10 0.10 0.08 1 I I I I I I I I 1 1 1 1 1 Mg, B, C,Ti, REM 1 I I 1 I 1 I I I 1 1 1 1 1 Al, Mn, Cr 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 Sn，Sb, As 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 η ω n> r-· 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 蒙 1 ^Tj CD g 1—» ο ρ Η-k Ο Ιλ Η-* 00 350 300 k) ΟΝ U) 23.3 〇\ U) to 〇\ 00 b P/Zr 636 Η-» Ul Ό 15350 10400 VO U) Κ) Η-» U) Η-k 700 H-* Οϊ Lh 265 445 Si/Zr 2 U> U) K) Ν) U) Κ) U> Η-» 〇\ Si/P s /ρ·\ /-S /-1—s s r—s s 種類 關係式* 64.5 66.4 65.5 64.1 65.1 65.0 65.6 74.5 73.3 71.3 71.9 59.7 59.2 58.8 54.4 Η-^ Ο 100 Ο 100 Ο t—ι Ο 100 Ο ί—* Ο o Ό o in o α+κ+γ 相面積組織率 (%) ο Ο ο Ο ο Ο Ο ο ο o U) LTi 其他 350 200 200 150 600 500 2000 300 250 200 300 600 800 800 1500 平均晶 粒粒徑 (μιη) 【,3】 th,^± 1316555

淼 ti : *錾桊許卜^纈(1) ： Cu—3.5xsil3xp (2) ： cu—3.5xsi — 3xplo.5x【i】 + 0.5x【ii】 (3) " Cu 丨 3.5xsi — 3XPI 1.8XA1 + axMn+p5xor (4) ： Cul3.5xsi 丨 3xpl95x【i】+p5x【ii】ll.8XAl + axMn + 0.5xcr K> t-k K) H-k 1-» 119 H-* 00 117 116 76.5 72.9 70.1 76.6 85.8 70.2 3.05 3.45 2.77 3.05 U) 5.50 1.70 0.0150 0.0180 0.0170 0.0180 _1 0.0110 0.0060 0.08 0.15 0.08 0.09 0.10 0.08 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 麵 Sn: 0.6 1 1 1 1 1 1 Pb: 0.015 1 1 1 1 1 1 1 1 1 Ni:0.6 Fe:0.55 l 1 1 10.0 U) o 13.3 1 230 179 H-^ 500 i _i 283 1 to U) U) LO Lh LA K) t-k s /--V 65.6 60.4 60.2 64.9 65.4 66.3 64.0 ； 1 o υί 100 1-«1 〇 100 o K) 〇 〇 H-* 1500 400 500 600 400 200 200 I316555 首先，觀察相組織。 發明例No· 1〜ν〇·3及比較例No. 120與No. 121 ,其關 係式之值大致相同，比較探討該等之結果，顯示α相、<相 及γ相之合計面積率愈多，則平均晶粒粒徑愈小之傾向。而 月白為了達成本發明之目標物之平均晶粒粒徑約丨以 下之細化，使該等3相之合計面積率為8〇%以上是必要的。 又，發明例Νο·9與比較例Νο.103之各相組織，分別 不於圖1與圖2。圖1，係α相、κ相及丫相合計為1〇〇%， 且平均晶粒粒徑為15μιη之相組織。圖2，係α相、κ相及γ 相合计為60%，且存在有β相，而平均晶粒粒徑為8〇〇μιη 之相組織。 關於平均晶粒粒徑’參照表1及表2可明白，只要zr 之含有量、關係式之值、ot、κ及γ相之合計面積率滿足本 發明所規定之條件，則可製得於熔融固化後平均晶粒粒徑 細化至100μηι以下之鑄件。 比較例No· 101〜No. 104，係關係式之值小於6〇、且該 3相之合計面積率小於80%之例’而為平均晶粒粒徑非常 大者。 比較例No· 105〜No· 108，係關係式之值大於γ 1之例， 即使其他條件亦於本發明所規定之範圍内，平均晶粒粒徑 亦較200μιη大。 比較例No. 120及No. 121 ’係該3相之合計面積率小 於8 0 %之例’雖關係式之值接近於本發明所規定之下限值， 但平均晶粒粒徑之值為大於400μιη者。 29 1316555 比較例No.109未含Zr及p，而No.110及No.Ill， 則為Zr之含有量少於本發明所規定量之例。又，N〇 u〇及 No.lll，由於Zr之含量較少，故Si/Zr及p/Zr之值亦脫離 本發明之較佳範圍，而平均晶粒粒徑變得非常大。 比較例No.113〜No.115，係Zr之含有量多於本發明 所規定里之例，而顯示若Zr含有量超過〇.〇5%時，則反而 妨礙晶粒細化之結果。 又’落於關係式之較佳範圍64〜67之發明例（Cu、Si、 Zr、P及剩餘部份Zn)、與比較例Ν〇ιι〇〜Ν〇ιΐ5之平 均晶粒粒徑’將其與Zr含有量之關係作圖而示於圖9a及 圖9B。又，作圖時，將關係式之值限定於此範圍，係因若 如No. 1〜No.4及No. 15〜No.20脫離該等範圍時，則關係 式之值對平均晶粒粒徑會有很大的影響，故排除該影響以 進行評價之故。 比較例No. 11 5 ’係P含有量少於本發明所規定量之例。 又，比較例如.116與No.U7，係Si含有量脫離本發明之 規定之例。該等之平均晶粒粒徑為2〇〇μιη以上。 比較例Νο.118與Νο.119，皆顯示若雜質之Fe與犯 皆超過本發明所規定之範圍時，則平均晶粒粒徑變大。 分別將發明例之試料No_8(平均晶粒粒徑25μπ〇 、 比較例之試料Νο·115(平均晶粒粒徑35〇μη〇、N〇u〇(平 均晶粒粒徑50_)，由固相率4〇%、液相率6〇%之凝固 過程（半熔融狀態）所水冷之試樣進行蝕刻後之金屬組織， 分別示於圖10〜圖12。 30 1316555 凝固過程（溶融固化時）之試料版8,沒有生成樹枝 狀結晶臂’而呈圓形至橢圓形之形態，㈣於此，n〇 ii5 了 No. 11 〇之樹枝狀結晶則為樹枝狀之形態。如此，8， 係顯示晶核生成超過晶粒成《（樹枝狀結晶臂成長），而 達成晶粒細化（母材為半熔融狀態之液相）。 其係顯示，本發明之銅基合金，特別適於半固態鑄造， 只要固相為粒狀’ S、液相就不會受到太大之阻力，而可 遍布至模具的各個角落。 為了評價晶粒細化之本發明銅基合金鱗件之禱造性， 對表4所示之試料進行收縮測試（_ s㈣以吻㈣）， 調查内縮部分之形態及其附近有無氣孔、孔洞、多孔質部 位等缺陷。鑄造性之評價’如圖13A所示，内縮部分之形 態為平滑、且其最終凝固部中沒有產生氣孔等缺陷者呼價 為「良好」’如同B所示’内縮部分不為平滑、且最終 减固部中產生些許氣孔等缺陷者評價為「猶不良」，而如 同圖C所示’内縮部分之凹凸形狀顯著、且最終凝固部中 明顯產生氣孔等缺陷者則評價為「不良」，試驗結果示於 【表4】 試料No. --平均晶教教輕 6 -— 85μτη f人·、/尺J 9 15μιη __Pv _ 良好 102 --_ 80〇μιπ 不良 108 ---30〇μηι Ps. 不良 109 -_20〇〇“m 不良 1in 11U 500μιη 雜：C叙 113 200μιη _ 明个艮 稍不良 31 1316555 如表4所示，發明例1^〇.6與Ν〇·9顯示良好之鑄造性， 相對於此，若平均晶粒粒徑為2〇〇μιη以上時，鑄造性則顯 示稍不良或不良之結果。 又，將Νο.9與Νο·109試樣之觀察結果，分別示於圖 14與圖15。將圖14B、C與圖15B、C比較可明白，晶粒 細化之Νο·9幾乎無鑄造缺陷，相對於此，N〇 1〇9，至内部 之樹枝狀結晶臂之間隙中，可觀察到龜裂、多孔質部位、 多數之孔洞，縮孔大、且最終凝固部表面起伏大，顯示含 有鑄造缺陷。 其次，為了評價晶粒細化之本發明銅基合金鑄件的特 性，對試料 No_8、9、12、29、39、44、122、11〇、111 及 1 12測定機械性質（拉伸強度、耐力、延伸、疲乏強度）。 又，對試料No. 11〇、1 η及i 12進一步加熱至75(Γ(：， 以擠壓比9、加工率89%進行高溫擠壓加工，製成直徑 13.3mm之圓棒後，再對其測定平均晶粒粒徑與機械性質。 再者，將該等試料之高溫擠壓加工後之試料片，分別示為

No. 1 l〇a、No. 11 la 及 No. 112a 〇 機械性質之試驗’係由試料採取JIS z 2201所規定之 B號試驗片’以Amsler型萬能試驗機進行拉伸試驗，以 測心拉伸強度、耐力（〇 2% )、延伸及疲乏強度。試驗結 果示於表5。 32 1316555 【表5】 試料No. 平均晶粒粒徑 拉伸強度 0.2%耐力 延伸 疲乏強度 (μιη) (N/mm2) (N/mm2) (%) (N/mm2) 8 25(熔融固化後） 516 257 42 255 9 15(熔融固化後） 526 274 42 261 12 25 (熔融固化後） 520 263 40 257 29 25 (熔融固化後） 652 345 24 330 39 20 (熔融固化後） 525 271 30 252 44 30 (熔融固化後） 605 310 26 285 122 1500(熔融固化後） 388 184 15 159 110 500 (熔融固化後） 436 181 26 169 110a 30 (高溫加工後） 500 254 37 250 111 600 (熔融固化後） 433 174 24 155 111a 30 (高溫加工後） 498 251 36 248 112 150 (熔融固化後） 452 199 30 186 112a 20 (高溫加工後） 524 272 36 258

參照表5可知，晶粒細化之發明例No.8、9、12、29、 39及44，較比較例No. 122、1 10、1 11及112具更優異之 機械性質。其中，No.29及No.44由於含有A卜Μη，故較 其他發明例具更優異之機械性質。 將含有0.6%低熔點金屬Sn之Νο.39與No. 122相比， 可知機械性質，藉由添加Zr、P之晶粒細化之效果，可改 善強度、特別是可顯著改善延伸。

No.110〜No.112顯示，於熔融固化後之階段，晶粒粒 徑雖大，但藉由高溫擠壓加工可使晶粒細化至30μιη以下 為止。又，將晶粒以高溫擠壓加工細化後之機械特性，與 33 1316555 熔融固化後之本發明例大致同 度或反而更差。由該等結 果可明白’該機械特性，係佑左 依存於平均晶粒粒徑。因此， 可知於熔融固化階段使晶粒， m、，，田化之本發明之銅基合金鑄 件’即使未施以高溫加工，亦 疋可具備與施有高溫加工者同 程度之機械性質。 對表6所示之試料調查其耐钮性（侵钱、腐姓測試、 睨鋅腐蝕試驗及應力腐蝕龜裂試驗）。 焱蝕腐餘測4，係對由試料所裁切出之試樣，使用 口徑2腿之嘴嘴，將3(rc之3%食鹽水以um/s之流速喷 覆，經過48小時後測定腐蝕損失量。其結果示於表6。 脫鋅腐钱試驗，係根據ISQ㈣9，將由試料所取得之 試樣^’埋入盼樹脂，以砂紙（至·號為止）研磨試樣 表面後肖其於純水中進行超音波洗淨，並乾燥。將如此 製得之腐蝕試驗用試樣，浸潰於1〇%二水合氯化銅 (CUCl2 2H2〇 )之水溶液（i2.7g/l)中，於 75。(：保持 24 小時後，由水溶液中取出，測定該脫鋅腐蝕深度之最大值 (最大脫鋅腐蝕深度）。其結果示於表0。 應力腐蝕龜裂試驗，係根據JIS H3250，將由試料所 取^之片狀忒樣（寬度l〇mm、長度60mm、厚度5mm)， 折f成45度之v字狀（彎曲部半徑5mm)(施加拉伸殘 留應力），並且施以脫脂、乾燥處理後，保存於裝有12.5% 氣水（將氨以等量的純水稀釋者）之乾燥器内的氨環境氣 氣（25 C )中。將其保存（暴露）下述之既定時間後，將 試樣由乾燥器内取出，以10%之硫酸洗淨後，以放大鏡（1〇 34 1316555 倍）觀察試樣有無龜裂 氨環境氣氛中，於經過伴=果2不於表6。表6中’於 龜裂、但經過8小時_ /小時後之時點並無發現 “、時時無發現裂痕、但:過=:=χ」’於經過 「△」’而—時時無發為 【表6】 」

參照表6可知，晶粒細化之發明例Ν〇 8、9、1 $、42 及33,較比較例版103及U5具更優異之耐触性。又，ν〇42 及Νο.33,由於含有提升耐餘性之元素，故較其他發明例 於腐蝕損失量上特別優異。 將表7所示之試料之外周面，以附有真刀刀具（前角： — 6°、鼻端半徑R: 〇.4mm)之車床，以切削速度1〇〇m/分、 切入深度1.5mm、移動〇.llmm/rev之條件進行切削，以刀 具所附之三轴向切削動力計進行測定，並換算成切削主分 力。又，採取由切削所產生之切削屑，由其形狀判定切削 性之優良與否。亦即’切削屑為扇形片狀、或卷成半圈以 下之圓弧片者，係表示切削屑之處理性最佳，將此以◎表 35 1316555 示。而微細之針狀之切削屑’處理性雖良好但 車床等作業機械之阻害、或有刺入 ,.n * . 印杲員予扣之危險，故 ◦表不。另一方面，切削屬卷超過3圈之螺旋狀者，由 於會產生對切削處理性造成不良影響，且會發生切削屑纏 住刀具而損傷切削表面等不良情況，故以X表示。又，當 ^超過半圈、接近於！圈之圓弧狀至3圈以下之螺旋狀: 時，雖不會造成太大的影響，但切削屑之處理性不佳連 續切削時亦有纏住刀具而損傷切削表面之虞，故以△表 示。 又，關於表面粗糙度，Ry以接近理論表面粗糙度為理 想，不滿7·5μηι者以〇表示。又，為了得到可滿足工業利 用，Ry為7_5〜12μπι者以△表示，Ry超過12μπι時以χ 表示。 【表7】 試料No. 平均晶粒粒徑 切削主分力 切削屑之狀態 表面狀態 8 25 gm 118Ν ◎ 〇 36 3〇um 112Ν ◎ 〇 39 2〇um 114Ν ◎ 〇 103 800μιη 161Ν X △ 107 250μιη 185Ν X Δ 110 500μιη 121Ν ◎ △ 113 200um 135Ν △ 參照表7可知，晶粒細化之發明例ν〇.8、36及39， 較比較例No. 1 03、1 〇7、1 1 0及113具更優異之切削性。又’ Ν〇·36及No_39，由於含有提升切削性之元素，故較Νο·8 切削主分力為小。 36 Ϊ316555 於炼融固化時p τ A 粒細化之本發明之銅基合金，彻1 可適用於以下之構成構件。 金例如， •要求鑄造性、通 導電性、熱傳導性、高機械性晳> 般機械零件； 哪^生質之— •要求高度之露带k 写“+ 導電性、熱傳導性之電氣用端子、連接 及要求容易進行硬焊、料之電氣零件； 接 要求令易鑄造之計量儀器零件； 要求具優異機械性f之供水排水 金屬零件、日用品、雜貨品； 料建桌用 螺槳二硬度及具優異耐㈣、物性之船用 接金屬零件，f、闕轴、固定金屬零件、夾具、連 蜀+仵、門把、管插閂、凸輪。 •要求具高度之強度、硬度、耐隸性 套、蝸輪、臂、汽缸雯彼„产 押视 、π缸零件、閥座、不鏽鋼用軸承、泵葉輪； •要求具耐壓性、耐磨耗性、切削性之’ 、：輪、水龍頭、複合水龍頭、水管用Μ、接頭、 °紅塞、水表、止水塞、感應器零件 機零件、高厂堅間、刪力容器； m縮 求具優異硬度及财磨性之滑動零件、油璧汽紅、 心、齒輪、釣具用捲盤、飛機用卡閂； :要求具優異強度、耐蝕性、耐磨耗性之 配官用連接器； 矸怍 旦耐求適用於單純形狀之大型轉件、且具高強度、優 /、ί蝕性與耐磨耗性之化學用機械零件、工業用閥； 37 I316555 •要求接合強度、墊厚 哇之淡水化裝置等之熔接管 父換器管板、氣體配管用管 構件、熔接用材； 、加概、被覆、财韻性、鑄造 、供水管、熱交換器用管、熱 、彎頭、海洋用構造材、熔接 •要求具優異耐壓性、耐磨耗性、切削性之閥座（ shoe)、蓋形螺帽、頭座水龍頭零件； •要求具延展性、耐疲乏性、耐蝕性之滑動片軸承、 及要求具耐蝕性、耐海水性之熱交換器、熱交換器用管板、 參船舶用零件； •要求具優異切削性、延展性之轉軸等或其之構 材。 【圖式簡單說明】 圖1，係顯示發明例之試料No 9之相組織的顯 片（ 350倍）。 兄〜 圖2，係顯示比較例之試料N〇 1〇3之相組織的顯 照片（350倍）。 、、兄 圖3，係顯示發明例之試料N〇 9之橫截面金屬組織的 巨觀照片與顯微鏡照片（75倍）。 、 圖4 ’係顯示發明例之試料Νο· 1〇之橫截面金屬組織 的巨觀照片與顯微鏡照片（75倍）。 ' 圖5 ’係顯示發明例之試料No.6之橫截面金屬組織的 巨觀照片與顯微鏡照片（75倍）。 圖6 ’係顯示比較例之試料No. 112之橫截面金屬組織 的巨觀照片與顯微鏡照片（75倍）。 38 -1316555 圖7 ’係顯示比較例之試料N〇. 11 〇之橫截面金屬組織 的巨觀照片與顯微鏡照片（75倍）。 圖8 ’係顯示比較例之試料ν 〇 · 1 〇 3之橫截面金屬組織 的巨觀照片與顯微鏡照片（75倍）。 圖9Α’係顯示於64$ Cu~~ 3.5xSi — 3xPS 67之範圍内， Zr之含有量與平均晶粒粒徑之關係圖。 圖9B，係將圖9A之Zr含有量以對數尺標加以表示 之圖。 鲁圖10 ’係顯示發明例之試料No.8之樹枝狀結晶形態 之顯微鏡照片（75倍）。 圖11 ’係顯示比較例之試料No. 115之樹枝狀結晶形 態之顯微鏡照片（75倍）。 圖12，係顯示比較例之試料N〇.n()之樹枝狀結晶形 態之顯微鏡照片（75倍）。 圖13A〜圖13C，係顯示收縮測試（tatur shrinkage test)時之最終凝固部之示意圖，圖13A係評價為「良」、 籲圖1 3 C係s平價為「不良」、而圖1 3 B介於中間。 圖14A〜圖14C，係發明例之試料Ν〇·9之内面主要部 伤的截面圖，圖14Α係肉眼所觀察之照片、圖14Β為3 5 倍放大照片、圖14C為18倍放大照片。 圖15Α〜圖15C ’係比較例之試料Νο.109之内面主要 部份的截面圖，圖15Α係肉眼所觀察之照片、圖15Β為3 5 倍放大照片、圖15 C為18倍放大照片。 【主要元件符號說明】 益 39

Claims (1)

1. _6555

   差9.41438延·號專利申_幸申請專利範圍： 讀專利範圍替換本

   1. —種銅基合金鑄件，其特徵在於： 係以質量％計含有Cu: 69〜88%、si: 2〜5%、^: 〇 〜0·0«、Ρ:0·(Η 〜〇.25%，並且，滿 ^ 心 Cu、3. :3扣1之關係，剩餘部分由Zn及不可避免之雜質所x構 成1 ’且炫融固化後之平於a k A , 千勺曰日拉拉徑為ΙΟΟμιη以下，相組織

   相、κ相及γ相的面積率合計為8〇%以上。 2. —種銅基合金鑄件，其特徵在於： 係以質量％計含有Cu: 69〜88%、si: 2〜5%、^: 〇 •〇4/〇、p . 0.01〜〇25%，並且，含有選自由Mg:〇術 〜〇·2%、B : 0.003 〜〇·1%、c : 〇 〇〇〇2〜〇 〇1%、丁丨：_ 0.2%、及稀土類元素：〇 〇1〜〇 3%所構成群中之至少1 種元素，而令Mg及B所構成群為⑴、令〇丁丨及稀土類 凡素所構成群為[ii]時，滿足60$ Cu_ 3 5xSi— 3χρ_ 〇化⑴ + 0.5X[11] $ 71之關係，剩餘部分由Ζη及不可避免之雜質 所構成，且熔融固化後之平均晶粒粒徑為1〇〇μηι以下，相 組織中（X相、κ相及γ相的面積率合計為8〇%以上。 3. —種銅基合金鎿件，其特徵在於： 係以質量％計含有Cu: 69〜88%、Si: 2〜5%、Zr: 〇 〇〇〇5 〜〇.〇4%、P: 0.01〜〇.25% ’並且，含有選自由ai: 〇〇2 〜1.5%、Μη : 0.2〜4.0〇/〇及Cr : 0·01〜〇 2%所構成群中之 至少 1 種元素，且滿足 60SCu—3.5xSi~3xP — 1.8xAl+ax Mn+ 〇_5xCd 71之關係（其中，當Mn為〇 5%以上、且〇 2 xSdMnW.OxSi時，a=2，除此之外a=〇.5)，剩餘部 (S ) 40 ，1316555 分由Zn及不可避免之雜質所構成，且熔融固化後之平均 晶粒粒徑為1〇〇μιη以下，相組織中α相、κ相及丫相的面積 率合計為80%以上。 4 —種銅基合金鑄件，其特徵在於： 係以質量0/〇計含有 Cu: 69〜88。/〇、Si: 2〜5%、Zr: 0.0005 〜㈣％ ' P : 〇·〇!〜〇 25% ’並且，含有選自由: 〇賴 〜0.2%、B : 0.003 〜〇.1%、c : 〇 〇〇〇2〜〇 〇1%、Ti : 〇 〇〇1 φ〜〇.2%、及稀土類元素：〇·〇1〜0.3。/。所構成群中之至少i — 種兀素、以及選自由A1 ·· 0.02〜1_5°/。、Μη : 〇·2〜4.0%及 Cr: 〇.〇1〜0.2%所構成群中之至少i種元素，而令Mg及 B所構成群為⑴、令c、Ti及稀土類元素所構成群為[丨丨]時， —滿足 60各 Cu_ 3.5xSi 一 3χρ— 〇 5x[i]+ 〇 5x[ii]_ i 8χΑΐ+ 以 ' Mn+ 〇.5xCr$ 71之關係（其中，當Mn為0.5%以上、且〇.2 xSig Mng 2.〇xSi 時 ’ a = 2，除此之外 a== 0 5 )，剩餘部 分由Zn及不可避免之雜質所構成，且熔融固化後之平均 _晶粒粒徑為l〇〇Km以下，相組織中α相、κ相及丫相的面積 率合計為80%以上。 如申請專利範圍第丨 項之銅基合金鑄件，其進 一步包含：以質量計、選自由Sn: 讥：〇 〇2 〜〇.25%及As : 0_02〜〇.25%所構成群中之至少i種元素。 6·如申請專利範圍第2項之銅基合金鑄件，其進一步 包含：以質量計、選自由Sn: 0.1〜2.5〇/0、Sb : 25% 及As. 〇_〇2〜〇·250/〇所構成群中之至少j種元素。 7·如申請專利範圍第3項之銅基合金鱗件，其進一步 41 -1316555 包含：以質量計、選自纟Sn: 0.K5%、Sb : 〇 〇2〜〇 25% 及As : 0.02〜0.25%所構成群中之至少J種元素。 8.如申請專利範圍第4項之銅基合金鑄件，其進一步 包含：以質量計、選自由Sn: 〇」〜2 5%、讥：〇 〇2〜〇冰 及As: 0_02〜〇_25%所構成群中之至少1種元素。 〇

   9·如申請專利範圍帛丨至8項中任—項之銅基合金 鑄件，其進一步包含：以質量計、選自由Pb:0.004〜0.45%、 則：0.004 〜〇_45%、Se: 〇.〇3 〜〇 45%及 Te: 〇 〇1〜〇 45% 所構成群中之至少1種元素。 ° * 10·如中請專利範圍第i纟8項中任—項之銅基合金 鱗件，、中以質里比计，P/Zr為0.8〜25〇、為 〜6000 且 Si/P 為 12〜22〇。 中， Si/p 11.如申請專利範圍第9項之銅基合金鑄件，其 以質量比計’ P/Zr為0.8〜250、Si/Zr為80〜6000 : 為12〜220。 * I2.如申請專利範圍第1至8項中任一項之銅基合金 鑄件，其具有樹枝狀結日日日，而該樹枝狀結晶之f為已 之形態。 申μ專利範圍第1〇項之銅基合金鑄件，其具有 樹枝狀結晶，而該樹枝狀結晶之臂為已切斷之形態。 14.如申請專利範圍第1至8項中任-項之銅基合金 鱗件，其中’所含之雜質Fe及/或Ni，以質量％計，Fe為 〇.5%以下、Ni為0.5°/。以下。 1 5 .如申凊專利範圍第9項之銅基合金鑄件，其中， 42 •1316555 所含之雜質Fe及/或Ni，以質量％計，Fe為0.5%以下、Ni 為0.5 %以下。 16.如申請專利範圍第1至8項中任一項之銅基合金 鑄件，其中，Zr係0.0010〜0.0095%。 1 7.如申請專利範圍第1 0項之銅基合金鑄件，其中， Zr 係 0.0010〜0.0095% ° 十一、圖式： 馨 如次頁。

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