TWI467034B

TWI467034B - 可加工性銅基合金及其製作方法

Info

Publication number: TWI467034B
Application number: TW99110864A
Authority: TW
Inventors: Emmanuel Vincent; Natanael Dewobroto; Doris Empl; Vincent Laporte; Laurent Felberbaum; Andreas Rossoll; Andreas Mortensen
Original assignee: Swissmetal Ums Schweizerische Metallwerke Ag
Priority date: 2009-04-08
Filing date: 2010-04-08
Publication date: 2015-01-01
Also published as: EP2417275A1; TW201042060A; RU2011145017A; RU2508415C2; JP2012523493A; IL215607A0; WO2010115462A1; CA2759308A1; CN102439182A; KR20140042942A; US20120073712A1

Description

可加工性銅基合金及其製作方法

本發明係關於一種以銅、鎳、錫、鉛為主的合金及其製作方法。更特定言之，本發明係特別關於(但不限於此)一種以銅、鎳、錫、鉛為主的合金，其可輕易地進行車削、切割或碾磨加工。

以銅、鎳及錫為主的合金是目前已知且廣泛使用的合金。它們提供了優異的機械性質，且在應變硬化(strain-hardening)期間展現出很強的硬化性。它們的機械性質可藉由已知的加熱老化處理(如離相分解(spinodal decomposition))方式獲得進一步的改善。對含有15%鎳及8%錫(重量%)的合金(標準合金ASTM C72900)來說，其機械阻力可達1500 MPa。這些合金也提供良好的抗應力鬆弛性(stress relaxation resistance)，且在空氣中有高度抗蝕性(corrosion resistance)。

這些材料的另一項優點是它們具有優異的成型性，且結合了適宜的彈性，這是它們降伏應力(yield stress)高所帶來的特性。此外，這些合金提供了良好的抗蝕性及優異的抗熱鬆弛性(resistance to heat relaxation)。因此，即使在震動及高熱或應力之下，Cu-Ni-Sn彈簧也不會因為老化而失去它們的壓縮力。

這些有利的性質與良好的導熱性及導電性結合後，意味著這些材料可廣泛地用於製作電信業及汽車工業之高度可靠的連接器。這些合金也用於鐘錶及電氣或機電裝置，或作為電子組件的支撐物或用以製作承受高電荷的軸承摩擦表面。

這些合金通常是藉由加入鉛而獲得良好的可加工性，其中鉛係作為精細分散之夾雜物而分布於該合金基體中。然而，這類加入鉛的方式也會大大增加合金的熱脆性(warm shortness)，而這在製程及使用上方面都會引起問題。

Cu基合金在中間溫度(300℃-700℃)會失去延展性是一個長久以來的問題，R.V. Foulger與E. Nicholls(Metals Technology,3,pages 366-369(1976))及V. Laporte與A. Mortensen(International Materials Reviews，付印中(2009))都發表過評論。在這個溫度範圍內開始發生的晶界滑移(grain boundary sliding)會在晶界產生空隙及空腔，而且會使銅及其合金在正常情況下的延性斷裂(normally ductile fracture)變成粒間脆性破壞(intergranular brittle failure)。這個現象可以在純銅觀察到，但當使合金脆化或合金中有不純元素時，這個現象會更加顯著。而在超過這個關鍵範圍的更高溫度下，動態再結晶(dynamic recrystallization)會使延展性復原。

熔融的Pb夾雜物在這類Cu-合金中的存在可能會引起液態金屬脆化(liquid metal embrittlement，LME)，特別是在高應變率的情況下更是如此。同時，有報告顯示鉛含量低到18 ppm仍可使Cu-Ni合金的晶界脆化，而已暴露於於800℃之鉛氣當中的合金會以脆化的方式破壞，顯示鉛亦可引起固體晶界脆化；與LME相反的是，它在低應變率的時候會更加嚴重。其他已知會在Cu-合金中引起晶界脆化的元素是硫和氧。

因此，本發明之一目的係提出一種由一Cu-Ni-Sn-Pb-基合金所構成的金屬產物，其可克服至少部分先前技術的限制。

本發明之另一目的係提供一種由一Cu-Ni-Sn-Pb-基合金所構成之金屬產物，其具有更強的拉伸性質及良好的可加工性。

在本發明中，這些目的係藉由一包含獨立請求項之技術特徵、獨立請求項及本文所指之較佳具體實施態樣的系統及方法來達成。

這些目的也可藉由一種合金來達成，其中前述合金係於Cu中含有在1重量%與20重量%之間的Ni、在1重量%與20重量%之間的Sn、在0.5重量%與3重量%之間的Pb，且前述Cu占該合金之至少50重量%；而其特徵在於，該合金進一步含有在0.01重量%與5重量%之間的P或B或其組合。

在本發明之一具體實施態樣中，該合金進一步含有在0.01重量%與0.5重量%之間的P或B或其組合。

在本發明之一較佳具體實施態樣中，該合金包含9重量%的Ni、6重量%的Sn、1重量%的Pb。

本發明之合金之特徵在於，於800℃熱處理約1小時、繼於水或空氣中淬火後，於400℃測量所得降伏強度(yield strength)R_p0.2 及最大應力R_m 實質上分別高於180 MPa及333 MPa。該合金亦具有下列特徵：於800°C熱處理約1小時、繼於320℃老化約12小時後，測量所得之Hv硬度實質上高於190。

這些目的也可藉由一種由本發明之合金所構成之金屬產物的製作方法來達成，其包含下列步驟：取得前述合金之第一金屬塊，其具有一均質構造(homogeneous structure)；使前述合金於包含在690℃與880℃之間的溫度退火，使之均質化並改善該合金之冷成型性質；以在50℃/min與50000℃/min之間的冷卻速度進行冷卻，其係取決於前述合金之產物及組合物的水平寬度；以及冷成型。

本發明亦涵括一種由本發明之合金所構成之金屬產物、以及用本發明之方法所製作之金屬產物，該產物之特徵為：以標準ASTM C36000黃銅(standard ASTM C36000 brass)而言，其機械阻力包含在700-1500 N/mm² 之間，其Hv硬度包含在250與400之間，且其可加工性指數大於70%。

該可加工性金屬產物可在中間溫度(300℃-700℃)製得沒有裂隙、且具有優異的機械及拉伸性質的產物。

在本發明之說明書中，即使在文中並未特別提及，所有的%均表示重量%。

在本發明之一具體實施態樣中，Cu基合金包含在1重量%與20重量%之間的Ni、在1重量%與20重量%之間的Sn、而Pb的比例則可在0.1重量%與4重量%之間變動，剩下的部分實質上由Cu所構成，而該Cu基合金所包含之無可避免的不純物質一般係在500 ppm以下。

鉛本質上不溶於該合金中的其他金屬，所得產物將包含分散在Cu-Ni-Sn基體中的鉛顆粒。在加工操作中，鉛會有潤滑效果，並使裂片(slivers)碎裂。

引入合金中的鉛量係取決於想要達到多高的可加工性。一般來說，可引入高達數個重量百分比的鉛而不會改變合金在正常溫度下的機械性質。然而在鉛融點(327℃)以上，液態鉛會大大削弱合金。因此含鉛合金製作不易，一方面是因為它們非常容易裂，另一方面則是因為它們展現出一種含有一不理想的弱化相(weakening phase)的兩相晶體結構(two-phased crystallographic structure)。所以，在本發明之合金中，鉛含量較佳係在0.5重量%與3重量%之間或在0.5重量%與2重量%之間；又更佳者，係在0.5重量%與1.5重量%之間。

該合金組合物可進一步選擇性包含一種引入該組合物作為脫氧劑的元素(如Mn)，其量在0.1%與1%之間。該Cu合金亦可包含其他元素來取代Mn、或在Mn以外再加入其他元素，前述其他元素係如Al、Mg、Zr、Fe、或這些元素當中至少兩種的組合。這些元素的存在亦可改善Cu合金的離相硬化(spinodal hardening)。或者，可以使用預防Cu合金氧化的裝置。

在另一具體實施態樣中，本發明之合金所含有的部分Cu可以被其他元素(如Fe或Zn)以一定比例所取代，其中前述比例係如高達10%。

在本發明之又一另一具體實施態樣中，該Cu基合金含有至少0.01重量%的另一種合金元素，其係選自Al、Mn、Zr、P(磷)或B(硼)。或者，本發明之Cu基合金含有一至少兩種選自Al、Mn、Zr、P或B之其他元素的混合物，其量為至少0.01重量%。

在本發明之一較佳具體實施態樣中，該Cu基合金含有在0.01重量%與5重量%之間的P或B。

在本發明之更佳具體實施態樣中，該Cu基合金含有9重量%的Ni、6重量%的Sn、1重量%的Pb、以及在0.02%與0.5%之間的P或B。

之前已有關於加入P及/或B對Cu-Ni-Sn-Pb合金於中間溫度之機械性質有何影響的研究。為了達成此一目的，由純的組成分(預合金(pre-alloy)Cu3P及CuZr：99.5重量%，Al：99.9重量%，其他所有的成分：99.99重量%)在半連續鑄造單元(semi-continuous casting unit)(容量：30 kg)及氬的保護之下製備一由Cu基合金所構成的金屬產物，其中前述Cu基合約含：9重量%的Ni、6重量%的Sn、1重量%的Pb及約在0.02%與0.5%之間的P或B。

本發明對不同合金的組合物進行研究，並運用感應耦合電漿(inductively coupled plasma，ICP)分析進行測量後，將結果列於表1，這些組合物的單位為重量%，剩餘的部分是Cu。而Zr的值無法用ICP方法加以偵測。

將該金屬產物鑄造成直徑12 mm的圓棒，之後進行三步驟的模鑄，做成直徑7.5 mm。將這些標準尺寸為長度30 mm、直徑4 mm的圓棒狀拉伸測試樣本進行加工。將樣本在空氣中於800℃均質化1小時，並在水中淬火。

將C1及C2合金加入這項清單，以檢驗低含量的合金加入物是否也可以達到可加工性及高強度這樣的特性。與標示為B的合金不同的是，C1及C2合金樣本於800℃退火1小時後，是在空氣中冷卻。

第一圖及第二圖分別顯示本發明之含B(B4)及含P(B5)合金之金相切片的SEM顯微照片。B4及B5兩種合金顯示富含Ni、Sn、以及B或P當中之一的硬質第二相顆粒1，其係分別在將B或P加入Cu基合金時形成。當把Zr加入Cu基合金中時，也會形成富含Ni、Sn及Zr的硬質第二相顆粒1(未顯示)。第二相1要比該Cu基合金基體其餘部分來得硬。B4及B5合金也用晶粒大小來界定特徵，此處平均直徑實質上為35 μm，與其他不含B或P的合金相較之下，小了幾近兩倍。含較少B或P量的C1及C2合金也分別呈現第二相顆粒1，不過量較少(顯微照片未顯示)。第二相顆粒1係平均分布在微結構中，大小是幾微米。在第一圖及第二圖中，Pb夾雜物2顯示為白色。

表2報告了對B1至B5合金於800℃熱處理約1小時、繼於320℃老化約10及12小時後，測量所得的維氏硬度(Vickers hardness)(HV10)測試值。將這些測試值與A2合金所得之值進行比較，在硬度方面增加最多的是本發明之B4及B5合金。

表3報告了A1至B5合金樣本的降伏強度(R_p0.2 )及最大應力(R_m )值。這些值是藉由熱拉伸測試得出，即於800℃熱處理約1小時、繼於水或空氣中淬火後所得出的。拉伸測試是使用伺服液壓測試儀(servo-hydraulic testing machine)(MFL 100 kN)於400℃及應變率10^-2 s^-1 的條件下進行。將這些樣本在燈爐(lamp furnace)(Research Inc.,Model 4068-12-10)上快速加熱，在2分鐘內達到穩定的測試溫度，將加熱期間相變(phase transformation)的發生減到最低。因為快速加熱及高應變率的關係，於400℃維持不超過三分鐘後所得之樣本會有裂痕。

在CuNi9Sn6合金中加入鉛會使該合金顯著地脆化。與其他未加入P及/或B的含Pb合金A2至B3所得之值相較，本發明之B4及B5合金所得之降伏強度(R_p0.2 )及最大應力(R_m )值獲得改善。C1及C2合金降低了B(0.03重量%)及P(0.1重量%)，其於400°C所得之降伏強度及最大應力分別是160 MPa及約300 MPa，與A2至B3合金於該溫度所得之值相較，亦獲得了改善。

在前述熱拉伸測試中出現裂痕(fracture)後，對C1及C2合金的破碎樣本的縱切面進行SEM研究(未顯示)，顯現第二相顆粒1常位於鄰近Pb夾雜物2的地方(見第一圖及第二圖)，這是一項粒間破壞，表示裂痕沒有在更大的第二相顆粒1處集結(nucleate)。

表4就品質層面報告了合金A2至B5對淬火-裂縫形成的敏感性。在表4中，記號「+」代表出現了裂縫，而從「+」到「+++」，其數目及深度都有增加；而「0」代表沒有任何裂縫。淬火實驗係使用A2至B5合金之鑄件(as-cast)樣本來進行，首先將樣本於800℃熱處理1小時，並將樣本浸入室溫水浴、或者80℃或180℃的油浴中。之後目視檢查合金樣本表面有無裂縫。表4顯示本發明之B4及B5合金對淬火-裂縫形成是最不敏感的。

透過鑽孔測試(說明了切削速度、進料及晶片長度)，發現本發明之B4至C2合金的可加工性與其他不含P或B的合金相似。與其他A1至C2合金相較之下，發現B5合金的可加工性最佳。

前述結果顯示，該硬質第二相顆粒1不代表合金中粒閒空穴的較佳集結位置，但會防礙在沒有空穴集結的情況下產生晶界滑移(這是銅合金在中間溫度(300℃-700℃)脆化的主要原因)。此外，在本發明之含Zr、含B及含P合金(B3、B4、B5、C1、C2)中，Pb夾雜物2明顯容易落在臨接固體的含B或含P第二相沉澱物1的位置，且具有較為不規則、複雜的形狀。這可能會在中間溫度於熔融的鉛夾雜物2與及硬質第二相1之間造成低能量的界面，以至Pb「弄溼」了第二相顆粒1。這會增加使熔融的Pb夾雜物2變得不穩定所需的應力，延遲含B及含P合金斷裂，讓它們的強度更高，延展性更好，且可能改善其於中間溫度的拉伸性質。易言之，在Cu基合金中加入的元素(如P、B或Zr)會使硬質第二相1形成，它會與熔融的Pb接觸，且代表界面能量(interfacial energy)低，如此在施加應力的情況下可使顆粒穩定不變形。與A2及其餘的B系合金相較，B4及B5具有較高的拉伸性質(表2)，這一點也可用晶粒大小的差異(其中B及P係作為晶粒細化劑)及第二相1延展性較低所導致的承載差異來解釋。

本發明之B4、B5、C1及C2合金在很大的程度上顯然解決了加鉛改善CuNi9Sn6合金之可加工性所引起的中間溫度脆化問題。含鉛的B3至C2合金仍然保有他們容易加工的迷人特質。

在本發明之一具體實施態樣中，由本發明之Cu基合金所構成之可加工性金屬產物係藉由一包含連續或半連續鑄造製程的方法得出。在該方法中，一般係將一第一金屬塊擠壓成其直徑包含在如25 mm與1 mm之間。之後將該合金冷卻，如以壓縮過的空氣流或水噴霧或任一其他可以達到適當冷卻速度的方法，前述適當冷卻速度較佳為高到足以限制易碎的(fragilizing)第二相形成，同時快到足以預防破裂，將於下文中進行討論。

之後使第一金屬塊的材料接受一或多種冷成型操作，如輥壓(rolling)、拉線(wire-drawing)、拉伸成型(stretch-forming)、鎚打(hammering)、或任何其他冷變形(cold deformation)製程。在冷成型步驟之後，使第二金屬塊退火，一般是在直通式爐(through-type furnace)或可移蓋式爐(removable cover furnace)進行，退火溫度必須是在該合金為單相(one-phased)的範圍內。在本發明之Cu合金具有前述組合物之一的情況下，退火溫度係包含在690℃與880℃之間。使用退火步驟或熱均質化處理步驟來誘發延展性、並藉由使之均質化來細化(refine)結構、同時改善該合金的冷成型性質。

在本具體實施態樣的另一個版本中，係在冷成型製程之前使第二金屬塊接受退火或熱均質化處理步驟。

在該退火步驟中，第二金屬塊會發生至少部分再結晶，其中第二金屬塊內的新的無應變晶粒(strain-free grain)會集結及生長，而取代那些因內部應力而變形的晶粒。在退火步驟後，再次將第二金屬塊冷卻，其冷卻速度較佳為高到足以限制易碎的第二相形成，同時快到足以預防破裂。

可進行一或多個連續的冷成型製程步驟，依序得出具有理想直徑及形狀的金屬塊，其中各冷成型步驟係在退火及冷卻步驟之後進行。

在連續的冷成型、退火及冷卻步驟之後，可將最終金屬塊進行拉線或拉伸成型，成為最終直徑及/或形狀，而得出一可加工性產物。之後可對可加工性產物或加工後的物件進行最終的離相分解熱處理或硬化，以得出最理想的機械性質。後者的熱處理可以在最終加工之前或之後進行。

在壓出及/或退火處理之後的冷卻步驟必須要在一定的速度下進行，這個速度要慢到足以預防因冷卻期間溫差而產生之內部拘束力所導致的合金破裂情形，但又要快到足以限制兩相結構的形成。如果速度太慢，就可能會有大量的第二相出現。這個第二相非常脆弱，而且會大大降低合金的形變性(deformability)。要避免太大量的第二相形成，所需的關鍵冷卻速度係取決於該合金的化學，而鎳及錫的量越高，這個速度就越大。

此外，在冷卻期間，合金內部產生了過渡性內部拘束力(transitory internal constraint)。它們與金屬塊或產物表面與中心之間的溫差有關。若這些拘束力超過合金的阻力，合金就會破裂，再也無法使用。產物直徑越大，因冷卻而產生的內部拘束力就越高。因此，要避免破裂的關鍵冷卻速度係取決於產物直徑。在本發明之方法中，壓出及/或退火步驟之後的冷卻係於包含在50℃/min與50000℃/min之間的冷卻速度進行。

銅-鎳-錫合金的固化時間長，故在鑄造期間引起明顯的偏析(segregation)。在連續或半連續的鑄造製程中，可攪拌熔融合金而得出表面狀態及其內部性性質(如偏析及收縮)之規律性更強的鑄造金屬。此外，當熔融合金被熔融及進行鑄造時，會產生樹突結構(dendrite structure)，無法得出精細晶粒的合金。

可以電磁方式攪拌該銅合金，以攪動該熔融物。這樣的磁力可使該金屬塊產生足量的攪拌，而使偏析中心(segregation center)的數目減少，得出具有平均粒徑實質上低於5 mm之精細等軸晶(equiaxed crystal)的Cu基合金。

或者，可使用超音波裝置對該金屬塊中的熔融Cu合金進行機械式攪動，而在熔融材料中製造孔穴(cavitation)及聲流(acoustic streaming)。也可使用其他類型的機械式攪拌，如強制氣體混合(forced gas mixing)及物理混合(如振盪(oscillating)或搖動(shaking)該熔融合金)，或使用機械裝置(如轉子、螺旋槳或攪拌用間歇噴流)。或者，可將電磁攪拌與機械攪拌組合使用，或將超音波攪拌與機械攪拌組合使用。

在本發明之另一具體實施態樣中，該Cu基合金之第一金屬塊之直徑高達320 mm，係使用噴覆成型製程來製作，前述製程係如被稱為「Osprey」的方法及EP0225732專利所述的方法。在此，係使用尺寸在1-500微米大小範圍內之原子化顆粒，而可得出平均粒徑低於200微米之合金。可使用噴覆成型法得出一幾近均勻的微結構，其偏析程度降到最低。亦可用噴覆成型製程來製作其他類型的金屬塊，如具有四角形剖面之錠狀、碟狀或棒狀。熔融金屬或金屬合金顆粒的噴覆係在理想的大氣環境下進行，較佳為在惰性氣體環境下進行，如氮或氬。

或者，該金屬產物亦可藉由靜態小坯鑄造法(static billet casting method)或任一其他適當的方法得出。

該Cu基合金產物之特性為：在退火處理及冷卻步驟後於室溫測量所得之抗拉強度包含在700-1500 N/mm² 之間(700-1500 MPa)；在退火處理及冷卻步驟後測量所得之維氏硬度(HV10)包含在250與400之間；以及以標準ASTM C36000黃銅而言，其可加工性指數大於70%。此外，可輕易地對該Cu基合金產物進行加工，因為在車削時產生的碎片容易去除，有利於需要進行特別是車削、或易削(free-cutting)、沖壓、彎曲、鑽孔等步驟的加工操作。

本發明之Cu基合金產物有利於得出一具有下列形狀的產物：棒狀、線狀(環狀或其他任一輪廓外形(profile shape))、條狀(如軋帶(rolled strip))、板狀、錠狀、片狀等。該Cu基合金產物亦有利於製作一具有如高於700 N/mm² 之高彈性極限(elastic limit)之加工物件(如導電物件)的整體或部分，其中該加工物件係如連接器、機電物件、電話組件、彈簧等，或應用於如微力學(micromechanics)、鐘錶學(horology)、摩潤學(tribology)、航空學(aeronautic)等的微機械物件，或應用於任何其他各種範疇中的物件。

本發明之方法係使之得以製作一種含有高達數個重量百分比之Pb及在0.01%與0.5%之間之P及/或B的可加工性Cu-Ni-Sn基產物，其於製作過程中不會破裂，且具有優異的機械及拉伸性質。

1．．．第二相顆粒

2．．．Pb夾雜物

閱讀後附申請專利範圍及本文中以實施例來表達及以後附圖式來描述的內容將會更加理解本發明，其中：

第一圖表示本發明含B之Cu-Ni-Sn-Pb合金的金相切片(metallographic section)。

第二圖表示本發明之含P之Cu-Ni-Sn-Pb合金的金相切片。

1．．．第二相顆粒

2．．．Pb夾雜物

Claims

一種合金，其於Cu中含有在1重量%與20重量%之間的Ni、在1重量%與20重量%之間的Sn及在0.5%與3重量%之間的Pb，且前述Cu占該合金之至少50重量%；其特徵在於，該合金進一步含有在0.01重量%與5重量%之間的B或B與P之組合。
如申請專利範圍第1項所述之合金，其中前述合金進一步含有在0.01%與0.5重量%之間的B或B與P之組合。
如申請專利範圍第1或2項所述之合金，其中前述合金包含9重量%的Ni、6重量%的Sn、1重量%的Pb。
如申請專利範圍第3項所述之合金，其中於800℃熱處理約1小時、繼於水或空氣中淬火後，前述合金於400℃測量所得之降伏強度R_{p 0.2} 實質上高於180MPa。
如申請專利範圍第3項所述之合金，其中於800℃熱處理約1小時、繼於水或空氣中淬火後，前述合金於400℃測量所得之最大應力R_m 實質上高於333MPa。
如申請專利範圍第3項所述之合金，其中於800℃熱處理約1小時、繼於320℃老化約12小時後，前述合金測量所得之Hv硬度實質上高於190。
如申請專利範圍第1項所述之合金，其中於800℃熱處理約1小時、繼於水或空氣中淬火後，前述合金包含一第二相(1)，且前述第二相(1)含有Ni、Sn、以及B或P當中之一。
一種由如申請專利範圍第1至7項中任一項所述之合金所構成之金屬產物的製作方法，該方法包含下列步驟：a)取得前述合金之第一金屬塊，其具有一均質構造； b)使前述合金於包含在690℃與880℃之間的溫度退火，使之均質化並改善該合金之冷成型性質；c)以包含在50℃/min與50000℃/min之間的冷卻速度進行冷卻，其係取決於前述合金之產物及組合物的水平寬度；以及d)冷成型。
如申請專利範圍第8項所述之方法，其中申請專利範圍第8項之步驟a)係一連續鑄造製程，用來擠壓形成前述合金之第一金屬塊，而前述合金之第一金屬塊的直徑係在25mm與1mm之間。
如申請專利範圍第8項所述之方法，其中在前述第一金屬塊中的合金係以電磁或機械的方式攪拌，以得出前述合金，該合金具有等軸晶粒，其平均粒徑實質上低於5mm。
如申請專利範圍第8項所述之方法，其中申請專利範圍第8項之步驟a)為一噴覆成型製程，且其中前述第一金屬塊成型後之直徑高達320mm，且其平均粒徑低於200微米。
如申請專利範圍第8項所述之方法，其中前述冷成型步驟包含一輥壓、拉線、拉伸成型、鎚打製程。
一種由如申請專利範圍第8至12項中任一項所述之方法所得出之金屬產物，其中：於申請專利範圍第8項之b)及c)的退火及冷卻步驟後，前述金屬產物於室溫測量所得之拉伸強度係包含在700與1500MPa之間。
如申請專利範圍第13項所述之產物，其中於申請專利範圍第8項之b)及c)的退火及冷卻步驟後，該產物之Hv硬度包含在250與400之間。
如申請專利範圍第13項所述之產物，其中以標準ASTM C36000黃銅(standard ASTM C36000 brass) 而言，前述產物之可加工性指數大於70%。
如申請專利範圍第13項所述之產物，其中前述產物之形狀為桿狀、線狀、條狀、板狀、錠狀、片狀。
如申請專利範圍第13項所述之產物，其中前述產物係用以製作加工導電物件之整體或部分、或用以製造機械或微機械物件。