WO2006016624A1 - 銅合金 - Google Patents

銅合金 Download PDF

Info

Publication number
WO2006016624A1
WO2006016624A1 PCT/JP2005/014691 JP2005014691W WO2006016624A1 WO 2006016624 A1 WO2006016624 A1 WO 2006016624A1 JP 2005014691 W JP2005014691 W JP 2005014691W WO 2006016624 A1 WO2006016624 A1 WO 2006016624A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
copper alloy
mass
phase
less
valve
Prior art date
Application number
PCT/JP2005/014691
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Keiichiro Oishi
Original Assignee
Sanbo Shindo Kogyo Kabushiki Kaisha
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
Application filed by Sanbo Shindo Kogyo Kabushiki Kaisha filed Critical Sanbo Shindo Kogyo Kabushiki Kaisha
Priority to AU2005272376A priority Critical patent/AU2005272376B2/en
Priority to US10/597,454 priority patent/US7909946B2/en
Priority to ES05770520T priority patent/ES2378874T3/es
Priority to CA2563097A priority patent/CA2563097C/en
Priority to AT05770520T priority patent/ATE537275T1/de
Priority to JP2006531701A priority patent/JP4095666B2/ja
Priority to BRPI0509025-3A priority patent/BRPI0509025B1/pt
Priority to EP05770520A priority patent/EP1777308B9/en
Publication of WO2006016624A1 publication Critical patent/WO2006016624A1/ja

Links

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
    • C22C9/04—Alloys based on copper with zinc as the next major constituent
    • A—HUMAN NECESSITIES
    • A61—MEDICAL OR VETERINARY SCIENCE; HYGIENE
    • A61P—SPECIFIC THERAPEUTIC ACTIVITY OF CHEMICAL COMPOUNDS OR MEDICINAL PREPARATIONS
    • A61P11/00—Drugs for disorders of the respiratory system
    • A61P11/06—Antiasthmatics
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D21/00—Casting non-ferrous metals or metallic compounds so far as their metallurgical properties are of importance for the casting procedure; Selection of compositions therefor
    • B22D21/02—Casting exceedingly oxidisable non-ferrous metals, e.g. in inert atmosphere
    • B22D21/022—Casting heavy metals, with exceedingly high melting points, i.e. more than 1600 degrees C, e.g. W 3380 degrees C, Ta 3000 degrees C, Mo 2620 degrees C, Zr 1860 degrees C, Cr 1765 degrees C, V 1715 degrees C
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D21/00—Casting non-ferrous metals or metallic compounds so far as their metallurgical properties are of importance for the casting procedure; Selection of compositions therefor
    • B22D21/02—Casting exceedingly oxidisable non-ferrous metals, e.g. in inert atmosphere
    • B22D21/025—Casting heavy metals with high melting point, i.e. 1000 - 1600 degrees C, e.g. Co 1490 degrees C, Ni 1450 degrees C, Mn 1240 degrees C, Cu 1083 degrees C
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D27/00—Treating the metal in the mould while it is molten or ductile ; Pressure or vacuum casting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C22C1/03—Making non-ferrous alloys by melting using master alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/06—Making non-ferrous alloys with the use of special agents for refining or deoxidising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
    • C22C30/02—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
    • C22C30/06—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent containing zinc
    • 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
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a Cu-Zn-Si based copper alloy having excellent properties such as forgeability, mechanical properties (strength, ductility, etc.), corrosion resistance, wear resistance, and machinability. .
  • copper alloys are known to have improved yield strength due to refinement of crystal grains, and the strength is based on the Hall-Betch law, which is the reciprocal of the crystal grain size. It is said to improve in proportion to 1 Z-square.
  • the crystal grain size of the copper alloy is refined, generally, (A) when crystal grains are refined when the copper alloy is melt-solidified, and (B) copper after melt-solidification
  • deformation processing such as rolling or heat treatment
  • the accumulated energy such as strain energy becomes the driving force and crystal grains
  • Zr is known as an element that effectively acts on the refinement of crystal grains.
  • Japanese Examined Patent Publication No. 38-20467 examines the average grain size after solution treatment of a copper alloy containing Zr, P, and Ni, followed by cold working at a processing rate of 75%. 280 / zm force when Zr is not included, 170 ⁇ ⁇ (contains ⁇ : 0.05 mass%), 50 ⁇ ⁇ (contains ⁇ : 0.13 mass%), 29 ⁇ ( ⁇ :: 0.22 mass% contained), 6 m (Zr: 0.889 mass% contained), and teaches that it is refined in proportion to the increase in Zr content. In this publication, it is proposed to contain 0.05 to 0.3 mass% of Zr in order to avoid the adverse effects due to excessive Zr content.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Publication No. 38-20467
  • Patent Document 2 Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2004-233952
  • the crystal grains are refined by the method (A) when the copper alloy is melted and solidified.
  • Zr in the melt-solidification stage is greatly affected by other elements and their contents, so even if the Zr content is increased, It is not always possible to obtain the effect of crystal grain refinement corresponding to the increased amount.
  • Zr has a very strong affinity with oxygen, so when Zr is added by dissolution in the atmosphere, it easily becomes an oxide and has a very poor yield. For this reason, even if the amount contained in the product after forging is very small, it is necessary to input a considerable amount of raw material at the filling stage. On the other hand, if the amount of oxides generated during dissolution is too large, the oxides are likely to be caught at the time of pouring, and there is a risk of producing forging defects. In order to avoid the formation of oxides, it is possible to perform dissolution and fabrication in a vacuum or in an inert gas atmosphere, but this leads to high costs. Further, since Zr is an expensive element, it is preferable to keep the addition amount as small as possible from the economical viewpoint.
  • Si contributes to the improvement of mechanical properties and the like, but on the other hand, cracks and nests tend to occur during melting and solidification, and the shrinkage nest is large. There is a problem that flaws such as blow holes tend to occur. The main reason for this is that as the Si content increases, the solidification temperature range (difference between the liquidus temperature and the solidus temperature) becomes wider and the thermal conductivity deteriorates.
  • the present invention has been made in view of the above points, and by refining crystal grains, copper alloy characteristics such as forgeability, mechanical characteristics, corrosion resistance, machinability, and workability are greatly improved.
  • An object of the present invention is to provide a Cu—Zn—Si based copper alloy that can be improved, and to provide a method capable of producing the copper alloy satisfactorily.
  • the present invention proposes the following copper alloy that achieves the above object and a method for producing the same.
  • the present invention firstly, 01: 69-88111 & 55% (preferably 70-84111 & 55%, more preferably 71.5-79.5 mass%, optimally 73-79mass%), Si: 2 to 5 mass% (preferably 2.2 to 4.8 mass%, more preferably 2.5 to 4.5 mass%, optimally 2.7 to 3.7 mass%), and Zr: 0.005 to 0.04 mass% (preferably 0.0008 to 0.029 mass%, more preferably 0.001 to 0.019 mass%, still more preferably 0.0025 to 0.014 mass%, optimally 0.004 to 0.00.
  • first copper alloy a copper alloy that satisfies the following conditions (1) to (7) (hereinafter referred to as “first copper alloy”).
  • first copper alloy a copper alloy that satisfies the following conditions (1) to (7)
  • condition (17) it is preferable to satisfy the condition (17) in addition to these conditions.
  • the present invention has a composition in which one or more elements selected from Sn, As and Sb are further contained in the constituent elements of the first copper alloy, Cu: 69 to 88 mass % (Preferably 70-84 mass%, more preferably 71.5-79.5 mass%, optimally 73-79 mass%) and Si: 2-5 mass% (preferably 2.2-4.8 mass%, more Preferably 2.5 to 4.5 mass%, optimally 2.7 to 3.7 mass%) and Zr: 0.0005 to 0.04 mass% (preferably 0.0 008 to 0.029 mass%, more preferably ⁇ ⁇ 0. 001 ⁇ 0.019mass%, more preferably ⁇ or 0.
  • a copper alloy comprising one or more elements selected from 25 ma ss% (preferably 0.03 to 0.15 mass%) and Zn: the balance, and satisfying the following conditions (1) to (7)
  • the second copper alloy it is preferable that the following conditions (10) to (15) are satisfied in addition to the above conditions.
  • the second copper alloy requires cutting, it is preferable to satisfy the condition (17) in addition to these conditions.
  • the present invention has a composition in which one or more elements selected from Al, Mn, and Mg are further contained in the constituent elements of the first copper alloy, Cu: 69 to 88 mass% (preferably 70-84 mass%, more preferably 71.5-79.5 mass%, optimally 73-79 mass%) and Si: 2-5 mass% (preferably 2.2-4.8 mass%, More preferably 2.5 to 4.5 mass%, optimally 2.7 to 3.7 mass%) and Zr: 0.0005 to 0.04 mass% (preferably 0.0 008 to 0.029 mass%, More preferably ⁇ or 0.001 to 0.019 mass%, more preferably ⁇ or 0.0014 to 0.014 mass%, optimally 0.004 to 0.005 mass%), P: 0.01 to 0.25 mass % (Preferably 0.02 to 0.2 mass%, more preferably 0.03 to 0.16 mass%, optimally 0.04 to 0.12 mass%), and A1: 0.02 to: L 5 mass% (Preferably 0.1 to 1.2 mass%), Mn:
  • the present invention further includes one or more elements selected from Sn, As and Sb and one or more elements selected from Al, Mn and Mg as constituent elements of the first copper alloy.
  • Zr 0.0005 ⁇ 0.04mass% (preferably 0.0008 ⁇ 0.029mass%, more preferably ⁇ or 0.001 ⁇ 0.019mass 0/0, more preferably ⁇ or 0.0025 ⁇ 0.014mass%, optimally P: 0.01 ⁇ 0.25mass% (preferably 0.02 ⁇ 0.2mass%, more preferably 0.03 ⁇ 0.16mass%, optimally 0.04 ⁇ 0.12mass) and%), Sn: 0.05 ⁇ :. . L 5mass 0/0 ( preferably ⁇ or 0. 1 ⁇ 0 9mass 0/0, more preferably ⁇ or 0. 2 ⁇ 0 7ma ss 0/0, optimally ⁇ or 0 .
  • the fourth copper alloy U
  • the fourth copper alloy it is preferable to satisfy the following conditions (10) to (15) in addition to the above conditions. In addition to these conditions, when the fourth copper alloy requires cutting, it is preferable that the condition (17) is further satisfied.
  • the present invention has a composition in which one or more elements selected from Pb, Bi, Se and Te are further included in the constituent elements of the first copper alloy, Cu: 69 to 88 mass% (preferably 70 to 84 mass%, more preferably 71.5 to 79.5 mass%, optimally 73 to 79 mass%) and Si: 2 to 5 mass% (preferably 2.2 to 4.8 mass%) More preferably 2.5 to 4.5 mass%, optimally 2.7 to 3.7 mass%) and Zr: 0.0005 to 0.04 mass% (preferably 0.0008 to 0.029 mass%, more preferably 0.001). ⁇ 0.019mass%, more preferably 0.0025 ⁇ 0.014mass%, the optimum 0.004 ⁇ 0.0095Mass% in), P:..
  • 0.01 ⁇ 0 25mass 0/0 preferably ⁇ or 0.02 ⁇ 0 2mass 0/0, more preferably ⁇ or 0.03 to 0.16 mass%, optimally 0.04 to 0.12 mass%) and Pb: 0.005 to 0.45 mass% (preferably 0.005 to 0.2 mass%, more preferably 0.005 to 0.1 lmass%), Bi : 0.005 to 0.45 mass% (preferably ⁇ or 0.005 to 0.2 mass%, more preferably ⁇ or 0.005 to 0. lmass%), Se: 0.0 3 to 0. 45mass 0/0 (preferably ⁇ or 0.05 ⁇ 0. 2mass 0/0, more preferably ⁇ or 0.05 ⁇ 0.
  • a copper alloy consisting of the remainder and satisfying the following conditions (1) to (8) (hereinafter referred to as “5th copper alloy”) is proposed.
  • the fifth copper alloy it is preferable that the following conditions (9) to (16) are satisfied in addition to the above conditions. Further, when the fifth copper alloy requires cutting, it is preferable to satisfy the condition (17) in addition to these conditions.
  • the present invention comprises a composition in which one or more elements selected from Sn, As and Sb are further contained in the constituent elements of the fifth copper alloy, Cu: 69 to 88 mass% (preferably 70-84 mass%, more preferably 71.5-79.5 mass%, optimally 73-79 mass%) and Si: 2-5 mass% (preferably 2.2-4.8 mass%, more preferably 2 5 to 4.5 mass%, optimally 2.
  • Zr 0.005 to 0.04 mass% (preferably 0.0 008 to 0.029 mass%, more preferably ⁇ or 0 001 ⁇ 0.019mass%, more preferably ⁇ ma 0.0025 ⁇ 0.014mass%, optimally 0.004 ⁇ 0.053mass%) and P: 0.01 ⁇ 0.25 mass% (preferably 0 02 to 0.2 mass%, more preferably 0.03 to 0.16 mass%, optimally 0.04 to 0.12 mass%), and Pb: 0.005 to 0.45 mass% (preferably 0.
  • the present invention has a composition in which one or more elements selected from Al, Mn, and Mg are further included in the constituent elements of the fifth copper alloy, Cu: 69 to 88 mass% (preferably 70-84 mass%, more preferably 71.5-79.5 mass%, optimally 73-79 mass%) and Si: 2-5 mass% (preferably 2.2-4.8 mass%, More preferably 2.5 to 4.5 mass%, optimally 2.7 to 3.7 mass%) and Zr: 0.0005 to 0.04 mass% (preferably 0.0 008 to 0.029 mass%, More preferably ⁇ or 0.001 to 0.019 mass%, more preferably ⁇ or 0.0014 to 0.014 mass%, optimally 0.004 to 0.005 mass%), P: 0.01 to 0.25 mass % (Preferably 0.02 to 0.2 mass%, more preferably 0.03 to 0.16 mass%, optimally 0.04 to 0.12 mass%) and Pb: 0.005 to 0.45 mass% (Preferably 0.005 to 0.2 mass%, more preferably 0.45 mass% (Prefer
  • the present invention further includes, as a constituent element of the fifth copper alloy, one or more elements selected from Sn, As and Sb and one or more elements selected from Al, Mn and Mg. 01: 69-88111 & 55% (preferably 70-84111 & 55%, more preferably 71.5-79.5 mass%, optimally 73-79mass%), Si: 2 ⁇ 5mass% (preferably 2.2 ⁇ 4.8mass%, more preferably 2.5 ⁇ 4.5mass%, optimally 2.7 ⁇ 3.7mass%) and Zr: 0.0005 ⁇ 0.04mass % (preferably 0. 0008 ⁇ 0. 029mass%, more preferably ⁇ or 0. 001 ⁇ 0.
  • 019mass 0/0 more preferably ⁇ or 0. 0025 ⁇ 0. 014mass%, optimally ⁇ or 0.004 to 0 0095 mass%) and P: 0.01 to 0.25 mass% (preferably 0.02 to 0.2 ma . ss%, more preferably 0. 03 ⁇ 0 16mass%, and optimally 0. 04 ⁇ 0 12mass%), Pb: .. 0 005 ⁇ 0.45mass 0/0 ( preferably ⁇ or 0.005 to 0. . 2mass 0/0, more preferably ⁇ or 0. 005 ⁇ 0 lmass%), Bi :.. 0 005 ⁇ 0.45mass% ( preferably 0.
  • [a] indicates the content value of the element a, and the content of the element a is expressed by [a] mass%.
  • the Cu content is [Cu] mass%.
  • [b] indicates the content value according to the area ratio of phase b, and the content (area ratio) of phase b is expressed in [b]%.
  • the ex phase content (area ratio) is expressed in [ ⁇ ]%.
  • the area ratio which is the content of each phase b, is measured by image analysis. Specifically, a 200-fold optical microscope tissue is obtained with image processing software “WinROOF” (Tech Jam Co., Ltd.). This is the average value of the area ratio measured in three fields of view.
  • the average crystal grain size in the macro structure at the time of melting and solidification is 200 ⁇ m or less (preferably 150 ⁇ m or less, more preferably 100 ⁇ m or less, optimally 50 ⁇ m or less).
  • the average crystal grain size in the macrostructure (or microstructure) at the time of melting and solidification is the forging (die forging, sand forging, horizontal continuous forging, upward (upcast), semi-molten forging, semi-molten forging.
  • the term “federated product” or “forged product” means a product that is completely or partially dissolved and solidified, and is used for ingots and slabs for rolling and extrusion.
  • Billets such as sand molds, mold molds, low pressure molds, die casts, lost wax, semi-solid molds (eg thixocasting, rheocasting), semi-molten moldings, squeeze, Centrifugal forging, continuous forging (for example, horizontal continuous forging, upward, up-cast bar, hollow bar, deformed bar, deformed hollow bar, coil, wire, etc.), melt forging (directly Forging), thermal spraying, overlaying, lining, overlaying.
  • welding should be understood as being included in porcelain in a broad sense, because it is a process in which part of the base metal is melted, solidified, and joined together.
  • the primary crystal at the time of melting and solidification is an ⁇ phase.
  • the ⁇ phase of the matrix is finely divided, and the ⁇ phase and the cocoon or cocoon phase are uniformly dispersed in the matrix.
  • the average crystal grain size of the solid phase is 150 m or less (preferably 100 m or less, more preferably 50 m or less, optimally 40 m or less) and Z or the average maximum length of the solid phase is 200 m or less (preferably 150 m or less, more preferably 100 ⁇ m or less, optimally 80 ⁇ m or less).
  • the average particle size of the Pb particles or Bi particles is preferably 1 ⁇ m or less (however, the maximum particle size should not exceed 3 ⁇ m (preferably 2 ⁇ m)).
  • the chip generated when cutting under the rev. condition is a trapezoidal or triangular small piece shape (Fig. 5 (A)), a tape shape (Fig. 5 (B)) with a length of 25mm or less, or a needle shape (Fig. (C))).
  • Cu is a main element of the copper alloy, and is corrosion resistance (dezincification corrosion resistance, stress corrosion cracking resistance) and machine as an industrial material. It is necessary to contain 69mass% or more in order to secure the desired characteristics. However, if the Cu content exceeds 88 mass%, the strength and wear resistance are lowered, and there is a possibility that the effect of refining crystal grains by co-addition of Zr and P, which will be described later, is hindered. Considering these points, the Cu content needs to be 69-88 mass%, and it is preferable to be 70-84 mass%. 71. 5-79. 5 mass% is more preferable. It is best to set it to 73-79 mass%.
  • Zn is a main element of the copper alloy, lowers the stacking fault energy of the alloy, causes peritectic reaction, and melts and solidifies.
  • improvement of melt flowability and melting point reduction, prevention of Zr oxidation loss, improvement of corrosion resistance and machinability, tensile strength, resistance to strength, impact strength It works to improve mechanical strength such as strength and fatigue strength.
  • the Zn content is the remainder after subtracting the content of each constituent element.
  • the stacking fault energy of the alloy is lowered, and the composition range affecting the peritectic reaction is widened. It is an element that exerts an excellent crystal grain refining effect. The effect is effective when the added amount is 2% or more. However, even if Si is added in excess of 5%, the grain refining effect due to co-addition with Cu and Zn is saturated, Tends to decrease, and further decreases ductility. On the other hand, if the Si content exceeds 5%, the thermal conductivity is lowered, the solidification temperature range is widened, and the forgeability may be deteriorated.
  • Si has the effect of improving the fluidity of the melt, preventing acidity of the melt and lowering the melting point. It also has the effect of improving corrosion resistance, particularly dezincification corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance. Furthermore, it contributes to improvement of machinability and mechanical strength such as tensile strength, resistance to strength, impact strength and fatigue strength. These acting forces create a synergistic effect on the refinement of crystal grains.
  • the Si content must be 2 to 5 mass%, provided that (1) is satisfied, and 2.2 to 4.8 mass ss. It is preferable to set it to 2.5% to 4.5%, and it is optimal to set it to 2.7 to 3.7 mass%.
  • Zr and P are co-added for the purpose of refining the crystal grains of the copper alloy, in particular, refining the crystal grains during melting and solidification. .
  • Zr and P alone, as well as other general additive elements, can only slightly refine copper alloy crystal grains, but they are extremely effective in coexistence. It will function.
  • Such a crystal grain refining function is exhibited when Zr is 0.0005 mass% or more, is effectively exhibited by 0.0008 mass% or more, and is prominently exhibited by 0.001 mass% or more. It will be more prominent when it is greater than 0.025 mass%, very prominent when it is greater than 0.004 mass%, and P will be demonstrated when it is greater than 0.01 mass%, and it will be more prominent when it is greater than 0.02 mass%. , 0.003 mass% or more, and more prominently, and 0.004111 & 33% or more, it will be very prominent.
  • the amount of Zr and P required to effectively exert a powerful function must be 0.04 mass% or less for Zr and 0.25 mass% or less for P.
  • Zr and P do not interfere with the alloy characteristics exhibited by other constituent elements as long as the amount of the additive added is a minute amount set in the above range, for example, when Sn is contained.
  • ⁇ The high Sn concentration portion that is preferentially distributed to the phases can be distributed uniformly in the matrix instead of being continuous.
  • Zr has a very strong affinity for oxygen, when it is melted in the atmosphere or when scrap material is used as a raw material, it easily becomes an oxide or sulfide of Zr. If excessive Zr is added, the viscosity of the molten metal will be increased, and forging defects will occur during the forging due to the inclusion of oxides and sulfides, and blow holes and microporosity will easily occur. In order to avoid this, it is possible to dissolve and forge in a vacuum or a completely inert gas atmosphere. In this way, the versatility is lost, and the cost of copper alloys that add Zr exclusively as a refined element is greatly increased. Become.
  • the added amount of Zr that does not form oxides and sulfides it is preferable to keep the added amount of Zr that does not form oxides and sulfides to 0.029 mass% or less, and more preferably 0.019 mass% or less. It is most preferable to set it to 0.04 mass% or less, and it is optimal to set it to 0.053 mass%. If the amount of Zr is set within this range, when the copper alloy is dissolved in the air as a reusable material without adding a new virgin material, In this case, the production of Zr oxides and sulfides is reduced, and it is possible to obtain healthy first to eighth copper alloys composed of fine crystal grains again.
  • an intermetallic compound of Zr, P (for example, ZrP, ZrP) is generated, and the nucleation rate of the oc phase is [?] 7 [21:] value ⁇ is 0.7-200
  • the co-addition ratio fl of Zr and P is an important factor in achieving finer crystal grains. If fl is within the above range, crystal nucleation during melting and solidification greatly exceeds crystal growth. become.
  • the solid phase becomes such an ellipse, the gas will easily escape, and it will have resistance to cracking due to solidification shrinkage when solidified, and it will also be able to smoothly contract, such as strength at normal temperature and corrosion resistance. It also has a positive effect on various properties.
  • the solid phase is a fine elliptical shape, it has good fluidity and is optimal for the semi-melt solidification method, and if the fine elliptical solid phase and melt remain at the final stage of solidification, it is complicated. Even if the mold has a simple shape, the solid phase and the melt are sufficiently supplied to every corner, so that it is possible to produce a porcelain having an excellent shape. That is, molding is performed up to two-nave.
  • the relational expression fO plays an important role, and the upper limit of fO is mainly related to the scale given to the size of the crystal grains after melt-solidification and the peritectic reaction.
  • the lower limit value of fO mainly relates to the size of the crystal after melting and the boundary value of whether the primary crystal is a phase.
  • melt solidification phenomena naturally depends on the cooling rate. That is, in the quenching cooling rate of power ° CZ seconds or more orders, perform nucleation of crystals, because the absence of time there is a possibility that the crystal grains are not refined, conversely, 10_ 3 ° CZ seconds or less At a slow cooling rate of the order, crystal growth or coalescence of crystal grains is promoted, so that the crystal grains may not be refined. In addition, since the equilibrium state is approached, the composition range that affects the peritectic reaction is also reduced. More preferably, the cooling rate in the melt-solidification stage is in the range of 10 — 2 to 10 4 ° C / second, and most desirably in the range of 10 — 1 to 10 3 ° C / second.
  • the j8 phase produced by the peritectic reaction has the effect of suppressing grain growth, but further, the ⁇ phase and the Z or ⁇ phase are precipitated and produced by the reaction in the solid phase without the j8 phase disappearing at high temperatures.
  • Them Increasing the proportion of the phase not only suppresses crystal growth, but also makes the ⁇ crystal grains finer.
  • the ⁇ and ⁇ phases formed of Cu-Zn-Si alloys with the composition range specified in the present invention are Si-rich hard phases.
  • ⁇ and ⁇ phases are stresses during cutting. It becomes a concentrated source, producing thin shear-type chips, and obtaining divided chips. At the same time, the resulting cutting resistance is low. Therefore, even if there is no soft Pb particle or Bi particle that is a machinability improving element (even if it does not contain a machinability improving element such as Pb or Bi), the ⁇ phase and ⁇ phase are uniform. If it is distributed, industrially satisfactory machinability can be obtained.
  • the conditions for exerting the machinability improvement effect that does not depend on the machinability improvement elements such as Pb are the conditions of (1), and the conditions of (5) for f5. By the way, in recent years, there is a demand for high-speed cutting.
  • Hard ⁇ phase, ⁇ phase and soft Pb particles and Bi particles coexist evenly dispersed in the matrix, especially under high-speed cutting conditions. Demonstrate a synergistic effect. In order to exert such a co-addition effect, it is necessary to satisfy the condition (8), and it is preferable to satisfy the condition (9).
  • the conditions (1) to (6) are satisfied.
  • Crystal grain refinement equivalent to that of the processed material or recrystallized material can be achieved, and further refinement of the crystal grain can be achieved by satisfying the condition (10).
  • the condition (8) preferably, the condition (9)
  • the machinability is improved by adding trace amounts of Pb or the like.
  • the crystal grains can be made finer.
  • the ⁇ and ⁇ phases are higher in Si concentration than the ⁇ phase. When these three phases do not reach 100%, the balance is generally the j8 phase, the phase, and the ⁇ phase. At least one phase is included.
  • S there is a necessary force S to keep the added amount of Pb between 0.005 and 0.45 mass%, and 0.005 to 0.2 m ass. It is preferable to set it as%. It is more preferable to set it as 0.005-0.lmass%.
  • the amount of added calories of Bi is required to be set at 0.005 to 0.45 mass% S, and it is preferable to set 0.005 to 0.2 mass% as 0.005 to 0. lmass%. Is more preferable.
  • the amount of Se added should be 0.03 to 0.45 mass%, and is preferably 0.05 to 0.2 mass%, more preferably 0.05 to 0. lmass%. preferable.
  • the amount of Te added should be 0.01 to 0.45% mass%, and should be 0.03 to 0.2 mass%. S is preferable, and 0.05 to 0.5 lmass% should be set. More preferred.
  • Pb and Bi do not dissolve at room temperature, and even in the melt-solidification stage where they exist as Pb particles or Bi particles, they are distributed in a granular state in the molten state and exist between solid phases.
  • the more Pb and Bi particles the easier it is to crack at the melt-solidification stage (due to the generation of tensile stress accompanying shrinkage due to solidification).
  • Pb and Bi exist mainly in the molten state at the grain boundaries, so if there are many of these particles, hot cracking tends to occur.
  • the crystal grains are refined to relieve stress (and the grain interface area is increased), and the Pb and Bi grains are further reduced and distributed uniformly. Is extremely effective.
  • Pb and Bi have an adverse effect on copper alloy properties as described above, except for machinability, and ductility at room temperature is also impaired by stress concentration on Pb and Bi particles (crystalline Needless to say, when the grains are large, the ductility is impaired synergistically). It should be noted that such problems can be solved by making crystal grains finer.
  • Sn, As, and Sb are mainly added to improve erosion resistance and corrosion resistance (particularly, dezincification corrosion resistance).
  • the Such a function is exhibited by adding 0.05 mass% or more for Sn and 0.02 mass% or more for Sb and As.
  • Sn, As, and Sb are added in excess of a certain amount, an effect commensurate with the added amount cannot be obtained, and ductility is lowered instead.
  • Sn alone has little influence on the refining effect, but in the presence of Zr and P, it can exert the function of refining crystal grains. Sn improves mechanical properties (strength, etc.), corrosion resistance, and wear resistance.
  • Sn is a low-melting-point metal, and even if added in a small amount, it forms a concentrated phase or concentrated portion of Sn and inhibits the forgery.
  • Sn is added under the addition of Zr and P, the grain refinement effect due to the grain refinement effect due to Sn is refined, but the Sn enriched part is formed.
  • the concentrated phase is uniformly dispersed, and exhibits excellent corrosion resistance without significantly impairing the forgeability and ductility.
  • the amount of Sn added needs to be 0.05% or more, preferably 0.1% or more, more preferably 0.25% or more.
  • the Sn content exceeds 1.5%, no matter how fine the crystal grains are, problems occur in the forgeability and ductility at room temperature, preferably 0.9% or less, more preferably Less than 0.7% and optimally less than 0.6%.
  • the amount of Sn added must be 0.05-: L 5mass%, preferably 0.1-0.9mass%, more preferably 0.2-0.7mass% Preferred 0.25 to 0. 6 mass% is optimal.
  • the amount of As and Sb should be set to 0.02 to 0.25 mass%, taking into account the toxic effects that adversely affect the human body, and should be set to 0.03 to 0.15 mass%. Is preferred.
  • Al, Mn, and Mg mainly have improved strength, improved flowability, deoxidation, desulfurization effect, and erosion resistance under high flow velocity. Added to improve and improve wear resistance.
  • A1 improves the wear resistance by forming a strong Al-Sn corrosion-resistant film on the surface of the container.
  • Mn also has the effect of forming a corrosion-resistant film with Sn.
  • Mn combines with Si in the alloy to form an Mn-Si intermetallic compound (atomic ratio of 1: 1 or 2: 1), which has the effect of improving the wear resistance of the alloy.
  • scrap materials such as waste heat transfer tubes
  • S component sulfur component
  • Zr which is a crystal grain refining element
  • Zr may form a sulfate, and the effective crystal grain refining function by Zr may be lost. The flowability is lowered, and forged defects such as blow holes and cracks are likely to occur.
  • Mg has a function of improving the flowability of the molten metal during fabrication even when a scrap material containing such an S component is used as an alloy raw material.
  • Mg can remove S component in the form of harmless MgS, and even if this MgS remains in the alloy, it contains S component in the raw material that is not harmful to corrosion resistance. Therefore, it is possible to effectively prevent a decrease in corrosion resistance due to the above.
  • the raw material contains an S component, S is likely to be present at the grain boundaries, and there is a risk of causing grain boundary corrosion. However, it is possible to effectively prevent grain boundary corrosion by adding Mg. it can.
  • A1 and Mn are also inferior to Mg, but have the effect of removing S components contained in the molten metal.
  • Zr may form an oxide and the function of refining crystal grains may be lost.
  • Mg, Al, and Mn contain such Zr oxides. It also has the effect of preventing freckle formation.
  • the contents of Al, Mn, and Mg are within the above-described ranges.
  • Zr is consumed by S when the S concentration of the molten metal becomes high.
  • the molten metal contains 0.001 mass% or more of Mg before Zr charging, the S in the molten metal This problem does not occur because the components are removed or fixed in the form of MgS.
  • Mg is added excessively in excess of 0.2 mass%, it will be oxidized like Zr, the viscosity of the molten metal will be increased, and there is a possibility that forged defects such as oxide entrainment may occur.
  • the amount of applied force of A1 must be 0.02-1. 5 mass%. 1. It is preferable to set it as 2 mass%.
  • Mn The amount should be 0.2 to 4 mass% considering the effect of improving the wear resistance due to the formation of the intermetallic compound of Si and MnSi in the alloy (atomic ratio of 1: 1 or 2: 1). Yes, and preferably 0.5 to 3.5 mass%. Mg should be added in the range of 0.001 to 0.2 mass%.
  • the crystal grains can be refined, and when the condition of (7) is satisfied, that is, the macro at the time of melting and solidification.
  • the average crystal grain size in the structure preferably 150 m or less, more preferably 100 m or less, optimally 50 m or less in the microstructure
  • a high-quality product can be obtained. It is also possible to provide and practical use of horizontal production such as horizontal continuous upward (upcast). If the crystal grains are not refined, multiple heat treatments are required to eliminate the dendrite structure peculiar to the porcelain, to disrupt the ⁇ phase and ⁇ phase, and to subdivide the grains.
  • the segregation is only microscopic, so that the surface condition that does not require such heat treatment is also good.
  • the phase length becomes shorter as the crystal grains are finely and uniformly dispersed.
  • No special processing steps are required to break the ⁇ phase, or even if necessary, the processing steps can be minimized. In this way, the number of processes required for manufacturing can be greatly reduced, and manufacturing costs can be reduced as much as possible.
  • the conditions of (13) for the fifth to eighth copper alloys, further the condition of (16) are satisfied, and the ⁇ phase, ⁇ phase, and Pb, Bi particles have the same size. Since the cold workability will naturally be improved if it is uniformly distributed in the matrix with a fine shape, the 1st to 8th copper alloy materials are used for applications that require force mechanical (for example, The hose-pull may be used for the caulking process during installation work). [0040] In addition, in the 1st to 8th copper alloy articles, scrap materials may be used as raw materials. When using powerful scrap materials, impurities may inevitably be contained. It is acceptable for practical use.
  • the scrap material is nickel-plated material, etc., and Fe, Z, or Ni is contained as an inevitable impurity, it is necessary to limit the content thereof. That is, when the content of these impurities is large, Zr and P useful for crystal grain refinement are consumed by Fe and Z or Ni, and even if Zr and P are excessively added, This is because there is an inconvenience that hinders the refining action. Therefore, when either Fe or Ni is contained, its content is 0.3 mass% or less (preferably 0.2 mass% or less, more preferably 0.3 lmass% or less, optimally 0.2 mass% or less. It is preferable to limit it to 05 mass% or less). When both Fe and Ni are contained, the total content thereof is 0.335 mass% or less (preferably 0.25 mass% or less, more preferably 0.15 mass% or less, optimally 0.07 mass % Or less) is preferable.
  • the first to eighth copper alloys are, for example, a forged product obtained by a forging process or a plastic case obtained by further subjecting it to one or more plastic cases. Provided.
  • the forged product is provided, for example, as a wire rod, a bar, or a hollow bar manufactured by a horizontal continuous forging method, an upward method, or an up-cast method, and is provided as a forged product.
  • the It is also provided as sardines, porridges, semi-molten porridges, semi-molten moldings, molten forgings or die-cast moldings. In this case, it is preferable that the conditions (14) and (15) are satisfied. If the solid phase is in a granular state in the semi-molten state, the semi-molten forge is naturally excellent, and good semi-molten forging can be performed.
  • the fluidity of the melt containing the solid phase in the final solidification stage is mainly the shape of the solid phase in the semi-molten state and the viscosity of the liquid phase! Although it depends on the composition of the liquid phase, the former (solid or solid) can be used to determine whether moldability is good by casting (whether it is capable of producing a healthy dish even when high accuracy or a complicated shape is required). Influence by phase shape) is large. In other words, if the solid phase starts to form a dendrite network in the semi-molten state, the melt containing the solid phase is difficult to reach every corner. It is difficult to obtain a complex shaped article.
  • the solid phase in the semi-molten state is granular, and it is spheroidized (secondary The closer to the original shape, the smaller the particle size, and the smaller the particle size, the better the smeltability including semi-molten smeltability. (A high quality semi-molten product can of course be obtained). Therefore, by knowing the shape of the solid phase in the semi-molten state, the semi-molten forgeability can be evaluated. Depending on the quality of the semi-melt forgeability, other forgeability (complex shape forgeability, precision forgeability and The quality of the melt forgeability can be confirmed.
  • the two-dimensional form of the solid phase is circular, non-circular, or elliptical.
  • the semi-molten forgeability is good, and the average crystal grain size of the solid phase is 150 m, particularly in the semi-molten state with a solid phase ratio of 60%.
  • the average maximum length of the solid phase is 300 ⁇ m or less (preferably 150 ⁇ m or less, More preferably 100 0 / zm or less, optimally 80 m or less) (especially in the case of an elliptical shape, the ratio of the average long side to short side is 3: 1) Below (preferably 2: 1 or less), the semi-molten forgeability is excellent. Kill.
  • the plastic workpiece is provided as, for example, a hot extruded product, a hot forged product, or a hot rolled product. Moreover, it provides as a wire, a bar, or a holo bar formed by drawing or drawing the above-described forged product.
  • the condition of (17) must be satisfied, that is, the rake angle: -6 ° and nose radius : A trapezoidal or triangular shape when cutting with a lathe using a 0.4 mm cutting tool, with a cutting speed of 80 to 160 mZmin, a cutting depth of 1.5 mm, and a feed speed of 0.11 mm / rev. It is preferable that chips are formed in the shape of a small piece, a tape shape having a length of 25 mm or less, or a needle shape. Chip processing (chip recovery and reuse, etc.) is easy, and it is a force that can perform good cutting without causing troubles such as chip entanglement with the cutting tool or damage to the cutting surface.
  • the first to eighth copper alloys are provided as water fittings that are used in a state where they are constantly or temporarily in contact with water.
  • frictional engagement member that moves relative to the other member in a state where it is always or temporarily in contact.
  • a frictional engagement member that moves relative to the other member in a state where it is always or temporarily in contact.
  • it is provided as a gear, sliding bush, cylinder, piston shoe, bearing, bearing component, bearing member, shaft, roller, rotary joint component, bolt, nut or screw shaft, or a component thereof.
  • a pressure sensor temperature sensor, connector, compressor part, carburetor part, cable stopper, mobile phone antenna part or terminal.
  • the present invention provides the above-described first to eighth copper alloys, and in the forging process, Zr (further refinement of crystal grains and stable refinement of crystal grains).
  • Zr refinement of crystal grains and stable refinement of crystal grains.
  • the copper alloy containing Zr includes a Cu-Zr alloy, a Cu-Zn-Zr alloy, or one or more elements selected from P, Mg, Al, Sn, Mn and B based on these alloys. Those further containing are preferred.
  • Zr is in the form of a granular material, a thin plate material, a rod material, or a linear material.
  • Zr is added in the form of an intermediate alloy (copper alloy) just before pitting.
  • the amount of Zr necessary and sufficient for exhibiting the effect of refining crystal grains can be obtained by adding Zr in the form of oxide and Z or sulfide at the time of fabrication. It prevents the situation that cannot be secured.
  • the melting point of Zr is 800-1000 ° C higher than the melting point of the copper alloy, so granular materials (particle size: about 2-50mm), thin plate-like materials ( Thickness: 1 to: about LOmm), rod-like material (diameter: about 2 to 50mm) or a linear intermediate alloy product that is close to the melting point of the copper alloy and contains many necessary components (For example, Cu-Zr alloy or Cu-Zn-Zr alloy containing 0.5 to 65 mass% Zr or one of these selected from P, Mg, Al, Sn, Mn and B based on these alloys) It is preferable to use in the form of the above elements (alloys containing each element: 0.1 to 5 mass%).
  • a Cu-Zn-Zr alloy containing 0.5 to 35 mass% Zr and 15 to 50 mass% Zn is used to lower the melting point to facilitate melting and prevent loss of Zr due to acid. It is preferably used in the form of an alloy based on (more preferably, a Cu—Zn—Zr alloy containing 1 to 15 mass% Zr and 25 to 45 mass% Zn).
  • Zr depends on the blending ratio of P and co-added with Zr, it is an element that hinders electrical and thermal conductivity, which is an essential characteristic of copper alloys. If the amount is 0.04 mass% or less, especially 0.019 mass% or less, there is almost no decrease in electrical and thermal conductivity due to the addition of Zr. Even if electrical and thermal conductivity is reduced, The rate of decrease is negligible compared to when Zr is not added.
  • the forging conditions in particular, the pouring temperature and the cooling rate are appropriate. That is, it is determined that the penetration temperature V is 20 to 250 ° C high temperature (more preferably 25 to 150 ° C high temperature) with respect to the liquidus temperature of the copper alloy. Is preferred. That is, it is preferable to determine the pouring temperature within the range of (liquidus temperature + 20 ° C) ⁇ pouring temperature ⁇ (liquidus temperature + 250 ° C), and (liquidus temperature + 25 ° C). It is more preferable to determine in the range of ° C) ⁇ penetration temperature ⁇ (liquidus temperature + 150 ° C).
  • the squeezing temperature is 1150 ° C. or lower, preferably 1100 ° C. or lower, more preferably 1050 ° C. or lower.
  • the lower limit side of the pouring temperature is not particularly limited as long as the molten metal is filled in every corner of the mold. However, the lower the temperature, the finer the crystal grains. It should be understood that these temperature conditions vary depending on the alloy content.
  • the crystal grains of the copper alloy of the present invention are refined in the melt-solidification stage, the copper alloy can withstand the shrinkage during solidification, and the occurrence of forged cracks can be reduced. Also, the holes and porosity generated during the solidification process are easy to escape to the outside, so there are no defects such as flaws (no flaws such as nests and dendrite networks are formed, so the surface is A healthy porridge is obtained which is smooth and has a shrinkage nest as shallow as possible. Therefore, according to the present invention, it is possible to provide a forged product that is extremely practical or a plastic processed product obtained by plastic processing.
  • crystals that crystallize in the process of solidification are in a form in which the arms that are not in a typical dendritic form unique to the textured structure are divided, preferably in a circular, elliptical, polygonal, or cruciform shape. It is like this. For this reason, the fluidity of the molten metal is improved, and even in the case of a thin mold having a complicated shape, the molten metal can be distributed to every corner.
  • the copper alloy of the present invention has the machinability exhibited by the constituent elements due to the refinement of crystal grains and the uniform dispersion of phases other than ⁇ phase ( ⁇ phase and ⁇ phase generated by Si) and Pb particles. , Strength, abrasion resistance (slidability) and corrosion resistance can be greatly improved, and water fittings (e.g., waterworks) that are used in a state where they are in constant or temporary contact with tap water, etc.
  • Friction engagement members for example, bearings, gears, cylinders, bearing retainers, impellers, valves, on-off valves, pump parts, bearings, etc.
  • pressure sensors temperature sensors
  • compressors that move relative to each other Parts, scroll compressor parts, high pressure Lube, air-conditioning valve closing valve, carbure
  • the fineness of crystal grains due to the co-addition effect of Zr and P does not cause a disadvantage due to the addition of Zr in the form of an oxide and a sulfate.
  • the above-described copper alloy product can be efficiently and satisfactorily fabricated.
  • FIG. 1 is a photograph of an etched surface (cut surface) of copper alloy No. 79 of the example, where (A) shows a macro structure, and (B) shows a microstructure. .
  • FIG. 2 is a photograph of an etched surface (cut surface) of copper alloy No. 228 as a comparative example, in which (A) shows a macro structure and (B) shows a microstructure.
  • FIG. 3 is a micrograph of a semi-molten solidified state in a semi-molten forgeability test for copper alloy No. 4 in an example.
  • FIG. 4 is a micrograph of a semi-molten solidified state in a semi-molten forgeability test for copper alloy No. 202 of a comparative example.
  • FIG. 5 is a perspective view showing the form of chips generated in the cutting test.
  • FIG. 6 is a perspective view showing a structure C, D, CI or D1 (water meter main body).
  • FIG. 7 is a plan view showing the bottom of the structure C, D, CI or D1 (water meter main body) shown in FIG.
  • FIG. 8 is an enlarged plan view of a main part of the inner surface of a forged product C (copper part corresponding to part M in FIG. 7), which is copper alloy No. 72 of an example.
  • FIG. 9 is a sectional view (corresponding to a sectional view taken along the line NN in FIG. 7) of a forged product C which is a copper alloy No. 72 of an example.
  • FIG. 10 is an enlarged plan view of an essential part of the inner surface of a forged product C that is a copper alloy No. 73 of an example (sink part corresponding to part M in FIG. 7).
  • FIG. 11 is a sectional view (corresponding to a sectional view taken along the line NN in FIG. 7) of a forged product C that is a copper alloy No. 73 of an example.
  • FIG. 12 is an enlarged plan view of the main part of the inner surface of a forged product C1 which is a copper alloy No. 224 of a comparative example (sink part corresponding to part M in FIG. 7).
  • FIG. 13 is a sectional view (corresponding to the NN line sectional view of FIG. 7) of a forged product C1 which is a copper alloy No. 224 of a comparative example.
  • copper alloys No. 1 to No. 92 having the compositions shown in Tables 1 to 8 were obtained as manufactured products A, B, C, D, E, F and plastic casing G. .
  • comparative examples shown in Table 9 to Table 12.
  • Copper alloys No. 201 to No. 236 of the composition were obtained as forgings Al, Bl, CI, Dl, El, Fl, Gl and plastic additive G2.
  • Forged product A (copper alloys No. 1 to No. 46) and Al (copper alloys No. 201 to 214) are forged by adding a horizontal continuous forging machine to a melting furnace (melting capacity: 60 kg). It is a 40 mm diameter bar that is continuously forged at low speed (0.3 mZ min) using the equipment.
  • forged products B (copper alloys No. 47 to No. 52) and Bl (copper alloys No. 217, No. 218) are similar to the above-described forged products A and Al in the melting furnace (melting capacity: 60 kg).
  • the forging was continuously performed using a graphite mold while adjusting and adding additional elements so as to become predetermined components.
  • Zr is added in the form of a Cu-Zn-Zr alloy (including 3 mass% of Zr) at the time of pouring, and the pouring temperature is set. The temperature was set 100 ° C higher than the liquidus temperature of the constituent material of the structure.
  • forged product A1 copper alloys No. 215, No. 216) is a commercially available horizontal connecting rod having a diameter of 40 mm (No. 215 corresponds to CAC406C).
  • Forged product C (copper alloy No. 53 to No. 73), D (copper alloy No. 74 to No. 78), CI (copper alloy No. 219 to No. 224) and Dl (copper alloy No. 225, No. 226) are obtained by low-pressure forging (melting temperature: 1005 ° C ⁇ 5 ° C, pressure: 390mbar, pressurization time: 4.5 seconds, holding time: 8 seconds).
  • the forged products C and C1 are forged using a mold, and the forged products D and D1 are forged using a sand mold.
  • Forged products E (copper alloys No. 79 to No. 90) and El (copper alloys No. 228 to No. 233), the raw materials were melted in an electric furnace and the molten metal was preheated to 200 ° C. It is a cylindrical lump (diameter: 40mm, length: 280mm) obtained by swallowing it into a steel iron mold.
  • Forged products F (No. 91) and Fl (No. 234) are large products (thickness: 190 mm, width 900 mm, length: 3500 mm ingot) obtained by low-pressure forging in actual operation.
  • the plastic workpiece G (copper alloy No. 92) is a bar material having a diameter of 100 mm obtained by hot extrusion of an ingot (240 mm diameter billet).
  • the plastic workpiece G1 (copper alloys No. 235 and No. 236) is a commercially available extrusion-drawing rod (40 mm diameter).
  • No. 235 ⁇ IS C3604 ⁇ Konto, No. 236WIS C3771 ⁇
  • the following explanation [Recording materials A, ⁇ , C, D, ⁇ , F, and plastic casing G are called “Examples”, and the manufactured products Al, Bl, C 1 , Dl, El, Fl, G1, and plastic casing G2 are sometimes referred to as “comparative examples”.
  • test pieces No. 10 specified in JIS ⁇ 2201 from the examples A, ⁇ , C, D, ⁇ , G and the comparative examples Al, Bl, CI, Dl, El, G1, G2 The specimen was collected and subjected to a tensile test using an Amsler universal testing machine. Tensile strength (NZmm 2 ), 0.2% resistance (NZ mm 2 ), elongation (%), and fatigue strength (NZmm 2 ) was measured. The results are as shown in Table 13 to Table 18, and it was confirmed that the examples were excellent in mechanical properties such as tensile strength.
  • test pieces were collected from the runner K shown in FIG.
  • the cutting principal component force (N) was measured by performing the following cutting test.
  • the chip shape (a) is “ ⁇ ”, (b) is “ ⁇ ”, (c) is “ ⁇ ”, (d) Those that are are indicated by “mouth”, those that are (e) are indicated by “ ⁇ ”, those that are (f) are indicated by “X”, and those that are (g) are indicated by “XX”.
  • the chips are in the form of (f) (g)
  • the cutting surface Troubles such as damage occur and good cutting cannot be performed.
  • the continuous cutting process is performed, which does not cause the major troubles as in (f) (g), but is still not easy to process the chips.
  • Corrosion weight loss is the difference in weight per lcm 2 (mgZcm 2 ) from the weight of the sample after the test solution has been struck for T time before starting the test (mgZcm 2 ).
  • ⁇ 96 hours. Erosion 'Corrosion Test The results of ⁇ to ⁇ were as shown in Table 19 to Table 24.
  • the quality of the cold compression caulking can be evaluated as the quality of the caulking mechanism. If the evaluation is “ ⁇ ”, easy and highly accurate caulking can be performed. In general, it is possible to perform general caulking with “X”, and it is impossible to perform proper caulking mechanism with “X”. Most of the examples were “ ⁇ ”, but most were “ ⁇ ”, and it was confirmed that they were excellent in cold compression caulking property, that is, cashew-mechanism.
  • the drawability was determined according to the following criteria for comparing and confirming the drawability of Examples and Comparative Examples.
  • the rod-shaped structures B and B1 (diameter: 8mm) are drawn, and the wire is made up to a diameter of 6.4mm without any cracking in one drawing case (hard work rate: 36%).
  • Can be drawn The wire was judged to be excellent in wire drawing, and the wire that was able to be drawn without cracking in one wire drawing carriage (carving rate: 23.4%) up to diameter: 7. Omm is common. It was judged that the wire had a good wire drawing property, and those that had cracks when drawn to a diameter of 7. Omm in one wire drawing process were judged to have poor wire drawing property.
  • the superiority or inferiority of the forgery was determined by conducting the following forgery determination test for the forgery B and B1. That is, in the forgery determination test, when the forging product B was obtained in the example while changing the forging speed in two steps of 2 mZ and lmZ (or when the forging product B1 was obtained in the comparative example) ) Was continuously forged under the same conditions using the same equipment as above, and the superiority of the forgeability was judged based on the forging speed at which the wire could be obtained without defects. The results are as shown in Table 21 and Table 23.
  • a wire with no defects obtained by high-speed forging of 2 mZ is indicated as “ ⁇ ” as having excellent forging properties, and a wire without defects is at high speed. Although it could not be obtained by forging, it was indicated by “ ⁇ ” as having a general forging property that could be obtained by low speed forging for lmZ minutes, and there was no defect even by low speed forging (lmZ min) Those that could not obtain the forged wire B-1 were marked with “X” as having poor forgeability.
  • FIGS. 8 shows the copper alloy No. 72 in the example.
  • FIG. 9 is a sectional view of the sink part M
  • FIG. 9 is an enlarged plan view of the sink part M.
  • FIG. 10 is a cross-sectional view of sink part M in copper alloy No. 73 of the example
  • FIG. 11 is an enlarged plan view of sink part M.
  • 12 is a cross-sectional view of sink part M in copper alloy No. 224 of the comparative example
  • FIG. 13 is an enlarged plan view of sink part M.
  • the surface of sink part M is extremely smooth and free of defects, but in copper alloy No.
  • Copper alloy No. 224 has almost the same composition as copper alloys No. 72 and No. 73, except that it does not contain Zr. It is understood that the co-addition of P and P makes the crystal grains finer, and as a result, the forgeability is improved.
  • FIG. 3 is a micrograph of the semi-molten solidified state in the semi-molten forging test for Example No. 4, which clearly satisfies the conditions (14) and (15).
  • FIG. 4 is a micrograph of the semi-molten solidified state in the semi-molten forgeability test of Comparative Example No. 202, and does not satisfy the conditions (14) and (15).
  • Fig. 1 is a macro structure photograph (Example (A)) and microstructure (Example (B)) of Example No. 79
  • Fig. 2 is a macro structure photograph of Comparative Example No. 228. It is. As is clear from FIGS. 1 and 2, Comparative Example No. 228 does not satisfy the conditions of (12) (13), but Example No. 79 satisfies the conditions of (12) (13). It is understood that you will satisfy.
  • each of the examples contained the constituent elements in the above-mentioned range, and the conditions (1) to (7) (Fifth to eighth copper alloys, By satisfying the condition (8)), machinability, mechanical properties (strength, elongation, etc.), wear resistance, forgeability, compared with comparative examples not satisfying at least some of these conditions, It was confirmed that semi-molten forgeability, cold compression workability, hot forgeability and corrosion resistance were greatly improved. In addition to the above conditions, these characteristics are improved by satisfying the conditions of (10) to (15) (the conditions of (9) and (16) for the fifth to eighth copper alloys). It was confirmed that it can be achieved more effectively. The same is true for large-scale freight F (No.
  • the hollow part of the structure C, CI, D1 that is, the water meter body (see Fig. 6) is filled with 23 ° C leachate and sealed, and the liquid temperature is maintained for 16 hours.
  • leachate with water meter power is collected and the amount of Pb contained in it, that is, Pb elution amount (mg ZL) is measured.
  • Pb elution amount (mg ZL) is measured.
  • Table 21, Table 23, and Table 24 It was confirmed that the Pb elution amount was very small in the examples, and it could be used as a water fitting such as a water meter without any problems.
  • the forged product C force of the copper alloy No. 54 was collected from the runner K (see Fig. 6), and a copper alloy was produced using this as a raw material (Zr: 0.0053 mass%). That is, the runner K is redissolved at 970 ° C under a charcoal cover, and after holding for 5 minutes, the amount of acid loss of Zr at the time of dissolution is expected to be 0.0 OOlmas s%. An appropriate amount of Cu-Zn-Zr alloy containing 3 mass% Zr was added and inserted into the mold. As a result, in the obtained forged product, the Zr content was almost the same as that of the copper alloy No. 54 (0. 0061 mass%), and the average crystal grain size was measured.
  • the copper alloy of the present invention can be effectively used as a regenerated raw material that does not impair the effect of refinement of crystal grains at all, such as a surplus portion or an unnecessary portion such as a runner portion K generated in the fabricated product. It was confirmed that Therefore, the surplus part or unnecessary part such as runner K can be used as a supplementary raw material charged under continuous operation, and the continuous operation can be performed very efficiently and economically.
  • Example 13 A 79.2 18.00 2.7 0.021 0.08
  • Example 231 El 65 4 5.0 173 35 65. 4 65. 4 29.0 29.0 100 71 0 29 29
  • Example 36 A 10 or less 27 41 139
  • Water faucet water faucet, water spigot, water stopcock, universal tap, mixing tap, water faucet), currant, branch plug, check valve, branch valve, flush valve, switching cock, shower, shower hook, plug , Sarubo, watering nozzle, sprinkler.
  • Norebu fittings, pressure switch 'sensor, temperature sensor (temperature sensor), connectors, bearings' bearing parts, compressor parts, carburetor parts, cable clamps.
  • Mobile phone antenna parts terminals 'connectors, lead screws, motor bearings (fluid bearings), copier shafts' rollers, valves for air conditioners 'fittings' nuts, sensor parts.
  • Hydraulic 'pneumatic cylinder piston bush bush' sliding parts, wire clamp, high pressure valve 'joint, gear' gear 'shaft, bearing parts, pump' bearing, valve shoe, bag nut, header hydrant parts.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Health & Medical Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Pulmonology (AREA)
  • Pharmacology & Pharmacy (AREA)
  • Medicinal Chemistry (AREA)
  • General Health & Medical Sciences (AREA)
  • Public Health (AREA)
  • Veterinary Medicine (AREA)
  • Life Sciences & Earth Sciences (AREA)
  • Nuclear Medicine, Radiotherapy & Molecular Imaging (AREA)
  • Animal Behavior & Ethology (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Bioinformatics & Cheminformatics (AREA)
  • Conductive Materials (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)
  • Farming Of Fish And Shellfish (AREA)
  • Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
  • Domestic Plumbing Installations (AREA)
  • Cell Electrode Carriers And Collectors (AREA)
  • Forging (AREA)
  • Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)
  • Contacts (AREA)
  • Surgical Instruments (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
  • Prostheses (AREA)
  • Laminated Bodies (AREA)
  • Instructional Devices (AREA)
  • Wire Processing (AREA)
  • Agricultural Chemicals And Associated Chemicals (AREA)
  • Organic Low-Molecular-Weight Compounds And Preparation Thereof (AREA)
  • Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)

Abstract

Ｃｕ：６９～８８ｍａｓｓ％と、Ｓｉ：２～５ｍａｓｓ％と、Ｚｒ：０．０００５～０．０４ｍａｓｓ％と、Ｐ：０．０１～０．２５ｍａｓｓ％と、Ｚｎ：残部とからなり、元素ａの含有量［ａ］ｍａｓｓ％について、ｆ０＝［Ｃｕ］－３．５［Ｓｉ］－３［Ｐ］＝６１～７１、ｆ１＝［Ｐ］／［Ｚｒ］＝０．７～２００、ｆ２＝［Ｓｉ］／［Ｚｒ］＝７５～５０００及びｆ３＝［Ｓｉ］／［Ｐ］＝１２～２４０の関係を有し、α相とκ相及び／又はγ相とを含有し且つ面積率における相ｂの含有量［ｂ］％についてｆ４＝［α］＋［γ］＋［κ］≧８５及びｆ５＝［γ］＋［κ］＋０．３［μ］－［β］＝５～９５の関係を有する金属組織をなし、溶融固化時のマクロ組織での平均結晶粒径が２００μｍ以下である銅合金。

Description

明 細 書
銅合金
技術分野
[0001] 本発明は、铸造性，機械的特性 (強度，延性等) ,耐蝕性，耐摩耗性，被削性等の 諸特性に優れた Cu— Zn— Si系の銅合金に関するものである。
背景技術
[0002] 銅合金は、一般の金属材料と同様、結晶粒の微細化によって耐力が向上すること は知られており、その強度は、ホールべツチの法則に基づくと、結晶粒径の逆数の 1 Z2乗に比例して向上すると言われている。
[0003] 而して、銅合金の結晶粒径が微細化する基本形態としては、一般に、（A)銅合金 の溶融固化時に結晶粒が微細化する場合と、（B)溶融固化後の銅合金 (インゴット、 スラブ等の铸塊、ダイキャスト等の铸造品、溶融铸造品等）に圧延等の変形加工又は 加熱処理を施すことにより、歪エネルギ等の蓄積エネルギが駆動力となって結晶粒 が微細化する場合とがあり、 (A) (B)何れの場合にも、 Zrが結晶粒の微細化に有効 に作用する元素として知られて 、る。
[0004] しかし、（A)の場合、溶融固化段階における Zrの結晶粒微細化作用は、他の元素 及びそれらの含有量による影響を大きく受けるため、所望レベルの結晶粒微細化が 達成されていないのが実情である。このため、一般的には、（B)の手法が広く用いら れており、溶融固化後の铸塊、铸造品等に熱処理を施し、さらに歪を与えることにより 、結晶粒の微細化を図ることが行われている。
[0005] 特公昭 38— 20467号公報は、 Zr、 P、 Niを含む銅合金に溶体化処理を行ない、 次に 75%の加工率で冷間加工を施した後の平均結晶粒径を調べたもので、 Zrを含 有しな ヽときの 280 /z m力ら、 170 ^ ΠΙ (ΖΓ : 0. 05mass%含有）、 50 ^ ΠΙ (ΖΓ : 0. 13 mass%含有）、 29 πι (Ζι: : 0. 22mass%含有）、 6 m (Zr : 0. 89mass%含有）の 如ぐ Zrの含有量の増加に比例して微細化されることを教示する。なお、この公報に おいては、 Zrの含有過多による悪影響を回避するために、 Zrを 0. 05-0. 3mass% 含有させることが提案されて 、る。 [0006] また、特開 2004— 233952公報を参照すると、 0. 15〜0. 5mass%の Zrが添カロさ れた銅合金を、铸造後、溶体化処理及び歪付加のための変形加工を施すと、平均 結晶粒径は、約 20 m以下のレベルにまで微細化されることが開示されている。 特許文献 1：特公昭 38 - 20467号公報
特許文献 2：特開 2004— 233952公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0007] しかし、前記 (B)の手法のように、結晶粒径を微細化させるために、铸造後にこれら 処理及び加工を行うことは、コスト高を招く。また、铸物製品の形状によっては、歪付 加のための変形力卩ェを施すことができないものもある。このため、結晶粒は、前記 (A )の手法により、銅合金が溶融固化した時点で微細化されていることが好ましい。とこ ろが、（A)の手法の場合、前述したように、溶融固化段階での Zrは、他の元素及び それらの含有量による影響を大きく受けるため、 Zrの含有量を増やしたとしても、その 増量に対応した結晶粒微細化効果を得られるとは限らない。また、 Zrは、酸素との親 和力が非常に強いため、 Zrを大気溶解で添加すると、酸化物となり易ぐ歩留まりが 非常に悪い。このため、铸造後の製品に含まれる量はたとえ僅かな量であっても、铸 込み段階では、相当量の原料を投入する必要がある。一方、溶解中での酸化物の生 成量があまり多くなると、铸込み時に酸ィ匕物が巻き込まれ易くなり、铸造欠陥を生じる 虞れがある。酸ィ匕物の生成を回避するために、真空中又は不活性ガス雰囲気中で 溶解、铸造を行なうことは可能であるが、コスト高を招く。また、 Zrは高価な元素であ るから、経済的観点より、添加量はできるだけ少なく抑えることが好ましい。
[0008] このため、 Zrの含有量をできるだけ少なくすると共に、铸造工程の溶融固化後の段 階で、平均結晶粒径が微細化された銅合金が要請されて ヽる。
[0009] また、 Cu— Zn— Si系の銅合金の場合、 Siは機械的特性等の向上に寄与するが、 一方では、溶融固化時に割れやざく巣が発生し易くなり、引け巣が大きぐブローホ ール等の铸物欠陥が発生し易くなる問題があった。この主な原因は、 Siの含有量が 多くなるにつれて、凝固温度範囲 (液相線温度と固相線温度との差)が広くなり、また 熱伝導性が悪くなることによる。また、従来の Cu—Zn— Si系の銅合金の凝固組織を 観察すると、デンドライトが樹枝状に生成されており、このデンドライトのアームが、発 生する気泡を大気中に開放され難くし、ブローホールの残留の原因、局部的な大き な引け巣の発生の原因になって 、る。
[0010] 本発明は、上記した点に鑑みてなされたもので、結晶粒の微細化により铸造性，機 械的諸特性，耐蝕性，被削性，加工性等の銅合金特性を大幅に向上させ得る Cu— Zn— Si系の銅合金を提供すると共に、当該銅合金を良好に製造することができる方 法を提供することを目的とするものである。
課題を解決するための手段
[0011] 本発明は、上記の目的を達成すベぐ次のような銅合金及びその製造方法を提案 する。
[0012] すなわち、本発明は、第 1に、 01 : 69〜88111&55% (好ましくは70〜84111&55%、よ り好ましくは 71. 5〜79. 5mass%、最適には 73〜79mass%)と、 Si : 2〜5mass% (好ましくは 2. 2〜4. 8mass%、より好ましくは 2. 5〜4. 5mass%、最適には 2. 7〜 3. 7mass%)と、 Zr : 0. 0005〜0. 04mass% (好ましくは 0. 0008〜0. 029mass %、より好ましくは 0. 001〜0. 019mass%、更に好ましくは 0. 0025〜0. 014mas s%、最適には 0. 004〜0. 0095mass%)と、 P : 0. 01〜0. 25mass% (好ましくは 0. 02〜0. 2mass%,より好ましく ίま 0. 03〜0. 16mass%,最適に ίま 0. 04〜0. 1 2mass%)と、 Zn :残部とからなり、下記の（1)〜（7)の条件を満足する銅合金（以下 「第 1銅合金」という）を提案する。この第 1銅合金にあっては、上記条件に加えて、更 に、下記の（10)〜（15)の条件を満足することが好ましい。第 1銅合金が切削加工を 必要とするものである場合には、これらの条件に加えて、更に（17)の条件を満足す ることが好ましい。
[0013] 本発明は、第 2に、第 1銅合金の構成元素に Sn、 As及び Sbから選択した 1種以上 の元素を更に含有させた組成をなすものであって、 Cu: 69〜88mass% (好ましくは 70〜84mass%、より好ましくは 71. 5〜79. 5mass%、最適には 73〜79mass%) と、 Si : 2〜5mass% (好ましくは 2. 2〜4. 8mass%、より好ましくは 2. 5〜4. 5mass %、最適には 2. 7〜3. 7mass%)と、 Zr: 0. 0005〜0. 04mass% (好ましくは 0. 0 008〜0. 029mass%,より好ましく ίま 0. 001〜0. 019mass%,更に好ましく ίま 0. 0025〜0. 014mass%、最適には 0. 004〜0. 0095mass%)と、 P : 0. 01〜0. 25 mass% (好ましくは 0. 02〜0. 2mass%、より好ましくは 0. 03〜0. 16mass%、最 適には 0. 04〜0. 12mass%)と、 Sn : 0. 05〜： L 5mass% (好ましくは 0. 1〜0. 9 mass%、より好ましくは 0. 2〜0. 7mass%、最適には 0. 25〜0. 6mass%)、As : 0 . 02〜0. 25mass% (好ましくは 0. 03〜0. 15mass%)及び Sb : 0. 02〜0. 25ma ss% (好ましくは 0. 03〜0. 15mass%)から選択された 1種以上の元素と、 Zn :残部 とからなり、下記の（1)〜（7)の条件を満足する銅合金 (以下「第 2銅合金」 、う）を 提案する。この第 2銅合金にあっては、上記条件に加えて、更に、下記の（10)〜（15 )の条件を満足することが好ましい。また、第 2銅合金が切削加工を必要とするもので ある場合には、これらの条件にカ卩えて、更に（17)の条件を満足することが好ましい。
[0014] 本発明は、第 3に、第 1銅合金の構成元素に Al、 Mn及び Mgから選択した 1種以 上の元素を更に含有させた組成をなすものであって、 Cu: 69〜88mass% (好ましく は 70〜84mass%、より好ましくは 71. 5〜79. 5mass%、最適には 73〜79mass% )と、 Si : 2〜5mass% (好ましくは 2. 2〜4. 8mass%、より好ましくは 2. 5〜4. 5mas s%、最適には 2. 7〜3. 7mass%)と、 Zr : 0. 0005〜0. 04mass% (好ましくは 0. 0 008〜0. 029mass%,より好ましく ίま 0. 001〜0. 019mass%,更に好ましく ίま 0. 0025〜0. 014mass%、最適には 0. 004〜0. 0095mass%)と、 P : 0. 01〜0. 25 mass% (好ましくは 0. 02〜0. 2mass%、より好ましくは 0. 03〜0. 16mass%、最 適には 0. 04〜0. 12mass%)と、 A1 : 0. 02〜： L 5mass% (好ましくは 0. 1〜1. 2m ass%)、Mn : 0. 2〜4mass% (好ましくは 0. 5〜3. 5mass%)及び Mg : 0. 001〜0 . 2mass%から選択された 1種以上の元素と、 Zn :残部とからなり、下記の（1)〜（7) の条件を満足する銅合金 (以下「第 3銅合金」 、う）を提案する。この第 3銅合金にあ つては、上記条件に加えて、更に、下記の（10)〜（15)の条件を満足することが好ま しい。また、第 3銅合金が切削加工を必要とするものである場合には、これらの条件 に加えて、更に（17)の条件を満足することが好ましい。
[0015] 本発明は、第 4に、第 1銅合金の構成元素に Sn、 As及び Sbから選択した 1種以上 の元素と Al、 Mn及び Mgから選択した 1種以上の元素とを更に含有させた組成をな すものであって、 01 : 69〜88111&55% (好ましくは70〜84111&55%、より好ましくは 71 . 5〜79. 5mass%、最適には 73〜79mass%)と、 Si: 2〜5mass% (好ましくは 2. 2〜4.8mass%、より好ましくは 2. 5〜4. 5mass%、最適には 2. 7〜3. 7mass%) と、 Zr:0.0005〜0.04mass%(好ましくは 0.0008〜0.029mass%、より好ましく ίま 0.001〜0.019mass0/0、更に好ましく ίま 0.0025〜0.014mass%,最適に ίま 0 .004〜0.0095mass%)と、 P:0.01〜0. 25mass% (好ましくは 0.02〜0. 2ma ss%、より好ましくは 0.03〜0. 16mass%、最適には 0.04〜0. 12mass%)と、 Sn :0.05〜： L 5mass0/0(好ましく ίま 0. 1〜0. 9mass0/0、より好ましく ίま 0. 2〜0. 7ma ss0/0、最適に ίま 0. 25〜0.6mass%), As:0.02〜0. 25mass0/0 (好ましく ίま 0.03 〜0. 15mass%)及び Sb:0.02〜0. 25mass% (好ましくは 0.03〜0. 15mass% )から選択された 1種以上の元素と、 A1:0.02〜： L 5mass% (好ましくは 0. 1〜1. 2 mass%)、Mn:0. 2〜4mass% (好ましくは 0. 5〜3. 5mass%)及び Mg:0.001 〜0. 2mass%から選択された 1種以上の元素と、 Zn:残部とからなり、下記の（1)〜 (7)の条件を満足する銅合金 (以下「第 4銅合金」 、う）を提案する。この第 4銅合金 にあっては、上記条件に加えて、更に、下記の（10)〜（15)の条件を満足することが 好ましい。また、第 4銅合金が切削加工を必要とするものである場合には、これらの条 件に加えて、更に（17)の条件を満足することが好ましい。
本発明は、第 5に、第 1銅合金の構成元素に Pb、 Bi、 Se及び Teカゝら選択した 1種 以上の元素を更に含有させた組成をなすものであって、 Cu:69〜88mass% (好まし くは 70〜84mass%、より好ましくは 71. 5〜79. 5mass%、最適には 73〜79mass %)と、 Si:2〜5mass%(好ましくは 2. 2〜4.8mass%、より好ましくは 2. 5〜4. 5m ass%、最適には 2. 7〜3. 7mass%)と、 Zr:0.0005〜0.04mass% (好ましくは 0 .0008〜0.029mass%、より好ましくは 0.001〜0.019mass%、更に好ましくは 0.0025〜0.014mass%、最適には 0.004〜0.0095mass%)と、 P:0.01〜0. 25mass0/0(好ましく ίま 0.02〜0. 2mass0/0、より好ましく ίま 0.03〜0. 16mass%, 最適には 0.04〜0. 12mass%)と、 Pb:0.005〜0.45mass% (好ましくは 0.005 〜0. 2mass%、より好ましくは 0.005〜0. lmass%)、 Bi:0.005〜0.45mass% (好ましく ίま 0.005〜0. 2mass%,より好ましく ίま 0.005〜0. lmass%) , Se:0.0 3〜0.45mass0/0(好ましく ίま 0.05〜0. 2mass0/0、より好ましく ίま 0.05〜0. lmas s%)及び Te : 0. 01〜0. 45mass% (好ましくは 0. 03〜0. 2mass%、より好ましくは 0. 05〜0. lmass%)から選択された 1種以上の元素と、 Zn:残部とからなり、下記の ( 1)〜（8)の条件を満足する銅合金 (以下「第 5銅合金」 、う）を提案する。この第 5 銅合金にあっては、上記条件に加えて、更に、下記の（9)〜（16)の条件を満足する ことが好ましい。また、第 5銅合金が切削加工を必要とするものである場合には、これ らの条件に加えて、更に（17)の条件を満足することが好ましい。
本発明は、第 6に、第 5銅合金の構成元素に Sn、 As及び Sbから選択した 1種以上 の元素を更に含有させた組成をなすものであって、 Cu: 69〜88mass% (好ましくは 70〜84mass%、より好ましくは 71. 5〜79. 5mass%、最適には 73〜79mass%) と、 Si : 2〜5mass% (好ましくは 2. 2〜4. 8mass%、より好ましくは 2. 5〜4. 5mass %、最適には 2. 7〜3. 7mass%)と、 Zr: 0. 0005〜0. 04mass% (好ましくは 0. 0 008〜0. 029mass%,より好ましく ίま 0. 001〜0. 019mass%,更に好ましく ίま 0. 0025〜0. 014mass%、最適には 0. 004〜0. 0095mass%)と、 P : 0. 01〜0. 25 mass% (好ましくは 0. 02〜0. 2mass%、より好ましくは 0. 03〜0. 16mass%、最 適には 0. 04〜0. 12mass%)と、 Pb : 0. 005〜0. 45mass% (好ましくは 0. 005〜 0. 2mass%、より好ましくは 0. 005〜0. lmass%)、 Bi : 0. 005〜0. 45mass% ( 好ましく ίま 0. 005〜0. 2mass%,より好ましく ίま 0. 005〜0. lmass%) , Se : 0. 03 〜0. 45mass0/0 (好ましく ίま 0. 05〜0. 2mass0/0、より好ましく ίま 0. 05〜0. lmass %)及び Te : 0. 01〜0. 45mass% (好ましくは 0. 03〜0. 2mass%、より好ましくは 0. 05〜0. lmass%)から選択された 1種以上の元素と、 Sn : 0. 05〜： L 5mass% ( 好ましくは 0. 1〜0. 9mass%、より好ましくは 0. 2〜0. 7mass%、最適には 0. 25〜 0. 6mass%)、 As : 0. 02〜0. 25mass% (好ましくは 0. 03〜0. 15mass%)及び S b : 0. 02〜0. 25mass% (好ましくは 0. 03〜0. 15mass%)から選択された 1種以 上の元素と、 Zn :残部とからなり、下記の（1)〜（8)の条件を満足する銅合金 (以下「 第 6銅合金」という）を提案する。この第 6銅合金にあっては、上記条件に加えて、更 に、下記の（9)〜（16)の条件を満足することが好ましい。また、第 6銅合金が切削加 ェを必要とするものである場合には、これらの条件にカ卩えて、更に（17)の条件を満 足することが好ましい。 [0018] 本発明は、第 7に、第 5銅合金の構成元素に Al、 Mn及び Mgから選択した 1種以 上の元素を更に含有させた組成をなすものであって、 Cu: 69〜88mass% (好ましく は 70〜84mass%、より好ましくは 71. 5〜79. 5mass%、最適には 73〜79mass% )と、 Si : 2〜5mass% (好ましくは 2. 2〜4. 8mass%、より好ましくは 2. 5〜4. 5mas s%、最適には 2. 7〜3. 7mass%)と、 Zr : 0. 0005〜0. 04mass% (好ましくは 0. 0 008〜0. 029mass%,より好ましく ίま 0. 001〜0. 019mass%,更に好ましく ίま 0. 0025〜0. 014mass%、最適には 0. 004〜0. 0095mass%)と、 P : 0. 01〜0. 25 mass% (好ましくは 0. 02〜0. 2mass%、より好ましくは 0. 03〜0. 16mass%、最 適には 0. 04〜0. 12mass%)と、 Pb : 0. 005〜0. 45mass% (好ましくは 0. 005〜 0. 2mass%、より好ましくは 0. 005〜0. lmass%)、 Bi : 0. 005〜0. 45mass% ( 好ましく ίま 0. 005〜0. 2mass%,より好ましく ίま 0. 005〜0. lmass%) , Se : 0. 03 〜0. 45mass0/0 (好ましく ίま 0. 05〜0. 2mass0/0、より好ましく ίま 0. 05〜0. lmass %)及び Te : 0. 01〜0. 45mass% (好ましくは 0. 03〜0. 2mass%、より好ましくは 0. 05〜0. lmass%)から選択された 1種以上の元素と、 A1 : 0. 02〜： L 5mass% ( 好ましくは 0. 1〜1. 2mass%)、 Mn : 0. 2〜4mass% (好ましくは 0. 5〜3. 5mass %)及び Mg : 0. 001〜0. 2mass%力 選択された 1種以上の元素と、 Zn:残部とか らなり、下記の（1)〜（8)の条件を満足する銅合金 (以下「第 7銅合金」 ヽぅ）を提案 する。この第 7銅合金にあっては、上記条件に加えて、更に、下記の（9)〜（16)の条 件を満足することが好ましい。また、第 7銅合金が切削加工を必要とするものである場 合には、これらの条件に加えて、更に（17)の条件を満足することが好ましい。
[0019] 本発明は、第 8に、第 5銅合金の構成元素に Sn、 As及び Sbから選択した 1種以上 の元素と Al、 Mn及び Mgから選択した 1種以上の元素とを更に含有させた組成をな すものであって、 01 : 69〜88111&55% (好ましくは70〜84111&55%、より好ましくは 71 . 5〜79. 5mass%、最適には 73〜79mass%)と、 Si : 2〜5mass% (好ましくは 2. 2〜4. 8mass%、より好ましくは 2. 5〜4. 5mass%、最適には 2. 7〜3. 7mass%) と、 Zr: 0. 0005〜0. 04mass% (好ましくは 0. 0008〜0. 029mass%、より好ましく ίま 0. 001〜0. 019mass0/0、更に好ましく ίま 0. 0025〜0. 014mass%,最適に ίま 0 . 004〜0. 0095mass%)と、 P : 0. 01〜0. 25mass% (好ましくは 0. 02〜0. 2ma ss%、より好ましくは 0. 03〜0. 16mass%、最適には 0. 04〜0. 12mass%)と、 Pb :0. 005〜0.45mass0/0(好ましく ίま 0. 005〜0. 2mass0/0、より好ましく ίま 0. 005 〜0. lmass%)、 Bi:0. 005〜0.45mass% (好ましくは 0. 005〜0. 2mass%、よ り好ましく ίま 0. 005〜0. lmass0/0)、 Se:0. 03〜0.45mass0/0 (好ましく ίま 0. 05〜 0. 2mass%、より好ましくは 0. 05〜0. lmass%)及び Te:0. 01〜0.45mass% ( 好ましくは 0. 03〜0. 2mass%、より好ましくは 0. 05〜0. lmass%)から選択された 1種以上の元素と、 Sn:0. 05〜： L 5mass%(好ましくは 0. 1〜0. 9mass%、より好 ましくは 0. 2〜0. 7mass%、最適には 0. 25〜0. 6mass%) , As:0. 02〜0. 25m ass%(好ましくは 0. 03〜0. 15mass%)及び Sb:0. 02〜0. 25mass% (好ましくは 0. 03〜0. 15mass%)から選択された 1種以上の元素と、 A1:0. 02〜： L 5mass% (好ましくは 0. 1〜1. 2mass%)、 Mn:0. 2〜4mass% (好ましくは 0. 5〜3. 5mass %)及び Mg:0. 001〜0. 2mass%力 選択された 1種以上の元素と、 Zn:残部とか らなり、下記の（1)〜（8)の条件を満足する銅合金 (以下「第 8銅合金」 ヽぅ）を提案 する。この第 8銅合金にあっては、上記条件に加えて、更に、下記の（9)〜（16)の条 件を満足することが好まし 、。第 8銅合金が切削加工を必要とするものである場合に は、これらの条件にカ卩えて、更に（17)の条件を満足することが好ましい。
なお、以下の説明において、 [a]は元素 aの含有量値を示すものであり、元素 aの含 有量は [a]mass%で表現される。例えば、 Cuの含有量は [Cu]mass%とされる。ま た、 [b]は相 bの面積率による含有量値を示すものであり、相 bの含有量 (面積率）は [ b] %で表現される。例えば、 ex相の含有量 (面積率）は [ α ] %で表現される。また、 各相 bの含有量たる面積率は、画像解析により測定されるものであり、具体的には、 2 00倍の光学顕微鏡組織を画像処理ソフト「WinROOF」（株式会社テックジャム)で 2 値ィ匕することにより求められるもので、 3視野で測定された面積率の平均値である。
(1) fO=[Cu]-3. 5[Si]-3[P]+0. 5([Pb]+0. 8 ([Bi] + [Se]) +0. 6[Te]) — 0. 5([Sn] + [As] + [Sb])-1. 8[A1] +2[Mn] + [Mg] =61〜71 (好ましくは f0 = 62〜69. 5、より好ましくは f0 = 62. 5〜68. 5、最適には f0 = 64〜67)である こと。なお、 fOにおいて、含有しない元素 aについては [a] =0とする。
(2) fl = [P]/[Zr]=0. 7〜200(好ましくは =1. 2〜100、より好ましくは fl = 2 .3〜50、最適には f 1 = 3.5〜30)であること。
(3) f 2 = [Si] Z [Zr] = 75〜5000 (好ましくは f 2 = 120〜3000、より好ましくは f 2 = 180〜1500、最適には f2 = 300〜900)であること。
(4) f 3 = [Si] Z [P] = 12〜240 (好ましくは f 3 = 16〜 160、より好ましくは f 3 = 20〜 120、最適には£3 = 25〜80)でぁること。
(5) a相と κ相及び Z又は Ί相とを含有し且つ f4= [α] + [γ] + [κ]≥85 (好ま しくは f4≥ 95)であること。なお、 f4において、含有しない相 bについては [b]=0とす る。
(6) ί5=[γ] + [κ]+0.3 [ ]—
Figure imgf000011_0001
は f 5 = 10〜70、より好ま しくは f5 = 15〜60、最適には f5 = 20〜45)であること。なお、 f5において、含有しな い相 bについては [b] =0とする。
(7)溶融固化時のマクロ組織での平均結晶粒径が 200 μ m以下 (好ましくは 150 μ m以下、より好ましくは 100 μ m以下、最適には 50 μ m以下）であること。ここに、溶 融固化時のマクロ組織 (又はミクロ組織)での平均結晶粒径とは、铸造 (金型铸造，砂 型铸造、横型連続铸造、アップワード (アップキャスト）、半溶融铸造、半溶融鍛造、 溶融鍛造等の従来公知の各種铸造法による铸造を含む)又は溶接，溶断により溶融 固化させた後であって変形加工 (押出及び圧延等)や加熱処理が一切施されて ヽな い状態におけるマクロ組織 (又はミクロ組織)の結晶粒径の平均値をいう。なお、この 明細書の中で使用される「铸物」ないし「铸造物」という語は、完全に、又は一部が溶 解して凝固した物を意味し、圧延や押出用のインゴット、スラブ、ビレットを始め、例え ば、砂型铸物、金型铸物、低圧铸造铸物、ダイキャスト、ロストワックス、セミソリッド铸 造 (例えば、チクソ一キャスティング、レオキャスティング）、半溶融成形物、スクイズ、 遠心铸造、連続铸造铸物 (例えば、横型連続铸造、アップワード、アップキャストで作 られた棒材、中空棒材、異形棒材、異形中空棒材、コイル材、線材等)、溶融鍛造（ 直接鍛造)、溶射、肉盛、ライニング、オーバレイによる铸物を挙げることができる。さ らに、溶接についても、母材の一部を溶かし、凝固させて、繋ぎ合わせるものである から、広義において、铸物に含まれるものと理解されるべきである。
(8) f6=[Cu]-3.5[Si]-3[P]+3([Pb]+0.8 ([Bi] + [Se]) +0.6[Te])1/2 ≥62(好ましくは 6≥63.5)であり且つ f 7= [Cu]— 3.5[Si] - 3[P] - 3 ([Pb] + 0.8([Bi] + [Se])+0.6[Te])1/2≤68.5 (好ましくは f 7≤ 67)であること。なお、 f 6, f7において、含有しない元素 aについては [a] =0とする。
(9) f8=[y] + [κ]+0.3 ]— [j8]+25([Pb]+0.8 ([Bi] + [Se]) +0.6[T e] ) 1/2≥ 10 (好ましくは f 8≥ 20)であり且つ f 9 = [γ] + [κ]+0.3[/ζ]— [ ] 2 5([Pb]+0.8([Bi] + [Se])+0.6 [Te]) 1/2≤ 70 (好ましくは f 9≤ 50)であること。 なお、 f7, f 8において、含有しない元素 a又は相 bについては [a] =0又は [b] =0と する。
(10)溶融固化時における初晶が α相であること。
( 11)溶融固化時にぉ 、て包晶反応が生じるものであること。
(12)溶融固化時においては、デンドライト'ネットワークが分断された結晶構造をなし ており且つ結晶粒の二次元形態が円形状、円形に近い非円形状、楕円形状、十字 形状、針形状又は多角形状をなしていること。
(13)マトリックスの α相が微細に分断されており且つ κ相及び Ζ又は Ύ相がマトリツ タスに均一に分散していること。
(14)固相率 30〜80%の半溶融状態において、少なくともデンドライト'ネットワーク が分断された結晶糸且織をなし且つ固相の 2次元形態が円形状、円形に近い非円形 状、楕円形状、十字形状又は多角形状をなすこと。
(15)固相率 60%の半溶融状態において、固相の平均結晶粒径が 150 m以下（ 好ましくは 100 m以下、より好ましくは 50 m以下、最適には 40 m以下）であるこ と及び Z又は当該固相の平均最大長が 200 m以下 (好ましくは 150 m以下、より 好ましくは 100 μ m以下、最適には 80 μ m以下）であること。
(16) Pb又は Biが含有されている場合にあっては、微細で大きさの揃った Pb粒子又 は Bi粒子がマトリックスに均一に分散していること。具体的には、 Pb粒子又は Bi粒子 の平均粒径が 1 μ m以下 (但し、最大粒径が 3 μ m (好ましくは 2 μ m)を超えな ヽ）で あることが好ましい。
(17)すくい角： 6° 及びノーズ半径: 0.4mmのバイトを使用した旋盤により、乾式 で、切削速度： 80〜160mZmin、切込み深さ： 1.5mm及び送り速度： 0.11mm/ rev.の条件で切削した場合において生成する切屑が台形若しくは三角形をなす小 片形状 (図 5 (A) )、長さ 25mm以下のテープ形状（同図 5 (B) )又は針形状（同図 (C ) )をなすこと。
[0021] 而して、第 1〜第 8銅合金にあって、 Cuは当該銅合金の主元素であり、工業用材料 としての耐食性 (耐脱亜鉛腐食性、耐応力腐食割れ性)及び機械的特性を確保する ためには 69mass%以上含有させる必要がある。し力し、 Cu含有量が 88mass%を 超えると、強度，耐摩耗性が低下し、後述する Zr及び Pの共添による結晶粒の微細 化効果を妨げる虞れがある。これらの点を考慮すれば、 Cu含有量は 69〜88mass %であることが必要であり、 70〜84mass%としておくことが好ましぐ 71. 5-79. 5 mass%としておくことがより好ましぐ最適には 73〜79mass%としておくのがよい。さ らに、結晶粒の微細化を図るためには、他の含有元素との関係を重視する必要があ り、（1)の条件を満足することが必要である。すなわち、 Cu及びその他の構成元素の 含有量相互に、 fO= [Cu]— 3. 5 [Si] - 3 [P] +0. 5 ( [Pb] +0. 8 ( [Bi] + [Se]) + 0. 6 [Te]) -0. 5 ( [Sn] + [As] + [Sb]) - 1. 8 [A1] + 2[Mn] + [Mg] =61〜 71の関係が成立することが必要であり、 f0 = 62〜69. 5であることが好ましぐ f0 = 6 2. 5-68. 5であることがより好ましぐ f0 = 64〜67であることが最適である。なお、 f 0の下限値は初晶がひ相である力否かに関る値でもあり、 fOの上限値は、包晶反応 に関る値でもある。
[0022] 第 1〜第 8銅合金にあって、 Znは、 Cu, Siと共に、当該銅合金の主元素であり、合 金の積層欠陥エネルギーを下げ、包晶反応を生じさせ、溶融固化物の結晶粒の微 細化作用、溶湯の流動性向上並びに融点低下作用、 Zrの酸化損失の防止作用、耐 食性向上作用及び被削性向上作用を有する他、引張強さ、耐カ、衝撃強さ及び疲 労強等の機械的強度を向上させる働きがある。かかる点を考慮して、 Znの含有量は 、各構成元素の含有量を差し引いた残部とする。
[0023] 第 1〜第 8銅合金にあって、 Siは、 Zr、 P、 Cu及び Znと共添させると、合金の積層 欠陥エネルギーを下げ、包晶反応に与る組成範囲を広げ、顕著な結晶粒微細化効 果を発揮する元素である。その添加量は 2%以上で効果を発揮する。しかし、 Siを 5 %を超えて添加しても、 Cu、 Znとの共添による結晶粒微細化作用は飽和する力、逆 に低下する傾向にあり、更には延性の低下をきたす。また、 Si含有量が 5%を超える と、熱伝導性が低下し、凝固温度範囲が広くなつて、铸造性が悪くなる虞れがある。 また、 Siには溶湯の流動性を向上させ、溶湯の酸ィ匕を防ぎ、融点を下げる作用があ る。また、耐食性、特に耐脱亜鉛腐食性及び耐応力腐食割れ性を向上させる作用が ある。更には、被削性の向上と、引張り強さ、耐カ、衝撃強さ、疲労強度などの機械 的強度の向上に寄与する。これらの作用力 铸物の結晶粒の微細化について相乗 効果を生み出す。これらの Si添加機能が効果的に発揮されるには、 Siの含有量は、 (1)を満足することを条件として、 2〜5mass%としておく必要があり、 2. 2〜4. 8ma ss%としておくこと力 子ましく、 2. 5%〜4. 5%としておくこと力好ましく、 2. 7〜3. 7 mass%としておくのが最適する。
[0024] 第 1〜第 8銅合金にあって、 Zr及び Pは、銅合金結晶粒の微細化、特に溶融固化 時の結晶粒の微細化を図ることを目的として共添されるものである。すなわち、 Zr及 び Pは、単独では、他の一般的な添加元素と同様、銅合金結晶粒の微細化を僅かに 図ることができるにすぎないが、共存状態で極めて有効な結晶粒の微細化機能を発 揮するものである。
[0025] このような結晶粒の微細化機能は、 Zrについては 0. 0005mass%以上で発揮され 、 0. 0008mass%以上で効果的に発揮され、 0. 001mass%以上で顕著に発揮さ れ、 0. 0025mass%以上でより顕著に発揮され、 0. 004mass%以上で極めて顕著 に発揮されることになり、 Pについては 0. 01mass%以上で発揮され、 0. 02mass% 以上で顕著に発揮され、 0. 03mass%以上でより顕著に発揮され、 0. 04111&33%以 上で極めて顕著に発揮されることになる。
[0026] 一方、 Zr添カ卩量が 0. 04mass%に達し、また P添カ卩量が 0. 25mass%に達すると、 他の構成元素の種類，含有量に拘わらず、 Zr及び Pの共添による結晶粒の微細化 機能は完全に飽和することになる。したがって、力かる機能を効果的に発揮させるに 必要な Zr及び Pの添加量は、 Zrについては 0. 04mass%以下であり、 Pについては 0. 25mass%以下であることが必要である。なお、 Zr及び Pは、それらの添カ卩量が上 記した範囲で設定される微量であれば、他の構成元素によって発揮される合金特性 を阻害することがなぐ例えば、 Snを含有する場合にも、結晶粒の微細化により、 γ 相に優先配分される高 Sn濃度部分を連続したものでなくマトリックス内に均一に分布 させることができ、その結果、铸造割れを防止でき、ざく巣，引け巣，ブローホール，ミ クロポロシティの少な 、健全な铸造物を得ることができ、更に铸造後に行う冷間抽伸 や冷間伸線の加工性能を向上させることができ、当該合金の特性を更に向上させる ことができる。なお、工業的に極く微量の Zrを添加する観点からは、 Zrを 0. 019mas s%を超えて添加しても、結晶粒の微細化効果がより一層発揮されるものではなぐ 0 . 029mass%を超えると、むしろ、結晶粒の微細化効果が損なわれる虞れがあり、 0 . 04mass%を超えると、明らかに結晶粒の微細化効果が喪失する。
[0027] なお、 Zrは非常に酸素との親和力が強いものであるため、大気中で溶融させる場 合やスクラップ材を原料として使用する場合には、 Zrの酸ィ匕物，硫化物となり易ぐ Zr を過剰に添加すると、溶湯の粘性が高められて、铸造中に酸化物，硫化物の巻き込 み等による铸造欠陥を生じ、ブローホールやミクロポロシティが発生し易くなる。これ を避けるために真空や完全な不活性ガス雰囲気で溶解，铸造させることも考えられる 力 このようにすると、汎用性がなくなり、 Zrを専ら微細化元素として添加する銅合金 において大幅なコストアップとなる。力かる点を考慮すると、酸化物，硫化物としての 形態をなさない Zrの添力卩量を 0. 029mass%以下としておくことが好ましぐ 0. 019 mass%以下としておくことがより好ましぐ 0. 014mass%以下としておくことが最も好 ましぐ 0. 0095mass%としておくのが最適である。また、 Zr量をこのような範囲として おくと、当該銅合金をバージン材を新たに添加することなく再利用材として大気中で 溶解した場合（当該再利用材のみ力もなる原料を使用して铸造した場合）にも、 Zrの 酸化物や硫化物の生成が減少し、再び微細結晶粒で構成された健全な第 1〜第 8 銅合金を得ることが可能となる。
[0028] これらの点から、 Zr添カ卩量は、 0. 0005〜0. 04mass%としておくことが必要であり 、 0. 0008〜0. 029mass%としておくこと力 子ましく、 0. 001〜0. 019mass%とし ておくこと力より好ましく、 0. 0025〜0. 014mass%としておくこと力最ち好ましく、 0. 004〜0. 0095mass%としておくのが最適である。
[0029] また、 Pは、上述した如く Zrとの共添により結晶粒の微細ィ匕機能を発揮させるために 含有されるものであるが、耐蝕性，铸造性等にも影響を与えるものである。したがって 、 Zrとの共添による結晶粒の微細化機能に加えて、耐蝕性，铸造性等に与える影響 を考慮すると、 P添力卩量は 0. 01-0. 25mass%としておくことが必要であり、 0. 02 〜0. 2mass%としておくことが好ましぐ 0. 03〜0. 16mass%としておくことがより好 ましぐ 0. 04-0. 12mass%としておくのが最適である。なお、 Pは Zrとの関係が重 要である力 0. 25mass%を超えて添カ卩しても、微細化効果は少なぐ却って延性を 損なうので望ましくはない。
[0030] 而して、 Zr, Pの共添による結晶粒の微細化効果は、 Zr, Pの含有量を上記した範 囲で個々に決定するのみでは発揮されず、これらの含有量相互において（2)の条件 を満足することが必要である。結晶粒の微細化は、融液から晶出する初晶の α相の 核生成速度力 デンドライト結晶の成長速度を遥かに上回ることによって達成される 力 力かる現象を発生させるには、 Zr, Pの添加量を個々に決定するのみでは不十 分であり、その共添割合 1=
Figure imgf000016_0001
を考慮する必要がぁる。 Zr, Pの含有量を 適正な範囲において適正な添加割合となるように決定しておくことにより、 Zr, Pの共 添機能な 、し相互作用によって初晶 oc相の結晶生成を著しく促進させることができ、 その結果、当該 α相の核生成がデンドライト結晶の成長を遥かに上回ることになるの である。 Zr, Pの含有量が適正範囲にあり且つそれらの配合比率（[P]Z[Zr] )が量 論的である場合、数十 ppm程度の微量な Zr添カ卩により、 α相の結晶中に、 Zr, Pの 金属間化合物（例えば ZrP, ZrP )を生成することがあり、当該 oc相の核生成速度 は、 [?]7[21：]の値^が0. 7〜200となることによって高められ、その程度は f 1 = 1. 2〜： LOOとなることによって更に高められ、 fl = 2. 3〜50となることにより著しく高めら れ、 fl = 3. 5〜30となることにより飛躍的に高められることになる。すなわち、 Zrと Pと の共添割合 flは結晶粒の微細化を図る上で重要な要素であり、 flが上記した範囲 にあれば、溶融固化時の結晶核生成が結晶成長を大きく上回ることになる。さらに、 結晶粒が微細化されるためには、 Zr, ?と31との共添量割合 2 = [31]7[2 ]及ひ 3 = [Si]Z[P] )も十分当然重要であり、考慮する必要がある。
[0031] そして、溶融固化が進行し、固相の割合が増してくると、結晶成長が頻繁に行われ 始め、一部で結晶粒の合体も生じ始め、通例、 α相結晶粒は大きくなつていく。ここ で、溶融物が固化する過程において包晶反応が生じると、固化されずに残っている 融液と固相 a相とが固液反応し、固相の a相を食いながら j8相が生成する。その結 果として、 a相が j8相に包み込まれて、 a相の結晶粒自体の大きさもより小さくなつ ていき且つその形状も角の取れた楕円形状になっていく。固相がこのような微細で楕 円形状になれば、ガスも抜け易くなり、固化するときの凝固収縮に伴う割れに対する 耐性を持ち、引けも滑らかに生じて、常温での強度、耐食性等の諸特性にも好影響 をもたらす。当然、固相が微細な楕円形状であれば、流動性がよく半溶融凝固法に 最適であり、凝固の最終段階で微細な楕円形状の固相と融液とが残っておれば、複 雑な形状のモールドであっても、隅々まで固相と融液とが十分に供給され、形状の優 れた铸物ができる。すなわち、二ァネットシエイブまで成形される。なお、包晶反応に 与るかどうかは、実用上平衡状態とは異なり一般的には平衡状態より広い組成で生 じる。ここで関係式 fOが重要な役割を果たし、 fOの上限値が、主として、溶融固化後 の結晶粒の大きさと包晶反応とに与れる尺度に関わる。 fOの下限値は、主として、溶 融固化後の結晶の大きさと初晶が a相であるかどうかの境界値とに関わるものである 。； fO力前述した好まし!/ヽ範囲（f0 = 62〜69. 5)、より好まし!/ヽ範囲（f0 = 62. 5〜68 . 5)、最適な範囲 (f0 = 64〜67)となるに従って、初晶 a相の量が増え、非平衡反 応で生じる包晶反応がより活発に生じ、結果として常温で得られる結晶粒はより小さく なっていく。
これら一連の溶融固化現象は、当然、冷却速度に依存する。すなわち、冷却速度 力 °CZ秒以上のオーダーの急冷では、結晶の核生成を行うには、その時間が ないので結晶粒が微細化されない虞れがあり、逆に、 10_3 °CZ秒以下のオーダー のゆっくりした冷却速度では、結晶成長或いは結晶粒の合体が促進されるため、結 晶粒は微細化されない虞れがある。また、平衡状態に近づくので、包晶反応に与る 組成範囲も小さくなる。より好ましくは、溶融固化段階での冷却速度が 10_2〜104 °C /秒の範囲となることであり、最も望ましくは 10_ 1〜103 °C /秒の範囲となること である。このような冷却速度の範囲のなかでも、より上限に近い冷却速度となる程、結 晶粒が微細化される組成領域が広がり、結晶粒はより微細化されることになる。包晶 反応で生成する j8相には、結晶粒成長抑制作用があるが、さらに、高温で j8相が消 滅することなく固相内反応によって、 κ相および Z又は γ相が析出、生成し、それら 相の占める割合が多くなると、結晶成長を抑制するばかりか、さらに α結晶粒をより微 細にする。そのための条件式が f4 = [ α ] + [ γ ] + [ κ ]および f5 = [ γ ] + [ κ ] + 0 . 3 [ μ - ί β ]であり、 f 5が前述した好ましい範囲（f5 = 10〜70)、より好ましい範囲 5 = 15〜60)、最適な範囲 5 = 20〜45)となるに従って、結晶粒はより微細化さ れることになる。条件（8)における f6, f 7は fOと類似の計算式であり、（9)における f8 は f5と類似の計算式であるので、（8) (9)の条件を満足することは、 fOについての（1 )の条件及び f5についての（6)の条件を満足することに繋がる。なお、本発明で特定 する組成範囲の Cu—Zn— Si合金で形成される、 κ相， γ相は、 Siリッチな硬質相で あるが、これらの κ相， γ相は切削加工時の応力集中源となり、厚みの薄いせん断 型の切屑を生成し、分断された切屑が得られる。また同時に結果的に低い切削抵抗 値を示す。したがって、被削性改善元素である軟質の Pb粒子や Bi粒子の存在が無く ても（Pb, Bi等の被削性改善元素を含有していなくても）、 κ相、 γ相が均一に分布 しておれば、工業的に満足しうる被削性が得られる。このような Pb等の被削性改善元 素によらない被削性の改善効果を発揮させるための条件が（1)の条件であり、 f5に ついての（6)の条件である。ところで、近年、高速切削が要求されている力 硬質の κ相、 γ相と軟質の Pb粒子や Bi粒子とがマトリックスに均一に分散して共存すること により、特に高速切削条件下で飛躍的に相乗効果を発揮する。このような共添効果 を発揮するためには、（8)の条件を満足することが必要とされ、更に（9)の条件を満 足することが好ましい。
[0033] 以上の点力も理解されるように、第 1〜第 8銅合金にあっては、少なくとも（1)〜（6) の条件を満足することによって、溶融固化物であっても熱間加工材或いは再結晶材 と同等の結晶粒微細化を図ることができるのであり、 ( 10)の条件を満足することによ つて、結晶粒の更なる微細化を図ることができるのである。さらに、第 5〜第 8銅合金 にあっては、（8)の条件 (好ましくは、更に（9)の条件）を満足することにより、 Pb等の 微量添カ卩による被削性向上を図りつつ結晶粒の微細化を図ることができる。なお、 κ 相， γ相は α相より Si濃度が高い相であり、これら 3相で 100%に達しないときは、残 部は、一般的には、 j8相、 相及び δ相のうちの少なくとも 1つの相が含まれる。
[0034] 第 5〜第 8銅合金にあって、 Pb, Bi, Se, Teは、周知のように、被削性を向上させる と共に、軸受等の摩擦係合部材にあっては相手部材との馴染み性及び摺動性を向 上させて優れた耐摩耗性を発揮させる。カゝかる機能が発揮されるには、 Pb等の大量 添加を要するものである力 結晶粒の微細化と相俟って（8)の条件が満足されること によって、 Pb等を大量添加させずとも、上記した微量な範囲で添加させることにより、 工業的に満足しうる被削性を確保することができる。このような Pb等の微量添カ卩によ る被削性の更なる向上を図るためには、（8)の条件に加えて（9) (16)の条件を満足 させることが好ましい。このような条件が満足されることにより、結晶粒の微細化と相俟 つて、 Pb等の粒子がより微細且つ均一な大きさでマトリックスに分散配置されることに より、 Pb等の大量添加を必要とせずとも、被削性を向上させることができる。その効果 は、被削性に有効な本組成範囲で形成される硬質の κ相， γ相及び未固溶軟質の Pb, Biの存在と相俟って、特に高速切削条件下において顕著に発揮される。一般に は、 Pb, Bi, Se, Teを単独で添加させるか、 Pb及び Te、 Bi及び Se又は Bi及び Teの 何れかの組み合わせで共添される。このような点力ら、（8)等を満足することを条件と して、 Pbの添カロ量は 0. 005〜0. 45mass%としておく必要力 Sあり、 0. 005〜0. 2m ass%としておくことが好ましぐ 0. 005-0. lmass%としておくことがより好ましい。 また、 Biの添カロ量は 0. 005〜0. 45mass%としておく必要力 Sあり、 0. 005〜0. 2ma ss%としておくことが好ましぐ 0. 005-0. lmass%としておくことがより好ましい。ま た、 Seの添加量は 0. 03〜0. 45mass%としておく必要があり、 0. 05〜0. 2mass %としておくことが好ましぐ 0. 05-0. lmass%としておくことがより好ましい。また、 Teの添加量は 0. 01〜0. 45%mass%としておく必要があり、 0. 03〜0. 2mass% としておくこと力 S好ましく、 0. 05〜0. lmass%としておくことがより好ましい。
ところで、 Pb, Biは常温で固溶せず、 Pb粒子又は Bi粒子として存在するば力りでな ぐ溶融固化段階においても溶融状態で粒状に分布し且つ固相間に存在することに なり、これらの Pb, Biの粒子が多い程、溶融固化段階での割れが生じ易くなる (凝固 による収縮に伴って引張応力が発生することによる)。さらに、 Pb, Biは、固化後にお いても、主として粒界に溶融状態で存在するため、これらの粒子が多いと、高温割れ が生じ易い。力かる問題を解決するためには、結晶粒を微細化して応力を緩和し (及 び粒界面積を大きくし）、更にこれら Pb, Biの粒子を小さくし且つ均一に分布させるこ とが極めて有効である。また、 Pb, Biは被削性を除いて、上記した如く銅合金特性に 悪影響を及ぼすものであり、常温の延性についても、 Pb, Bi粒子に応力が集中する ことによって延性も損なわれる（結晶粒が大きい場合、相乗的に延性が損なわれるこ とはいうまでもない)。このような問題についても、結晶粒の微細化によって解決する ことがでさること〖こ注目すべさである。
第 2、第 4、第 6及び第 8銅合金にあって、 Sn, As, Sbは、主として、耐潰蝕性，耐 蝕性 (特に、耐脱亜鉛腐蝕性)を向上させるために添加される。このような機能は、 Sn については 0. 05mass%以上、 Sb, Asについては、 0. 02mass%以上添カ卩するこ とによって発揮される。し力し、 Sn, As, Sbを一定量を超えて添加させても、その添 加量に見合う効果が得られず、却って延性が低下することになる。また、 Snは、単独 では微細化効果に与える影響は少な 、が、 Zr及び Pの存在下では結晶粒の微細化 機能を発揮しうる。 Snは機械的性質 (強度等)，耐蝕性，耐摩耗性を向上させるもの であり、更に、デンドライトアームを分断させ、包晶反応を生じさせる Cu又は Znの組 成領域を広げてより効果的な包晶反応を遂行させる機能を有し、合金の積層欠陥ェ ネルギーを減少させ、その結果、結晶粒の粒状ィ匕及び微細化をより効果的に実現さ せるものでもある。 Snは低融点金属で、少量の添加でも Snの濃化相あるいは濃化部 分を形成し、铸造性を阻害させる。ところが Zr、 Pの添加の下で、 Snを添加すると Sn による結晶粒微細化効果も相俟って結晶粒が微細化されることにより、 Snの濃化部 分が形成されるにもかかわらず、その濃化相が均一に分散され、铸造性や延性を大 きく損なわずに、優れた耐潰食性を示す。その耐潰食性効果を発揮するためには Sn 添加量が 0. 05%以上必要であり、好ましくは 0. 1%以上、より好ましくは 0. 25%以 上必要である。一方、 Sn添カ卩量が 1. 5%を超えると、如何に結晶粒が微細化されて も、铸造性や常温での延性に問題が生じ、好ましくは 0. 9%以下、より好ましくは 0. 7%以下であり、最適には 0. 6%以下である。 Snの添カロ量は 0. 05〜： L 5mass%と しておく必要があり、 0. 1〜0. 9mass%としておくことが好ましぐ 0. 2〜0. 7mass %としておくことがより好ましぐ 0. 25-0. 6mass%としておくことが最適である。ま た、 As, Sbの添加量は、人体に悪影響を及ぼす有毒性をも効力して、 0. 02-0. 2 5mass%としておく必要があり、 0. 03〜0. 15mass%としておくことが好ましい。 第 3、第 4、第 7及び第 8銅合金にあって、 Al, Mn, Mgは、主として、強度向上、湯 流れ性向上、脱酸，脱硫効果、高速流速下での耐潰蝕性の向上及び耐摩耗性の向 上を図るために添加される。さらに、 A1は铸物表面に強固な Al— Snの耐蝕性皮膜を 形成して、耐摩耗性を向上させる。また、 Mnも Snとの間で耐蝕性皮膜を生成する効 果がある。また Mnは合金中の Siと結合して Mn— Siの金属間化合物（原子比で 1： 1 又は 2 : 1)を形成し、合金の耐磨耗性を向上させる効果を持つ。ところで、銅合金原 料の一部としてスクラップ材 (廃棄伝熱管等）が使用されることが多ぐ力かるスクラッ プ材には S成分 (硫黄成分）が含まれていることが多いが、溶湯に S成分が含まれて いると、結晶粒微細化元素である Zrが硫ィ匕物を形成して、 Zrによる有効な結晶粒微 細化機能が喪失される虞れがあり、更に、湯流れ性を低下させて、ブローホールや割 れ等の铸造欠陥が生じ易くなる。 Mgは、耐蝕性向上機能に加えて、このような S成分 を含有するスクラップ材を合金原料として使用する場合にも铸造時における湯流れ 性を向上させる機能を有する。また、 Mgは、 S成分をより無害な MgSの形態で除去 することができ、この MgSはそれが仮に合金に残留したとしても耐蝕性に有害な形態 でなぐ原料に S成分が含まれていることに起因する耐蝕性低下を効果的に防止でき る。また、原料に S成分が含まれていると、 Sが結晶粒界に存在し易く粒界腐蝕を生じ る虞れがあるが、 Mg添カ卩により粒界腐蝕を効果的に防止することができる。また、 A1 , Mnも、 Mgに比しては劣るものの、溶湯に含まれる S成分を除去する作用がある。ま た、溶湯中の酸素量が多いと、 Zrが酸化物を形成して結晶粒の微細化機能が喪失 される虞れがあるが、 Mg, Al, Mnは、このような Zrの酸ィ匕物形成をも防止する効果 も発揮する。このような点を考慮して、 Al, Mn, Mgの含有量は前述した範囲とされる 。なお、溶湯の S濃度が高くなつて、 Zrが Sによって消費される虞れがあるが、 Zr装入 前に、溶湯に 0. 001mass%以上の Mgを含有させておくと、溶湯中の S成分が MgS の形で除去され或いは固定されることから、かかる問題を生じない。ただし、 Mgを 0. 2mass%を超えて過剰に添加すると、 Zrと同様に酸ィ匕して、溶湯の粘性が高められ 、酸化物の巻き込み等による铸造欠陥を生じる虞れがある。これらの点と強度，耐潰 蝕性，耐摩耗性の向上とを合わせて考えると、 A1の添力卩量は 0. 02-1. 5mass%と しておく必要があり、 0. 1〜1. 2mass%としておくことが好ましい。また、 Mnの添カロ 量は、合金中の Siと MnSiの金属間化合物（原子比で 1： 1又は 2： 1)の形成による耐 摩耗性の向上効果を合わせて考えると、 0. 2〜4mass%としておく必要があり、 0. 5 〜3. 5mass%としておくことが好ましい。 Mgは 0. 001〜0. 2mass%添カ卩させてお く必要がある。
[0038] 第 1〜第 8銅合金にあっては、 Zr及び Pを添加させることにより結晶粒の微細化を実 現し、（7)の条件が満足されることにより、つまり溶融固化時のマクロ組織での平均結 晶粒径が 200 m以下（好ましくは 150 m以下、より好ましくは 100 m以下、最適 にはミクロ組織において 50 m以下）としておくことにより、高品質の铸物を得ること ができ、横型連続铸造ゃアップワード (アップキャスト）等の連続铸造による铸物の提 供及びその実用も可能となる。結晶粒が微細化していない場合、铸物特有のデンド ライト組織の解消や κ相， γ相の分断，細分ィ匕等を図るために複数回の熱処理が必 要となり、また結晶粒が粗大化しているために表面状態が悪くなる力 結晶粒が上記 した如く微細化されている場合には、偏析もミクロ的なものにすぎないから、このような 熱処理を行なう必要がなぐ表面状態も良好となる。さらに、 κ相， γ相は、主として、 α相との相境界に存在するため、結晶粒が微小で且つ均一に分散されている程、そ れらの相長さは短くなるから、 κ相， γ相を分断するための格別の処理工程は必要と しな 、か或いは必要とするとしてもその処理工程を最小限とすることができる。このよ うに、製造に必要な工程数を大幅に削減して、製造コストを可及的に低減させること ができる。なお、（7)の条件が満足されることにより、次のような問題が生じず、優れた 銅合金特性が発揮される。すなわち、 κ相， γ相の分布が不均一である場合には、 マトリックスの α相との強度差により割れが生じ易ぐ常温での延性も損なわれる。ま た、 Pbや Biの粒子は本来的に α相との境界や粒界に存在するものであるから、相が 大きい場合には凝固割れが生じ易ぐ常温での延性も損なわれる。
[0039] また、（13)の条件 (第 5〜第 8銅合金にあっては、更に（16)の条件)を満足して、 κ相， γ相や Pb, Bi粒子が大きさの揃った微細形状でマトリックスに均一に分布して おれば、当然に冷間加工性が向上することになるから、第 1〜第 8銅合金铸物は、力 シメカ卩ェを必要とする用途 (例えば、ホース-ップルにあっては、設置工事時にカシメ 加工を施されることがある）にも好適に使用することができる。 [0040] また、第 1〜第 8銅合金铸物にあっては、原料にスクラップ材を使用することがある 力 力かるスクラップ材を使用する場合、不可避的に不純物が含有されることがあり、 実用上、許容される。しかし、スクラップ材がニッケル鍍金材等である場合において、 不可避不純物として Fe及び Z又は Niが含有されるときには、それらの含有量を制限 する必要がある。すなわち、これらの不純物の含有量が多いと、結晶粒の微細化に 有用な Zr及び Pが、 Fe及び Z又は Niによって消費され、たとえ Zr, Pが過剰添加さ れていたとしても、結晶粒の微細化作用を阻害する不都合があるからである。したが つて、 Fe及び Niの何れかが含有される場合には、その含有量を 0. 3mass%以下（ 好ましくは 0. 2mass%以下、より好ましくは 0. lmass%以下、最適には 0. 05mass %以下）に制限しておくことが好ましい。また、 Fe及び Niが共に含有される場合には 、それらの合計含有量が 0. 35mass%以下 (好ましくは 0. 25mass%以下、より好ま しくは 0. 15mass%以下、最適には 0. 07mass%以下）に制限しておくことが好まし い。
[0041] 好ましい実施の形態にあって、第 1〜第 8銅合金は、例えば、铸造工程で得られる 铸造物又はこれに更に一回以上の塑性カ卩ェを施した塑性カ卩ェ物として提供される。
[0042] 铸造物は、例えば、横型連続铸造法、アップワード法又はアップキャスト法により铸 造された線材、棒材又はホロ一バーとして提供され、また-ァネットシエイブに铸造さ れたものとして提供される。さら〖こ、铸物、半溶融铸物、半溶融成形物、溶湯鍛造物 又はダイキャスト成形物としても提供される。この場合、（14) (15)の条件を満足する ことが好ましい。半溶融状態において固相が粒状ィ匕しておれば、当然に、半溶融铸 造性に優れることになり、良好な半溶融铸造を行うことができる。また、最終凝固段階 での固相を含んだ融液の流動性は、主として、半溶融状態での固相の形状と液相の 粘性な！/ヽし液相の組成とに依存するが、铸造による成形性の良否（高精度や複雑な 形状が要求される場合にも健全な铸物を铸造できる力否か）については、前者（固相 の形状）による影響度が大きい。すなわち、半溶融状態において固相がデンドライト のネットワークを形成し始めておれば、その固相を含んだ融液は隅々に行き渡り難い ことから、铸造による成形性は劣ることなり、高精度铸物ゃ複雑形状铸物を得ることは 困難である。一方、半溶融状態における固相が粒状ィ匕しており、それが球状化（二次 元形態においては円形）に近いものである程、更に粒径が小さいものである程、半溶 融铸造性を含む铸造性に優れることになり、健全な高精度铸物ゃ複雑形状铸物を得 ることができる（高品質の半溶融铸造物を当然に得ることができる)。したがって、半溶 融状態における固相の形状を知ることによって半溶融铸造性を評価することができ、 半溶融铸造性の良否によって、これ以外の铸造性 (複雑形状铸造性、精密铸造性及 び溶融鍛造性)の良否を確認することができる。一般的には、固相率 30〜80%の半 溶融状態において、少なくともデンドライト'ネットワークが分断された結晶組織をなし 且つ固相の 2次元形態が円形状、円形に近い非円形状、楕円形状、十字形状又は 多角形状をなす場合には、半溶融铸造性が良好であるということができ、更に、特に 固相率 60%の半溶融状態において、当該固相の平均結晶粒径が 150 m以下 (好 ましくは 100 μ m以下、より好ましくは 50 μ m以下、最適には 40 μ m以下）であること 及び固相の平均最大長が 300 μ m以下 (好ましくは 150 μ m以下、より好ましくは 10 0 /z m以下、最適には 80 m以下)であることの少なくとも何れかである場合 (特に楕 円形状にあっては平均的な長辺と短辺との比が 3： 1以下 (好ましくは 2： 1以下）となる 場合）には、半溶融铸造性に優れるということができる。
[0043] また、塑性加工物は、例えば、熱間押出加工物、熱間鍛造加工物又は熱間圧延加 ェ物として提供される。また、上記した铸造物を抽伸加工又は伸線加工してなる線材 、棒材又はホロ一バーとして提供される。さら〖こ、切削加工により得られる塑性カ卩ェ物 つまり切削加工物として提供される場合にあっては、（17)の条件を満足すること、つ まり、すくい角：—6° 及びノーズ半径: 0. 4mmのバイトを使用した旋盤により、乾式 で、切削速度： 80〜160mZmin、切込み深さ： 1. 5mm及び送り速度： 0. 11mm/ rev.の条件で切削した場合において、台形若しくは三角形をなす小片形状、長さ 2 5mm以下のテープ形状又は針形状をなす切屑が生成することが好ましい。切屑の 処理 (切屑の回収や再利用等）が容易となり、切屑がバイトに絡み付 、たり切削表面 を損傷させる等のトラブルを発生することなぐ良好な切削加工を行なうことができる 力 である。
[0044] 第 1〜第 8銅合金は、具体的には、水と常時又は一時的に接触する状態で使用さ れる接水金具として提供される。例えば、 -ップル、ホース-ップル、ソケット、エルボ 、チーズ、プラグ、プッシング、ユニオン、ジョイント、フランジ、ストップバルブ、ストレ ーナ一、スリースバノレブ、ゲートバノレブ、チヱツキバノレブ、グローブバノレブ、ダイヤフラ ムバルブ、ピンチバルブ、ボールバルブ、ニードルバルブ、ミニチュアバルブ、レリー フノ レブ、メンコック、ノヽンドノレコック、グランドコック、 2方コック、 3方コック、 4方コック 、ガスコック、ボール弁、安全弁、レリーフ弁、減圧弁、電磁弁、スチームトラップ、水 道メータ、流量計、給水栓、散水栓、止水栓、 自在栓、混合栓、分水栓、カラン、分枝 栓、逆止弁、分枝バルブ、フラッシュバルブ、切り替えコック、シャワー、シャワーフック 、プラグ、ザルポ、散水ノズル、スプリンクラー、給湯器用伝熱管、熱交換器用伝熱管 、ボイラ用伝熱管、トラップ、消化栓弁、送水口、インペラ、インペラ軸若しくはポンプ ケース又はこれらの構成材として提供される。また、相手部材と常時又は一時的に接 触する状態で相対運動する摩擦係合部材としても提供される。例えば、歯車、摺動 ブッシュ、シリンダ、ピストンシユー、支承、ベアリング部品、軸受部材、シャフト、ロー ラ、ロータリジョイント部品、ボルト、ナット若しくはスクリュー軸又はこれらの構成部材と して提供される。さらには、圧力センサ、温度センサ、コネクター、コンプレッサー部品 、キャブレター部品、ケーブル止め金具、携帯電話アンテナ部品又は端子としても提 供される。
[0045] また、本発明は、上記した第 1〜第 8銅合金を製造する場合にあって、铸造工程に おいては、 Zr (より一層の結晶粒の微細化及び安定した結晶粒の微細化を図る目的 で含有されるもの）を、これを含有する銅合金物の形態で、铸込み直前或いは原料 溶解の最終段階で添加させることにより、铸造に際して酸ィ匕物及び Z又は硫ィ匕物の 形態で Zrが添加されないようにすることを特徴とする被削性、強度、耐摩耗性及び耐 蝕性に優れた銅合金铸物の铸造方法を提案する。 Zrを含有する前記銅合金物とし ては、 Cu— Zr合金若しくは Cu— Zn— Zr合金又はこれらの合金をベースとして P、 M g、 Al、 Sn、 Mn及び Bから選択する 1種以上の元素を更に含有させたものが好適す る。
[0046] すなわち、第 1〜第 8銅合金を铸造又はその構成素材 (被塑性加工材)を铸造する 铸造工程においては、 Zrを粒状物、薄板状物、棒状物又は線状物の形状とした中 間合金物 (銅合金物）の形態で铸込み直前に添加させることにより、 Zrの添加時にお けるロスを可及的に少なくして、铸造に際して酸化物及び Z又は硫化物の形態をな して Zrが添加されることにより結晶粒の微細化効果を発揮するに必要且つ十分な Zr 量が確保できないといった事態が発生しないようにするのである。そして、このように Z rを铸込み直前に添加する場合、 Zrの融点は当該銅合金の融点より 800-1000°C 高いため、粒状物 (粒径： 2〜50mm程度）、薄板状物 (厚み： 1〜： LOmm程度）、棒 状物（直径： 2〜50mm程度)又は線状物とした中間合金物であって当該銅合金の 融点に近く且つ必要成分を多く含んだ低融点合金物（例えば、 0. 5〜65mass%の Zrを含有する Cu - Zr合金若しくは Cu— Zn— Zr合金又はこれらの合金をベースとし て更に P、 Mg、 Al、 Sn、 Mn及び Bから選択した 1種以上の元素（各元素の含有量： 0. l〜5mass%)を含有させた合金）の形態で使用することが好ましい。特に、融点 を下げて溶解を容易ならしめると共に Zrの酸ィ匕によるロスを防止するためには、 0. 5 〜35mass%の Zrと 15〜50mass%の Znを含有する Cu— Zn— Zr合金（より好ましく は l〜15mass%の Zrと 25〜45mass%の Znを含有する Cu— Zn— Zr合金）をべ一 スとした合金物の形態で使用することが好ましい。 Zrは、これと共添させる Pとの配合 割合にもよるが、銅合金の本質的特性である電気'熱伝導性を阻害する元素である 力 酸化物，硫化物としての形態をなさない Zr量が 0. 04mass%以下、特に 0. 019 mass%以下であると、 Zrの添カ卩による電気.熱伝導性の低下を殆ど招くことがなぐ 仮に電気'熱伝導性が低下したとしても、その低下率は Zrを添加しない場合に比して 極く僅かで済む。
また、（7)の条件を満足する第 1〜第 8銅合金を得るためには、铸造条件、特に铸 込み温度及び冷却速度を適正としておくことが望ましい。すなわち、铸込み温度につ V、ては、当該銅合金の液相線温度に対して 20〜250°C高温 (より好ましくは 25〜15 0°C高温）となるように決定しておくことが好ましい。すなわち、铸込み温度は、（液相 線温度 + 20°C)≤铸込み温度≤ (液相線温度 + 250°C)の範囲で決定しておくこと が好ましく、（液相線温度 + 25°C)≤铸込み温度≤ (液相線温度 + 150°C)の範囲で 決定しておくことがより好ましい。一般的には、合金成分にもよるが、铸込み温度は 1 150°C以下であり、好ましくは 1100°C以下であり、より好ましくは 1050°C以下である 。铸込み温度の下限側は、溶湯がモールドの隅々に充填される限り、特に制限はな いが、より低い温度で铸込む程、結晶粒が微細化される傾向となる。なお、これらの 温度条件は、合金の配合量によって異なることは理解されるべきである。
発明の効果
[0048] 本発明の銅合金は、溶融固化段階で結晶粒が微細化されるため、凝固の際の収 縮に耐えることができ、铸造割れの発生を少なくすることができる。また、凝固の過程 で発生するホールやポロシティ一についても、外部へ抜け易いため、铸造欠陥等の な ヽ (ざく巣等の铸造欠陥がなく、デンドライト ·ネットワークが形成されて 、な 、ため 表面が滑らかで且つ引け巣が可及的に浅いものとなる)健全な铸物が得られる。した がって、本発明によれば、極めて実用性に富む铸造物又はこれを塑性加工した塑性 加工物を提供することができる。
[0049] また、凝固の過程で晶出する結晶は、铸造組織特有の典型的な樹枝状の形態で はなぐアームが分断された形態、好ましくは、円形、楕円形、多角形、十字形の如き 形態である。このため、溶湯の流動性が向上し、薄肉で複雑な形状なモールドの場 合でも、その隅々にまで溶湯を行き渡らせることができる。
[0050] 本発明の銅合金は、結晶粒の微細化、 α相以外の相（Siによって生じる κ相， γ 相）や Pb粒子等の均一分散化により、構成元素によって発揮される被削性、強度、 耐摩耗性 (摺動性)及び耐蝕性の大幅な向上を図ることができるものであり、水道水 等と常時又は一時的に接触する状態で使用される接水金具 (例えば、上水道用配管 の水栓金具，バルブ'コック類，継手 'フランジ類，水栓金具、住設機器'排水器具類 ,接続金具，給湯器部品等)、相手部材 (回転軸等)と常時又は一時的に接触する状 態で相対運動する摩擦係合部材 (例えば、軸受，歯車，シリンダ，ベアリングリテーナ ,インペラ，バルブ，開閉弁，ポンプ類部品，支承等)や圧力センサ、温度センサ、コ ネクター、コンプレッサー部品、スクロールコンプレッサー部品、高圧バルブ、空調用 バルブ ·開閉弁、キャブレター部品、ケーブル止め金具、携帯電話アンテナ部品、端 子等又はこれらの構成材として好適に実用することができる。
[0051] また、本発明の方法によれば、 Zrが酸ィ匕物及び硫ィ匕物の形態で添加されることに よる不都合を生じることなぐ Zr及び Pの共添効果による結晶粒の微細化を実現して 、上記した銅合金铸物を効率よく良好に铸造することができる。 図面の簡単な説明
[0052] [図 1]実施例の銅合金 No. 79のエッチング面 (切断面）写真であって、（A)はマクロ 組織を示すものであり、 (B)はミクロ組織を示すものである。
[図 2]比較例の銅合金 No. 228のエッチング面 (切断面）写真であって、（A)はマクロ 組織を示すものであり、 (B)はミクロ組織を示すものである。
[図 3]実施例の銅合金 No . 4についての半溶融铸造性試験における半溶融固化状 態の顕微鏡写真である。
[図 4]比較例の銅合金 No . 202についての半溶融铸造性試験における半溶融固化 状態の顕微鏡写真である。
[図 5]切削試験で生成した切屑の形態を示す斜視図である。
[図 6]铸造物 C、 D、 CI又は D1 (水道メータ本体)を示す斜視図である。
[図 7]図 7に示す铸造物 C、 D、 CI又は D1 (水道メータ本体）の底部を切り取って示 す平面図である。
[図 8]実施例の銅合金 No. 72である铸造物 Cの内面要部（図 7の M部に相当するひ け部）の拡大平面図である。
[図 9]実施例の銅合金 No. 72である铸造物 Cの要部断面図（図 7の N— N線断面図 に相当）である。
[図 10]実施例の銅合金 No . 73である铸造物 Cの内面要部（図 7の M部に相当する ひけ部）の拡大平面図である。
[図 11]実施例の銅合金 No. 73である铸造物 Cの要部断面図（図 7の N— N線断面 図に相当）である。
[図 12]比較例の銅合金 No. 224である铸造物 C1の内面要部（図 7の M部に相当す るひけ部）の拡大平面図である。
[図 13]比較例の銅合金 No. 224である铸造物 C1の要部断面図（図 7の N— N線断 面図に相当）である。
実施例
[0053] 実施例として、表 1〜表 8に示す組成の銅合金 No. l〜No. 92を、铸造物 A, B, C, D, E, F及び塑性カ卩ェ物 Gとして得た。また、比較例として、表 9〜表 12に示す 組成の銅合金 No. 201〜No. 236を、铸造物 Al, Bl, CI, Dl, El, Fl, Gl及 び塑性加ェ物 G2として得た。
[0054] 铸造物 A (銅合金 No. l〜No. 46)及び Al (銅合金 No. 201〜214)は、溶解炉（ 溶製能力： 60kg)に横型連続铸造機を付設してなる铸造装置を使用して低速 (0. 3 mZ分)で連続铸造された 40mm径の棒材である。また、铸造物 B (銅合金 No. 47 〜No. 52)及び Bl (銅合金 No. 217, No. 218)は、上記した铸造物 A, Alと同様 に、溶解炉 (溶製能力： 60kg)に横型連続铸造機を付設してなる铸造装置を使用し て低速（lmZ分)で連続铸造されたもので、 8mm径の棒材である。なお、何れの場 合にも、铸造は黒鉛製モールドを用いて、随時、所定の成分になるように添加元素を 調整添加しながら連続で行った。また、上記した铸造物 A, B, Al, B1の铸造工程 にあっては、铸込み時に Zrを Cu— Zn— Zr合金（Zrを 3mass%含む）の形態で添加 させると共に、铸込み温度を当該铸造物の構成材料の液相線温度より 100°C高く設 定した。また、铸造物 A1 (銅合金 No. 215, No. 216)は市販の 40mm径の横型連 続棒（No . 215は CAC406Cに相当する）である。
[0055] 铸造物 C (銅合金 No. 53〜No. 73)、 D (銅合金 No. 74〜No. 78)、 CI (銅合金 No. 219〜No. 224)及び Dl (銅合金 No. 225, No. 226)は、何れも、実操業の 低圧铸造 (溶湯温度： 1005°C± 5°C,圧力： 390mbar,加圧時間： 4. 5秒，保持時 間： 8秒）によって得たものであり、図 6に示す如ぐ一対の水道メータ本体を有する実 铸物である。なお、铸造物 C, C1は金型を使用して铸造されたものであり、铸造物 D , D1は砂型を使用して铸造されたものである。
[0056] 铸造物 E (銅合金 No. 79〜No. 90)及び El (銅合金 No. 228〜No. 233)は、原 料を電気炉で溶解した上、その溶湯を 200°Cに予熱した鉄製铸型に铸込むことによ つて得られた円柱形状（直径： 40mm,長さ： 280mm)の铸塊である。
[0057] 铸造物 F (No. 91)及び Fl (No. 234)は、実操業の低圧铸造によって得た大型铸 物（厚み： 190mm,幅 900mm,長さ： 3500mmのインゴット）である。
[0058] 塑性加工物 G (銅合金 No. 92)は、铸塊（240mm径のビレット）を熱間押出して得 られた径 100mmの棒材である。また、塑性加工物 G1 (銅合金 No. 235, No. 236) は、何れも市販の押出—抽伸棒（40mm径）である。なお、 No. 235ίお IS C3604 【こネ目当し、 No. 236WIS C3771【こネ目当する。なお、以下の説明【こお ヽて ίま、録 造物 A, Β, C, D, Ε, F及び塑性カ卩ェ物 Gを「実施例物」といい、铸造物 Al, Bl, C 1, Dl, El, Fl, G1及び塑性カ卩ェ物 G2を「比較例物」ということがある。
[0059] 而して、実施例物 A, Β, C, D, Ε, G及び比較例物 Al, Bl, CI, Dl, El, G1, G2から JIS Ζ 2201に規定する 10号試験片を採取し、この試験片についてアムス ラー型万能試験機による引張試験を行い、引張強さ (NZmm2)、0. 2%耐カ (NZ mm2)、伸び（％)及び疲労強度 (NZmm2)を測定した。その結果は、表 13〜表 18 に示す通りであり、実施例物は引張強さ等の機械的性質に優れることが確認された。 なお、铸造物 C, D, CI, D1については、試験片を図 6に示す湯道部 Kから採取し た。
[0060] また、実施例物及び比較例物の被削性を比較確認するために、次のような切削試 験を行って切削主分力 (N)を測定した。
[0061] すなわち、実施例物 A, B, E, G及び比較例物 Al, Bl, El, G1から採取した試 料の外周面を、真剣バイト (すくい角： 6° 、ノーズ : 0. 4mm)を取り付けた旋盤に より、切削速度： 80mZ分、切込み深さ： 1. 5mm、送り： 0. l lmm/rev.の条件及 び切削速度： 160mZ分、切込み深さ： 1. 5mm、送り： 0. l lmm/rev.の条件で、 夫々、乾式で切削し、バイトに取り付けた 3分力動力計で測定し、切削主分力に換算 した。その結果は、表 13〜表 18に示す通りであった。
[0062] また、上記の切削試験において生成した切屑の状態を観察し、その形状によって、
(a)台形若しくは三角形をなす小片形状 (図 5 (A) )、（b)長さ 25mm以下のテープ形 状 (同図 (B) )、（c)針形状 (同図 (C) )、（d)長さ 75mm以下のテープ形状（(b)を除 く）（同図 (D)、（e) 3巻き以下の螺旋形状（同図 (E) )、（f)長さが 75mmを超えるテー プ形状 (同図 (F)及び (g) 3卷きを超える螺旋形状 (同図 (G) )の 7つに分類して被削 性を判定し、表 13〜表 18に示した。これらの表においては、切屑形態が（a)であるも のを「◎」で、（b)であるものを「〇」で、（c)であるものを「參」で、（d)であるものを「口」 で、（e)であるものを「△」で、（f)であるものを「X」で、また (g)であるものを「X X」で 、夫々示した。而して、切屑が、（f) (g)の形態をなしている場合には、切屑の処理（ 切屑の回収や再利用等）が困難となる上、切屑がバイトに絡み付いたり、切削表面を 損傷させる等のトラブルが発生して、良好な切削加工を行なうことができない。また、 切屑が（d) (e)の形態をなしている場合には、（f) (g)のような大きなトラブルは生じな いものの、やはり切屑の処理が容易ではなぐ連続切削加工を行う場合等にあっては ノイトへの絡み付きや切削表面の損傷等を生じる虞れがある。しかし、切屑が（a)〜（ c)の形態をなしている場合には、上記のようなトラブルが生じることがなぐ (f) (g)の ように嵩張らないことから、切屑の処理も容易である。但し、（c)については、切削条 件によっては、旋盤等の工作機械の摺動面に潜り込んで機械的障害を発生したり、 作業者の手指， 目に刺さる等の危険を伴うことがある。したがって、被削性を判断す る上では、（a)が最良であり、（b)がこれに続き、（c)が良好であり、（d)がやや良好で あり、（e)が許容できる限度であり、（f)は不適当であり、（g)は最も不適当なものとい うことができる。これらの切削主分力及び切屑形態から、実施例物は被削性に優れる ちのであることが確認された。
[0063] また、実施例物及び耐摩耗性を比較確認すベぐ次のような摩耗試験を行った。
[0064] まず、実施例物 A, E及び比較例物 Al, El, G1から、これに切削加工及び穴明け 加工等を施すことにより、外径 32mm,厚さ（軸線方向長さ） 10mmのリング状試験片 を得た。次に、この試験片を回転軸に嵌合固定すると共に、リング状試験片の外周面 に SUS304製ロール（外径 48mm)を 50kgの荷重をかけた状態で転接させた上、試 験片の外周面にマルチオイルを滴下しつつ、回転軸を 209r. p. m.で回転させた。 そして、試験片の回転数が 10万回に達した時点で、試験片の回転を停止して、試験 片の回転前後における重量差つまり摩耗減量 (mg)を測定した。かかる摩耗減量が 少ない程、耐摩耗性に優れた銅合金ということができるが、その結果は、表 19、表 20 及び表 22〜24に示す通りであり、実施例物が耐摩耗性ないし摺動性に優れることが 確認された。
[0065] また、実施例物及び比較例物の耐蝕性を比較確認するために、次のようなエロー ジョン .コロージヨン試験 I〜： QI並びに「ISO 6509」に規定される脱亜鉛腐蝕試験及 び「JIS H3250Jに規定される応力腐蝕割れ試験を行なった。
[0066] すなわち、エロージョン'コロージヨン試験 Ι〜ΠΙにおいては、実施例物 A, C, D, Ε 及び比較例物 Al, El, G1铸物から採取した試料に、その軸線に直交する方向に おいて、口径 1. 9mmのノズルから試験液（30°C)を l lmZ秒の流速で衝突させて、 エロージョン'コロージヨン試験を行ない、所定時間 Tが経過した後の腐蝕減量 (mg Zcm2)を測定した。試験液としては、試験 Iでは 3%食塩水を、試験 IIでは 3%食塩 水に CuCl · 2Η 0 (0. 13gZL)を混合させた混合食塩水を、試験 ΙΠでは次亜塩素
2 2
酸ナトリウム溶液 (NaCIO)に微量の塩酸 (HC1)を添加した混合液を、夫々使用した 。腐蝕減量は、試験開始前における試料重量力 試験液を T時間衝突させた後の試 料重量との lcm2当たりの差量 (mgZcm2)であり、衝突時間は、試験 Ι〜ΠΙの何れに おいても Τ= 96時間とした。エロージョン'コロージヨン試験 Ι〜ΠΙの結果は、表 19〜 表 24に示す通りであつた。
[0067] また、「ISO 6509」の脱亜鉛腐蝕試験においては、実施例物 A, C, D, E及び比 較例物 Al, El, G1铸物から採取した試料を、暴露試料表面が伸縮方向に対して 直角となるようにしてフエノール榭脂に座込み、試料表面をエメリー紙により 1200番 まで研磨した後、これを純水中で超音波洗浄して乾燥した。カゝくして得られた被腐蝕 試験試料を、 1. 0%の塩ィ匕第 2銅 2水和物（CuCl · 2Η Ο)の水溶液中に浸潰し、 7
2 2
5°Cの温度条件下で 24時間保持した後、水溶液中力も取出して、その脱亜鉛腐蝕 深さの最大値つまり最大脱亜鉛腐蝕深さ m)を測定した。その結果は、表 19〜表 24に示す通りであった。
[0068] また、「JIS H3250」の応力腐蝕割れ試験については、铸造物 B, B1から採取した 板状の試料（幅： 10mm,長さ： 60mm,厚さ： 5mm)を、 45° をなす V字状（屈曲部 アール: 5mm)に折曲する（引張残留応力を付加する）と共に脱脂，乾燥処理を施し た上で、 12. 5%のアンモニア水（アンモニアを等量の純水で薄めたもの）を入れた デシケータ内のアンモニア雰囲気（25°C)中に保持させた。そして、所定の保持時間 (暴露時間）が経過した時点で、試料をデシケータカも取り出して、 10%の硫酸で洗 浄した上、当該試料の割れの有無を拡大鏡（10倍)で観察し、判定した。その結果は 、表 21及び表 23に示す通りであった。当該表においては、アンモニア雰囲気中での 保持時間が 8時間経過時においては割れが認められな力つた力 24時間経過時に お!ヽては明瞭な割れが認められたものにっ ヽては「△」で、 24時間経過時にぉ 、て も割れが全く認められなカゝつたものについては「〇」で示した。これらの耐食性試験の 結果から、実施例物は耐食性に優れるものであることが確認された。
[0069] また、実施例物及び比較例物の冷間加工性を比較して評価するために、次のよう な冷間圧縮試験を行なった。
[0070] すなわち、铸造物 A, B, A1から径： 5mm,長さ： 7. 5mmの円柱状試料を旋盤に より切肖 IJ,採取して、これをァムスラー型万能試験機により圧縮して、圧縮率 (加工率 )との関係による割れの有無によって冷間圧縮加工性を評価した。その結果は、表 1 9〜表 21及び表 23に示した通りであり、これらの表においては、圧縮率 30%で割れ を生じたものを冷間圧縮加工性に劣るとして「 X」で示し、圧縮率 40%で割れが生じ な力つたものを冷間圧縮カ卩ェ性に優れるものとして「〇」で示し、圧縮率 30%では割 れが生じな力つたが加工率 40%では割れが生じたものを良好な冷間加工性を有す るものとして「△」で示した。この冷間圧縮カ卩ェ性の良否は、カシメカ卩ェ性の良否とし て評価できるものであり、評価が「〇」のものでは容易且つ高精度のカシメ加工を行う ことができ、「△」のものでは一般的なカシメ加工が可能であり、「X」のものでは適正 なカシメカ卩ェを行うことが不可能である。実施例物は、一部が「△」であるものの殆ど が「〇」であり、冷間圧縮カ卩ェ性つまりカシメカ卩ェ性に優れることが確認された。
[0071] また、実施例物及び比較例物の熱間鍛造性を比較評価すベぐつぎのような高温 圧縮試験を行った。すなわち、铸造物 A, E, E1及び塑性加工物 G1から、旋盤を使 用して、径： 15mm,高さ 25mmの円柱状試料を採取し、この試料を 700°Cで 30分 間保持した後、加工率を変えて熱間圧縮加工を行ない、加工率と割れとの関係から 熱間鍛造性を評価した。その結果は表 20、表 22及び表 24に示す通りであり、実施 例物は熱間鍛造性に優れるものであることが確認された。これらの表においては、 80 %の加工率で割れが発生しなカゝつたものを、熱間鍛造性に優れるとして「〇」で示し、 80%の加工率では僅かな割れが発生したものの 65%の加工率では割れが生じなか つたものを、良好な熱間鍛造性を有するものとして「△」で示し、また 65%の加工率で 顕著な割れが生じたものを、熱間鍛造性に劣るものとして「 X」で示した。
[0072] また、実施例物及び比較例物について伸線性を比較確認すベぐ次のような基準 で伸線性を判定した。すなわち、棒状铸造物 B, B1 (径: 8mm)に伸線加工を施して 、径: 6. 4mmまで一回の伸線カ卩ェ (カ卩工率： 36%)で割れを生じることなく伸線でき たものは伸線性に優れると判定し、径： 7. Ommまで一回の伸線カ卩ェ (カ卩工率： 23. 4 %)で割れを生じることなく伸線できたものは一般的な伸線性を有すると判定し、また 一回の伸線加工で径： 7. Ommまで伸線させた場合に割れを生じたものについては 伸線性に劣ると判定した。その結果は、表 21及び表 23に示す通りであり、伸線性に 優れると判定されたものを「〇」で、一般的な伸線性を有すると判定されたものを「△」 で、また伸線性に劣ると判定されたものを「X」で示した。表 21及び表 23から理解さ れるように、実施例物は、比較例物に比して、伸線性に優れていることが確認された
[0073] また、実施例物及び比較例物につ 、て、铸造性を判定した。
[0074] 第 1に、铸造物 B, B1について、次のような铸造性判定試験を行うことにより、铸造 性の優劣を判定した。すなわち、铸造性判定試験においては、铸造速度を 2mZ分 及び lmZ分の高低 2段階に亘つて変化させつつ、実施例で铸造物 Bを得た場合 ( 又は比較例で铸造物 B1を得た場合)と同一装置を使用して同一条件により径: 8m mの線材 (棒材)を連続铸造し、欠陥のな!、線材が得られる铸造速度の高低により铸 造性の優劣を判定した。その結果は表 21及び表 23に示す通りであり、欠陥のない 線材が 2mZ分の高速铸造で得られたものを優れた铸造性を有するものとして「〇」 で示し、欠陥のない線材を高速铸造によっては得ることができな力つたが lmZ分の 低速铸造で得ることができたものを一般的な铸造性を有するものとして「△」で示し、 低速铸造（lmZ分）によっても欠陥のない铸造素線 B—1を得ることができな力つた ものを铸造性に劣るものとして「 X」で示した。
[0075] 第 2に、铸造物 C, C1の底部 L (図 6参照）を切離して、その切離部分の内面におけ るひけ部 M (図 7参照）を観察して、欠陥の有無及びひけの深さによって铸造を評価 した。その結果は、表 21〜表 23に示す通りであった。これらの表においては、ひけ 部 Mに欠陥がなく且つひけも浅いものについては、铸造性に優れるとして「〇」で示 した。また、ひけ部 Mに明瞭な欠陥がなく且つひけもさほど深くないものについては、 铸造性が良好であるとして「△」で示し、更に、ひけ部 Mに明瞭な欠陥が存在するか 又はひけが深いものものについては、铸造性に劣るものとして「X」で示した。ひけ部 Mの一例を図 8〜図 13に示す。すなわち、図 8は実施例の銅合金 No. 72における ひけ部 Mの断面図であり、図 9は当該ひけ部 Mの拡大平面図である。また、図 10は 実施例の銅合金 No. 73におけるひけ部 Mの断面図であり、図 11は当該ひけ部 M の拡大平面図である。図 12は比較例の銅合金 No. 224におけるひけ部 Mの断面図 であり、図 13は当該ひけ部 Mの拡大平面図である。図 8〜図 13から明らかなように、 銅合金 No. 72及び No. 73では、ひけ部 Mの表面は極めて滑らかであり且つ欠陥も ないが、銅合金 No. 224では、ひけ部 Mに明瞭な欠陥が存在しており且つひけの深 さも深い。なお、銅合金 No. 224は、 Zrを含有しない点を除いて、銅合金 No. 72及 び No. 73とほぼ同一の組成をなすものであることから、図 8〜図 13からも、 Zr及び P の共添により結晶粒の微細化が図られ、その結果として铸造性が向上することが理 解される。
[0076] 第 3に、実施例物及び比較例物の半溶融铸造性についても、比較評価すベぐ次 のような半溶融試験を行なった。
[0077] すなわち、铸造物 A, Al, E1を铸造する際に使用した原料を坩堝に入れ、半溶融 状態（固相率:約 60%)にまで昇温させ、その温度に 5分間保持した後、急冷 (水冷） した。そして、半溶融状態での固相の形状を調査し、半溶融铸造性を評価した。その 結果は、表 19、表 23及び表 24に示す通りであり、実施例物は（14) (15)の条件を 満足し、半溶融铸造性に優れるものであることが確認された。これらの表においては 、当該固相の平均結晶粒径が 150 m以下であるか又は結晶粒の最大長の平均が 300 /z m以下であったものを、半溶融铸造性に優れると評価して「〇」で示し、当該 固相の結晶粒力 Sこのような条件を満足しないものの、顕著なデンドライト'ネットワーク が形成されていな力つたものを、工業的に満足できる程度の良好な半溶融铸造性を 有すると評価して「△」で示し、デンドライト'ネットワークが形成されていたものを、半 溶融铸造性に劣ると評価して「X」で示した。実施例物が（14) (15)の条件を満足す る場合の一例を示す。すなわち、図 3は実施例物 No. 4についての半溶融铸造性試 験における半溶融固化状態の顕微鏡写真であり、明らかに（14) (15)の条件を満足 している。また、図 4は比較例物 No. 202についての半溶融铸造性試験における半 溶融固化状態の顕微鏡写真であり、 (14) (15)の条件を満足していない。
[0078] また、実施例物 A〜G及び比較例物 A1〜G1について、その溶解固化時における 平均結晶粒径 m)を測定した。すなわち、実施例物及び比較例物を切断して、そ の切断面を硝酸でエッチングした上、そのエッチング面に出現するマクロ糸且織におけ る結晶粒の平均径 (平均結晶粒径)を測定した。なお、铸造物 C, D, CI, D1につい ては、水道メータ本体の流入出口部 J (図 6参照）を切断して、その切断面を硝酸でェ ツチングした上、そのエッチング面における結晶粒の平均径を前記同様にして測定し た。この測定は、 JIS H0501の伸銅品結晶粒度試験の比較法に基づいて行なった もので、切断面を硝酸でエッチングした後、結晶粒径が 0. 5mmを超えるものは肉眼 で観察し、 0. 5mm以下のものについては 7. 5倍に拡大して観察し、約 0. 1mmより も小さなものについては、過酸ィ匕水素とアンモニア水の混合液でエッチングした上、 光学顕微鏡で 75倍に拡大して観察した。その結果は表 13〜表 18に示す通りであり 、実施例物は何れも（7)の条件を満足するものであった。なお、実施例物については 、その何れも溶融固化時における初晶が α相であることも確認された。
[0079] さらに、実施例物については（12) (13)の条件を満足するものであることも確認され た。図 1及び図 2にその一例を挙げる。図 1は実施例物 No. 79についてのマクロ組 織写真（同図 (A) )及びミクロ組織写真（同図（B) )であり、図 2は比較例物 No. 228 についてのマクロ組織写真である。図 1及び図 2から明らかなように、比較例物 No. 2 28は（12) (13)の条件を満足していないが、実施例物 No. 79は（12) (13)の条件 を満たして ヽることが理解される。
[0080] 以上のことから、実施例物は、各構成元素が前述した範囲で含有されており、 (1) 〜（7)の条件 (第 5〜第 8銅合金にっ 、ては更に (8)の条件)を満足することにより、 これらの条件の少なくとも一部を満足しない比較例物に比して、被削性、機械的性質 (強度、伸び等)、耐摩耗性、铸造性、半溶融铸造性、冷間圧縮加工性、熱間鍛造 性及び耐蝕性が大幅に向上するものであることが確認された。また、これらの特性向 上は、上記条件に加えて、（10)〜（15)の条件 (第 5〜第 8銅合金については更に（ 9) (16)の条件)を満足することにより、より効果的に図りうることが確認された。これら のことは大形铸物 F (No. 91)についても同様であり、 Zr, Pの共添による結晶粒の微 細化効果及びこれに伴う特性向上効果は、そのまま担保されることが確認された。な お、 Zrを含有しない点を除いて銅合金 No. 91とほぼ同一組成をなす大形铸物 (No . 234)については、これらの効果はなぐ小形铸物との差は明らかである。
[0081] また、 Pbを含有する録造物 C, CI, DUこつ!/ヽて、「JIS S3200— 7 : 2004 水道 用器具一浸出性能試験方法」に基づいて、 Pbの溶出試験を行った。すなわち、この 試験では、次亜塩素酸ナトリウム溶液、炭酸水素ナトリウム溶液及び塩化カルシウム 溶液を適量添加した水に水酸ィ匕ナトリウム溶液で pHを調整した水（水質: pH7. 0士 0. 1,硬度： 45±5mgZL,アルカリ度： 35±5mgZL,残留塩素： 0. 3±0. lmg/ L)を浸出液として使用し、铸造物 C, CI, D1に所定の洗浄処理及びコンディショニ ングを施した後、当該铸造物 C, CI, D1の中空部つまり水道メータ本体（図 6参照） の部分に 23°Cの浸出液を満たして密封し、この液温を維持して 16時間静置した上 で、水道メータ力もの浸出液を採取し、これに含有される Pb量つまり Pb溶出量 (mg ZL)を測定するものである。その結果は、表 21、表 23及び表 24に示す通りであり、 実施例物では Pb溶出量が極く微量であり、水道メータ等の接水金具として問題なく 使用できることが確認された。
[0082] また、銅合金 No. 54の铸造物 C力も湯道部 K (図 6参照）を採取して、これを原料（ Zr: 0. 0063mass%)として銅合金を铸造した。すなわち、当該湯道部 Kを、木炭被 覆下で、 970°Cで再溶解し、 5分間保持後、溶解時の Zrの酸ィ匕ロス分を 0. OOlmas s%と見込んで、その Zr量に見合う分、 Zrを 3mass%含有する Cu—Zn—Zr合金を 追加添加して、金型に铸込んだ。その結果、得られた铸造物にあっては、 Zr含有量 が原料である銅合金 No. 54とほぼ同一（0. 0061mass%)であり、平均結晶粒径を 測定したところ、当該元銅合金 No. 54とほぼ同一の 25 mであった。このことから、 本発明の銅合金は、その铸造物に生じる湯道部 K等の余剰部分ないし不要部分を、 結晶粒の微細化効果を全く損なうことなぐ再生原料として有効に利用することができ ることが確認された。したがって、湯道部 K等の余剰部分ないし不要部分を、連続操 業下で投入される補充原料として使用することができ、連続操業を極めて効率良く且 つ経済的に行うことができる。
[0083] [表 1] '金 合金組成 （ ma s s %)
不純物
N o . 種別 Cu Zn Si Zr P Pb
Fe Ni
1 A 76.2 20.68 3.05 0.0007 0.07
2 A 75.8 21.10 3.03 0.0018 0.07
3 A 76.1 20.80 3.03 0.0058 0.06
4 A 75.8 21.09 3.03 0.0094 0.07
5 A 76.4 20.49 3.04 0.014 0.06
6 A 76.6 20.20 3.1 0.018 0.08
7 A 76 20.84 3.04 0.028 0.09
8 A 76 20.83 3.04 0.037 0.09
9 A 76.1 20.79 3.02 0.003 0.09
10 A 74.5 22.60 2.8 0.01 0.09
実 11 A 77.2 19.42 3.3 0.009 0.07
施 12 A 81.6 14.47 3.85 0.017 0.06
例 13 A 79.2 18.00 2.7 0.021 0.08
14 A 78 18.88 3.04 0.009 0.07
15 A 75.8 21.01 3.03 0.017 0.08 0.06
16 A 75.7 21.06 3.05 0.016 0.09 0.04 0.04
17 A 75.8 21.02 3.06 0.017 0.08 0.018 0.009
18 A 76 20.87 3.05 0.009 0.07 0.002
19 A 76 20.89 3.03 0.009 0.07 0.006
20 A 76.1 20.76 3.05 0.009 0.07 0.012
21 A 76.3 20.55 3.05 0.01 0.07 0.018
22 A 76.3 20.55 3.03 0.009 0.07 0.04
23 A 76.2 20.59 3.05 0.009 0.07 0.08
表 2]
[ε挲] [S800]
Figure imgf000039_0002
Figure imgf000039_0001
T69^T0/S00rdf/I3d ZC ^Γ99Ϊ0/900∑: OAV
Figure imgf000040_0001
Figure imgf000040_0002
T69M0/S00Zdf/X3d 8S 1?Ζ99ΐΟ/900Ζ OAV [S挲] [Z800]
Figure imgf000041_0001
T69M0/S00Zdf/X3d 6ε 1?Ζ99ΐΟ/900Ζ OAV 銅合金 合金組成及び金属組織 （相組織）
Figure imgf000042_0001
N o . 種別 f0 f1 f2 f3 f6 f7 f8 f9 f4 [a]
1 A 65 3 100.0 4357 44 65 3 65. 3 27 0 27 0 100 73
2 A 65 0 38 9 1683 43 65 0 65. 0 25 0 25 0 100 75
3 A 65 3 10 3 522 51 65 3 65. 3 25 0 25 0 100 75
4 A 65 0 7. 4 322 43 65 0 65. 0 25 0 25 0 100 75
5 A 65 6 4. 3 217 51 65 6 65. 6 26 0 26 0 100 74
6 A 65 5 4. 4 172 39 65 5 65. 5 27 0 27 0 100 73
7 A 65.1 3. 2 109 34 65.1 65.1 25 0 25 0 100 75
8 A 65.1 2. 4 82 34 65.1 65.1 26 0 26 0 100 74
9 A 65 3 30 0 1007 34 65 3 65. 3 25 0 25 0 100 75
10 A 64 4 9. 0 280 31 64 4 64. 4 21 0 21 0 100 79 実 11 A 65 4 7. 8 367 47 65 4 65. 4 40 0 40 0 100 60 施 12 A 67 9 3. 5 226 64 67 9 67. 9 70 0 70 0 100 30 例 13 A 69 5 3. 8 129 34 69 5 69. 5 10 5 10 5 95 86
14 A 67 2 7. 8 338 43 67 2 67. 2 18 3 18 3 99 81
15 A 65 0 4. 7 178 38 65 0 65. 0 25 0 25 0 100 75
16 A 64 8 5. 6 191 34 64 8 64. 8 26 0 26 0 100 74
17 A 64 9 4. 7 180 38 64 9 64. 9 25 0 25 0 100 75
18 A 65.1 7. 8 339 44 65 3 65. 0 27.1 24 9 100 74
19 A 65 2 7. 8 337 43 65 4 65. 0 27 9 24.1 100 74
20 A 65 2 7. 8 339 44 65 5 64. 9 28 7 23 3 100 74
21 A 65 4 7. 0 305 44 65 8 65. 0 29 4 22 6 100 74
22 A 65 5 7. 8 337 43 66.1 64. 9 31 0 21 0 100 74
23 A 65 4 7. 8 339 44 66 2 64. 5 33.1 18 9 100 74 fO=[Cu] -3.5[Si]-3[P]+0.5([Pb]+0.8([Bi] + [Se])+0.6 [Te])-0.5([Sn] + [As! + [Sb])-1 8[AI]+2[Mn] + Wg] f3=[Si]/[P] f4=[ α]+[γ]+[κ] f5=[r] + [ c]+0.3 [ ] - [ ]
f6=[Cu] -3.5 [S i ] -3 [P] +3 ( [Pb] +0.8 ( [B i ] + [Se] ) +0.6[Te]),/2 f7=[Cu]-3.5[Si]-3[P] -3([Pb]+0.8([Bi]
11
f8=[r] ί]+0.3[μ]- 25([Pb]+0.8([Bi] + [Se])+0.6[Te])' f9=[r] + ]+0.3[^ ]- -[/S]-25([Pb]+0.
銅合金 合金組成及び金属組織 （相組織）
N o . 種別 f0 f1 f2 f3 f6 f7 f8 f9 f4 [a]
24 A 65. 4 7.8 338 43 66 7 64. 2 36 6 15 4 100 74
25 A 65. 5 8.8 378 43 67.1 63. 8 38 9 11.1 100 75
26 A 67. 3 7.8 339 44 67 6 67. 0 20 8 15 8 99 81
27 A 67.1 7.8 339 44 67 5 66. 7 21 7 14 9 99 81
28 A 67. 3 10.0 380 38 68 3 66. 2 27 0 9. 6 99 81
29 A 67. 3 10.0 380 38 68 8 65. 7 31 5 5.1 99 81
30 A 63. 4 8.8 344 39 64 2 62. 6 20 6 7. 4 98 82
31 A 63. 4 8.9 307 35 64 3 62. 4 21 9 6.1 98 82
32 A 65. 6 8.9 411 46 66 0 65. 2 58 4 51 6 100 45
33 A 65.1 7.8 378 49 65 5 64. 7 42 4 35 6 100 61 実 34 A 65. 7 7.8 341 44 65 7 65. 7 26 0 26 0 100 74 施 35 A 65. 8 8.8 393 45 65 8 65. 8 34 0 34 0 100 66 例 36 A 65. 9 6.7 338 51 65 9 65. 9 25 0 25 0 100 75
37 A 66. 4 5.7 223 39 66 4 66. 4 35 0 35 0 100 65
38 A 63.1 12.5 329 26 63.1 63.1 29 0 29 0 100 71
39 A 62. 6 6.3 230 37 62 6 62. 6 34 0 34 0 100 66
40 A 63. 9 4.5 142 31 63 9 63. 9 44 0 44 0 100 56
41 A 65. 4 114.3 4571 40 65 4 65. 4 26 3 26 3 99 73
42 A 65. 4 47.1 1835 39 65 4 65. 4 30 0 30 0 100 70
43 A 65. 9 24.0 612 26 66 3 65. 5 37.1 30 9 100 66
44 A 65. 6 8.2 275 34 66 5 64. 7 36 5 21 5 100 71
45 A 65. 3 7.3 293 40 65 3 65. 3 42 0 42 0 100 58
46 A 65. 9 16.4 724 44 65 9 65. 9 29 0 29 0 100 71 fO=[Cu] -3.5[Si]-3[P]+0.5([Pb]+0.8([Bi] + [Se])+0.6 [Te])-0.5([Sn] + [As! + [Sb])-1 8[AI]+2[Mn] + Wg] f3=[Si]/[P]
Figure imgf000043_0001
+ [ c]+0.3 [ ] - [ ]
f6=[Cu] -3.5 [S i ] -3 [P] +3 ( [Pb] +0.8 ( [B i ] + [Se] ) +0.6[Te]),/2 f7=[Cu]-3.5[Si]-3[P] -3([Pb]+0.8([Bi]
11
f8=[r] ί]+0.3[μ]- [ ]+25([Ρΐ3]+0.8([Bi] + [Se])+0.6[Te])' f9=[r] + [K]+0.3[^ ]- -[/S]-25([Pb]+0.
/v:/ O 69H0S00ifcl£ 39990sAV ^
([81]9'0+([sS] + [!a])8 +[qd])S2-[S']-[rf]S +[¾] + [^]=6J- ([siig'o+Cfssi+fiaDS +fqdDgi+ts'i-trfis +c^i+c^]^
z/ ( ( [31] 9 Ό+ ( OS] + [ ! a] ) 8 Ό+ [ d] ) C- [d] C- [ ! S] S 'C- [no] =Li z ( [31] 9 Ό+ ( OS] + [ ! 8] ) 8 Ό+ [qd] ) £+ [d] £-[!S]S £- [no] =9よ
[£/]- [rf]S'0+[«] + [乂] ! ] + [ ] + [d]/[!S]=£よ
Figure imgf000044_0001
u0600 ϋ/:囊 O Ϊ692τ1£ 399iA
([3l]9'0+([sS] + [!a])8O+[qd])SZ-[S']-[ 'ii]£O+[¾] + [^]=6i ([9l]9'0+([sS] + [!a])8O+[qd])SZ+[S']-[rf]CO+[»] + [^]=8J- 丄] 9 O+(l S] + [!g])8 '0+[qd] - [d]£- [!S]S 'ε- [n3]= j/i ( [81] 9 Ό+ ( OS] + [ ! 8] ) 8 Ό+ [qd] ) £+ [d] £-[!S]9 £- [no] =9よ
[8Ί- [rf]S'0+[w] + [乂] =Sよ [d]/[!S]=Ei
Figure imgf000045_0001
〔su SSO
Figure imgf000046_0001
Figure imgf000046_0002
T69M0/S00Zdf/X3d 1?Ζ99ΐΟ/900Ζ OAV
Figure imgf000047_0001
T69^T0/S00rdf/I3d V 99Ϊ0/900Ζ OAV /v:/ OS00ifcl£ 399090SAV 9寸
j/i([8l]9 +([3S] + [!9])8 O+fqdDSZ-fi/l-CrflS +f ]+ [义] =6 (([91]9 +([3S] + [!9])8 +[qd])SZ+[S': - [^]ε·0+[^] + [乂] =8
2/l([31]9 O+([as] + [ ! g] ) 8 'ο+ [qd] ) ε- [d] ε- [ ! s] s 'ε- [no] = 2/1([3i]9 Ό+ ( [as] + [ ! a] ) 8 Ό+ [qd] ) e+ [d] e- [ ! s] g ε- [n。]=9よ
[sn- [ ] ε'ο+[ ]+ [乂] =g 0]+ [乂 [d]/[!S]=Si
[JZ /V.Sl=Zi [JZ]/[d] = [3li|] + [uii|]2+[|v]8 L-([qs]+ ； sv] + [us])g Ό-([31] 9 +([3S] + [!9])8 +[qd])9 +[d]£-[!S]9 [no]=Oi
02 02 0 08 001 O OZ O OZ ε.ん 9 ε.ん 9 ε.ん 9 10 ZU
93 93 0 VL 001 Q ZZ l 59 6 59 05351 Q QQV 5 59 10 III Z 82 0 ZL 001 9 '6 9 9f 9.ん 9 οιε O L .59 10 ill
98 98 0 SI 001 0 98 0 98 2 99 2 99 2 99 10 ozz
0 0 0 001 001 0.0 0.0 VVL ん sん ε O.Sl VVL ID
LZ LZ 0 ZL 001 O LZ O LZ 6 S9 6 S9 00201 6 S9 ia
9 81 z 81 0 08 86 9.81 9.81 ん 9 ん 9 ん 9 la LIZ
0 Z.'9S- L 9£ 6.08 8.68 . S8 IV 91Z
0 - 0 9- O'Z.9 0.8ん Ζ. 16 S'VS IV 91Z
21- ει 92 29 L 0 1- 0 1- 2 09 2 09 se SI ' 2 09 IV tnz
9- 0 9 96 96 0 9- 0 9- 9 9 9 9 8ε 8S2 ε.9 9 9 IV ZIZ t I 0 98 001 o.m o.m L n L n Ζ£ LI s o L n IV ZIZ
98 98 0 m 001 0.98 0.98 8 '99 8 '99 8 '99 IV uz
6 - 9 91 6L 98 0.6 - 0.6 - 6.09 6.09 93 ZQl Z Q 6.09 IV Oil
9 3 9 I 0 96 9 3 9 3 I ZL 1 ZL se 00 O OZ I ZL IV 603
Zl- 81 οε 29 OL 0 21- 0 21- 8 69 8 69 LZ 991 6 '9 8 69 IV l 0 91 I 38 86 9'U 9'9l 879 . £9 6ε 008ε i 0 5C I £9 IV LOZ
£ 81 I 81 0 18 66 £.81 £.81 ん 9 ん 9 6εε 6 0 1?.ん 9 IV mz ε 0 ε 0 L6 001 ο.ε ο.ε 6.0 6.0 ιε 6 9 3 6.0 IV 903
62 0 \L 001 0 6Z 0 6Z L n L n 029 029 0 1 L n IV wz Z 0 9L 001 Q Z Q Z 8ε 09 9 1 IV zoz
92 0 L 001 0 93 0 93 I 99 I 99 ει? 0 9S I 99 IV zoz
93 93 0 5L 001 0 S3 0 S3 6 S9 6 S9 6 S9 IV L03
Si [ ] [ [ ] ίϋ] 8 9 ε 0 随
m ) 鹪稱靈 α¾^¾^^·
¾s s¾ s〕o 銅合金 合金組成及び金属組織 （相組織）
N o . 種別 f0 f1 f2 f3 f6 f7 f8 f9 f4 [a] [β ] [r]+ ] [ ] †5
224 CI 38
225 D1 65 7 65. 7 65. 7 25.0 25.0 100 75 0 25 25
226 D1 84 8 91. 3 78. 2 54.8 -54.8 0
227 El 61 3 8.3 208 25 61. 3 61. 3 4.0 4.0 90 78 9 13 4
228 El 65 4 65. 4 65. 4 26.0 26.0 100 74 0 26 26
229 E1 58 8 6.7 265 40 58. 8 58. 8 -24.0 -24.0 65 54 35 11 -24 比 230 El 66 3 9.1 500 55 66. 3 66. 3 89.0 89.0 90 4 0 86 10 89 較
例 231 El 65 4 5.0 173 35 65. 4 65. 4 29.0 29.0 100 71 0 29 29
232 El 64 9 4.4 169 38 64. 9 64. 9 26.0 26.0 100 74 0 26 26
233 El 64 9 4.4 169 38 64. 9 64. 9 26.0 26.0 100 74 0 26 26
234 F1
235 G1 62 4 67. 6 57.1 44.0 -44.0 0
236 G1 59 7 63. 9 55. 4 35.4 -35.4 0 fO=[Gu] -3.5[Si]-3[P]+0.5([Pb]+0.8([Bi] + [Se])+0.6 [Te])-0.5([Sn] + [As! + [Sb])- 1 8[AI]+2[Mn] + [Mg] f1 = [P]/[Zr] f2 [Si]/ ： Zr] f3=[Si]/[P] f4=[a]+[r]+l ] f5=[ r] + [K]+0.3[ ]- [ ]
f6=[Cu] -3.5 [S i ] - 3 [P] +3 ( [Pb] +0.8([Bi] + [Se] ) +0.6 [Te] ) 1/2 f7=[Cu]-3.5[Si]-3[P] -3([Pb]+0.8([Bi] + [Se])+0.6[Te])1 2
f8=[r] ]+0.3[ ]- [ iS ] +25 /2 11
( [Pb] +0.8 ( [B i ] + [Se] ) +0.6 [Te] ) 1 f9=[r] + [K]+0.3[ /]- -[i8]-25([Pb]+0.8([Bi] + [Se]) +0.6[Te])1
Figure imgf000050_0001
平均結晶 被削性
引張強さ 耐カ
Figure imgf000051_0001
粒径 伸び 疲労強度 切削形態 切削主応力 （N)
No. 種別 ( /mm2 ) ( /mm2 ) (%) ( N/mm2 )
( m) 80m/min 160m/min 80m/m i n 160m/min
24 A 20 ◎ ◎ 106 112
25 A 20 參 ◎ 104 109 522 251 38
26 A 45 O 〇 115 124
27 A 45 ◎ O 114 123
28 A 45 ◎ O 111 119
29 A 45 ◎ ◎ 109 115
30 A 40 〇 〇 114 124
31 A 40 ◎ 〇 110 118
32 A 35 ◎ 〇 113 122
33 A 25 ◎ ◎ 111 119
実 34 A 15 528 272 40 262 施 35 A 20 ◎ O 116 127 520 260 34
例 36 A 20 ◎ o 117 129
37 A 20 443 256 13
38 A 25 o Δ 642 302 30 304
39 A 45
40 A 30 〇 Δ 554 256 33
41 A 60
42 A 20
43 A 20 ◎ O 114 123 525 261 34 252
44 A 20 ◎ © 111 116
45 A 15
46 A 15 612 288 32
13金 平均結晶 被削性
粒径 引張強さ 耐カ 伸び 疲労強度
Figure imgf000052_0001
切削形態 切削主応力 （N)
N o. 種別 ( N/mm2 ) ( N/mm2 ) (%) ( N/mm2 )
80m/min 160m/m i n 80m/m i n 160m/min
47 B 15 ◎ O 115 128 720 640 17 336
48 B 15 ◎ O 116 128 735 655 15
49 B 150 698 599 14
50 B 25 O O 119 134 705 613 19
51 B 15 ◎ ◎ 110 117 715 632 16
52 B 15 ◎ O 117 129 730 651 15
53 C 35 501 234 30
54 C 20 524 262 32
55 C 15 534 278 34
56 C 25 515 250 33
57 C 80 468 203 28
実 58 C 80 546 245 27
施
例 59 C 15 526 257 32
60 C 25 522 252 40
61 C 25
62 C 15 521 250 33
63 C 15
64 C 20 525 255 32
65 C 15
66 C 20
67 C 15 521 250 31
68 C 20
69 C 70
70 C 20
銅合金 平均結晶 被削性
粒径 引張強さ 耐カ 伸び 疲労強度 切削形態 切削主応力 （N)
N o . 種別 ( N/mm2 ) ( N/mm2 ) (%) ( N/mm2 )
{μ. m) 80m/m i n 160m/m i n 80m/m i n 160m/mi n
71 C 30 488 235 34
72 C 20 528 289 32
73 C 22 523 285 33
74 D 30 514 240 34
75 D 20 516 254 36
76 D 80 522 235 26
77 D 15
78 D 20
79 E 25 520 256 33
80 E 25 ◎ ◎ 109 116 518 248 28
実 81 E 25 107 113
施 ◎ ◎
例 82 E 25
84 E 30 〇 Δ
84 E 50
85 E 30 ◎ 〇
86 E 65
87 E 55
88 E 20 ◎ 〇
89 E 30 ◎ 〇 116 124 598 276 26 272
90 E 30 ◎ 〇 117 126
91 F 50 477 245 27
92 G 15 536 284 38
銅合金 平均結晶 被削性
粒径 引張強さ 耐カ 伸び 疲労強度
切削形態 切削主応力 （N)
N o . 種別 ( /mm2 ) ( N/mm2 ) (%) ( N/mm2 )
(U m) 80m/mi n 160m/m i n 80m/min 160m/min
201 A1 1500 435 170 36 156
202 A1 600 ◎ Δ 433 174 34 254
203 A1 220 440 188 32 176
204 A1 350 ◎ Δ
205 A1 100 X X X X 175 203
206 A1 400 □ X 130 152
207 A1 600 □ X 122 142
208 A1 600 X X X 173 201
209 A1 300 X X X X 179 212
210 A1 400
比 211 A1 1200
較 212 A1 200 Δ X X 135 178
例 213 A1 250 X X X X 205 226
214 A1 500
215 A1 1000
Figure imgf000054_0001
◎ 99 110 296 95 25
216 A1 1200 ◎ o 110 121 282 94 21
217 B1 450 Δ 厶 128 147 650 558 15
218 B1 350 〇 Δ 126 142 684 572 6
219 C1 300
220 C1 1000
221 C1 20
222 C1 600 418 184 23
223 C1 500 394 178 25
¾009 [0100] [表 18]
Figure imgf000056_0001
銅合金 2ヽ
鹰蝕減量 （ mg c m 耐摩耗性
最大腐蝕深さ
Figure imgf000057_0001
エロージョン■コロージヨン試験 熱間鍛 冷間圧縮 半溶融
N o. ) 造性 摩耗減量
種別 (/ m 加工性 錶造性
I II III (m )
1 A △
2 A Δ
3 A 10以下 28 42 148 O O O
4 A 10以下 27 43 149 o o O
5 A o o
6 A 2 27
7 A
8 A 10以下 28 43 152 Δ
9 A
10 A △ 実 11 A 〇 o o 施 12 A 10以下 25 41 149 厶 Δ 例 13 A 10以下 Δ
14 A
15 A
16 A
17 A
18 A
19 A
20 A
21 A
22 A
23 A 〇 〇 o
SS0101I 銅合金 2
腐蝕滅量 （ mg c m 耐摩耗性 最大腐蝕深さ
エロージョン■コロージヨン試験 熱間鍛 冷間圧縮
No. 種別 ( m) 造性 摩耗滅量 加工性
I 11 III (m )
24 A 10以下 26 44 152 O 28 O
25 A △ Δ
26 A
27 A
28 A △ Δ
29 A
30 A
31 A
32 A
33 A
実 34 A 10以下 20 35 126 O
施 35 A 119 34 124 O
例 36 A 10以下 27 41 139
37 A 10以下 16 33 121
38 A 1.4
39 A 2.5
40 A 1 11
41 A 10以下
42 A
43 A 10以下 19 35 124 O
44 A 10以下 21 27 134
45 A 1 16
46 A 30 23 37 141 1.8
^〔〕〔01042
金 2ヽ
旗蝕減量 （ mgZ cm 錶造性
Pb溶出量 最大腐蝕深さ
エロ一ジ Ξ 1ン 'コ口一ジョン試験 応力腐蝕 冷間圧縮
(mg/L) ( m) 伸線性
N o. 割れ性 加工性 錶造物 錶造物 種別
1 II III B C
47 B 10以下 O o o o B
48 B o o o o B
49 B o △ Δ Δ B
50 B o o o o B
51 B o o o o B
52 B o o o o B
53 C O
54 C 10以下 28 42 147 〇
55 C 10以下 27 42 146 O
56 C O
57 C Δ 実 58 C 10以下 25 40 149 Δ 施
例 59 C 0.001以下 10以下 28 43 148 O
60 C O
61 C O
62 C 0.001以下 o
63 C 0.001以下 o
64 C 0.002 o
65 C 0.006 o
66 C 0.009 10以下 27 52 150 o
67 C 0.014 o
68 C 0.001以下 o
69 C 0.009 Δ
70 C 10以下 21 34 124 o
銅合金 腐蝕減量 （ mg cmz ) 耐庫耗性 錶造性 最大腐蝕深さ
エロ一ジョン ·コ口一ジョン試験 熱間鍛
N o. ( m) 造性 摩耗減量 錶造物 錶造物 種別
I II III (m ) B C
71 C 119 34 125 O
72 C
73 C
74 D 10以下 28 43 150
75 D 10以下 28 45 149
76 D 10以下 24 43 153
77 D 10以下 22 37 126
78 D 220 34 126
79 E
80 E 10以下 26 43 150 O
81 E
82 E 224 38 132
84 E 10以下
84 E 10以下
85 E 〇 〇 18
86 E 1.5
87 E 1 12
88 E 2.3
89 E 2.2
90 E 2.4
91 F
92 G
〔〕0106
鋇合金 腐蝕減量 （ mg cm ) 耐庫 性 錶造性
Pb溶出量 最大腐蝕深さ 応力旗蝕
エロージョン ·コロージヨン試験 熱間鍛 冷間圧縮 半溶融 伸線性 錶造物 錶造物
N o. 種別 (mg/L) (jt/ m) 割れ性 造性 庫耗減量 加工性 錶造性
I I I I I I 、m g ) Β1 C1
201 A1 X
202 A1 厶 △ Δ X
203 A1 △ X
204 A1 180 36 52 178
205 A1 10以下 26 44 143 Δ 280
206 A1
207 A1
208 A1 250
209 A1 Δ
210 A1 300 45 63 256
211 A1
較 212 A1
例 213 A1 250 42 57 215 320 X
214 A1 400 48 71 303
215 A1 10以下 18 33 118
216 A1 10以下 18 34 120
217 B1 O Δ X
218 B1 Δ X X △
219 C1 X X
220 C1 X
221 C1 0.031 Ο
222 C1 0.003 △
223 C1 X
Figure imgf000062_0001
産業上の利用可能性
本発明の銅合金は、具体的には、次のような用途に好適に使用することができる c
1 .铸造性、導電性、熱伝導性、高機械的性質が要求される一般的機械部品。 2.高度の導電性，熱伝導性が要求される電気用ターミナル，コネクタ、ロウ付け、溶 接を容易に行 ヽ得ることが要求される電気部品。
3.铸造が容易であることが要求される計器部品。
4.機械的性質に優れることが要求される給排水金具，建築用金具， 日用品 ·雑貨品
5.強度，硬度が高いこと及び耐食性，じん性に優れることが要求される船用プロペラ ,シャフト、軸受，弁座，弁棒，締付金具，クランプ、接続金具、ドアノブ、パイプ留具
、カム。
6.高度の強度，硬度，耐摩耗性が要求されるノ レブ，ステム，ブッシュ，ウォームギ ャ、アーム、シリンダ部品、バルブシート、ステンレス用軸受、ポンプインペラ。
7.耐圧性，耐摩耗性，被削性，铸造性が要求されるバルブ，ポンプ胴体，羽根車， 給水栓，混合水栓、水道用弁，継手，スプリンクラー，コック，水道メータ，止水栓，セ ンサ一部品、スクロール型コンプレッサー部品、高圧バルブ、スリーブ圧力容器。
8.硬度及び耐摩耗性に優れることが要求される摺動部品，油圧シリンダ，シリンダ， 歯車，釣り用リール、航空機の留め具。
9.強度，耐食性，耐摩耗性に優れることが要求されるボルト，ナット、配管用コネクタ
10.単純形状の大型铸物に適し且つ高い強度と耐食性，耐摩耗性に優れることが 要求される化学用機械部品、工業用バルブ。
11.接合強度、肉盛、ライニング、オーバーレイ、耐食性、铸造性が要求される淡水 化装置等の溶接管、給水管、熱交換器用管、熱交換器管板、ガス配管用管、エルボ 、海洋構造材、溶接部材、溶接用材。
12.接水金具 (継手'フランジ類）
-ップル、ホース-ップル、ソケット、エルボ、チーズ、プラグ、プッシング、ユニオン 、ジョイント、フランジ
13.接水金具 (バルブ'コック類）
ストップバノレブ、ストレーナ一、スリースバノレブ、ゲートバノレブ、チヱツキバノレブ、グロ 一ブバノレブ、ダイヤフラムバルブ、ピンチバルブ、ボールバルブ、ニードルバルブ、ミ ニチユアバルブ、レリーフバルブ、メンコック、ハンドルコック、グランドコック、 2方コック 、 3方コック、 4方コック、ガスコック、ボール弁、安全弁、レリーフ弁、減圧弁、電磁弁 、スチームトラップ、量水器 (水道メータ、流量計。
14.接水金具 (水栓金具）
水栓 (給水栓、散水栓、止水栓、自在栓、混合栓、分水栓)、カラン、分枝栓、逆止 弁、分枝バルブ、フラッシュバルブ、切り替えコック、シャワー、シャワーフック、プラグ 、ザルボ、散水ノズル、スプリンクラー。
15.接水金具 (住設機器'排水器具類）
トラップ、消化栓弁、送水口。
16.ポンプ類
インペラ、ケース、接続金具、摺動部ブッシュ。
17. 自動車関係機器
ノ レブ、継手類、圧力スィッチ 'センサー、温度センサー (感温体）、コネクタ一類、 軸受'ベアリング部品、コンプレッサー部品、キャブレター部品、ケーブル止め金具。
18.家電部品
携帯電話アンテナ部品、端子'コネクター、リードスクリュー、モーター軸受 (流体軸 受）、コピー機シャフト 'ローラー、エアコン用バルブ'継手 'ナット、センサー部品。
19.摩擦係合部材
油圧'空圧シリンダのピストンシユー、ブッシュ'摺動部品、電線止め金具、高圧バ ルブ '継手、歯車 'ギア'シャフト、ベアリング部品、ポンプ'軸受、バルブシユー、袋ナ ット、ヘッダー給水栓部品。

Claims

請求の範囲
Cu:69〜88mass%と、 Si: 2〜5mass%と、 Zr:0.0005〜0.04mass%と、 P:0 .01〜0. 25mass%と、 Zn:残部とからなり、
元素 aの含有量 [a]mass%について、 fO= [Cu]— 3. 5[Si]— 3[P] =61〜71、 f l = [P]/[Zr] =0. 7〜200、 f2= [Si]Z[Zr] =75〜5000及び f3= [Si]Z[P] = 12〜240の関係を有し、
α相と κ相及び Z又は Ύ相とを含有し且つ面積率における相 bの含有量 [b] %に ついて £4= [ 0；] + [7] + [«]≥85及び£5=[7] + [^]+0. 3[ ]一 [ j8 ] =5〜 95の関係を有する金属組織をなし、
溶融固化時のマクロ組織での平均結晶粒径が 200 μ m以下であることを特徴とす る銅合金。
Pb:0.005〜0.45mass%、 Bi:0.005〜0.45mass%、 Se:0.03〜0.45mas s%及び Te:0.01〜0.45mass%力 選択された 1種以上の元素を更に含有し、 元素 aの含有量 [a]mass%について、 fO=[Cu]— 3. 5[Si]— 3[P] +0. 5([Pb] + 0. 8([Bi] + [Se])+0.6[Te]) =61〜71、 fl= [P]Z[Zr] =0. 7〜200、 f2 = [Si] / [Zr] = 75〜5000、 f 3 = [Si] /[P] = l 2〜240及び f 6 = [Cu]— 3. 5 [S i]-3[P]+3([Pb]+0.8([Bi] + [Se])+0.6[丁6])1/2≥62及び 7=[01]—3 . 5[Si]-3[P]-3([Pb]+0.8([Bi] + [Se])+0.6[Te]) 1/2≤68. 5 (含有しな ヽ元素 aにつ ヽては [a] =0とする）の関係を有し、
α相と κ相及び Z又は Ύ相とを含有し且つ面積率における相 bの含有量 [b] %に ついて £4= [ 0；] + [7] + [«]≥85及び£5=[7] + [^]+0. 3[ ]一 [ j8 ] =5〜 95の関係 (含有しない相 bについては [b] =0とする）を有する金属組織をなし、 溶融固化時のマクロ組織での平均結晶粒径が 200 μ m以下であることを特徴とす る、請求項 1に記載する銅合金。
Sn:0.05〜： L 5mass%、 As:0.02〜0. 25mass%及び Sb:0.02〜0. 25mas s%から選択された 1種以上の元素を更に含有し、
元素 aの含有量 [a]mass%について、 fO=[Cu]— 3. 5[Si]— 3[P]— 0. 5([Sn] + [As] + [Sb]) =61〜71、 fl = [P]/[Zr] =0. 7〜200、 f2= [Si]/[Zr]=75 〜5000及び f3= [Si]Z[P] = 12〜240(含有しない元素 aについては [a] =0とす る）の関係を有し、
α相と κ相及び Z又は Ύ相とを含有し且つ面積率における相 bの含有量 [b] %に ついて £4= [ 0；] + [7] + [«]≥85及び£5=[7] + [^]+0. 3[ ]一 [ j8 ] =5〜 95の関係 (含有しない相 bについては [b] =0とする）を有する金属組織をなし、 溶融固化時のマクロ組織での平均結晶粒径が 200 μ m以下であることを特徴とす る、請求項 1に記載する銅合金。
[4] Sn:0.05〜： L 5mass%、 As:0.02〜0. 25mass%及び Sb:0.02〜0. 25mas s%から選択された 1種以上の元素を更に含有し、
元素 aの含有量 [a]mass%について、 fO=[Cu]— 3. 5[Si]— 3[P] +0. 5([Pb] + 0. 8([Bi] + [Se])+0.6[Te])— 0. 5([Sn] + [As] + [Sb]) =61〜71、 fl= [P]/[Zr]=0. 7〜200、 f2= [Si]Z[Zr] =75〜5000、 f3= [Si]Z[P] = 12〜 240、 f6=[Cu]-3. 5[Si]-3[P]+3([Pb]+0.8 ([Bi] + [Se]) +0. 6[Te] /2≥62及び f7=[Cu]— 3. 5[Si]-3[P]-3([Pb]+0.8 ([Bi] + [Se]) +0. 6[ Te] )1/2≤68. 5 (含有しな!、元素 aにつ ヽては [a] = 0とする）の関係を有し、
α相と κ相及び Z又は Ύ相とを含有し且つ面積率における相 bの含有量 [b] %に ついて £4= [ 0；] + [7] + [«]≥85及び£5=[7] + [^]+0. 3[ ]一 [ j8 ] =5〜 95の関係 (含有しない相 bについては [b] =0とする）を有する金属組織をなし、 溶融固化時のマクロ組織での平均結晶粒径が 200 μ m以下であることを特徴とす る、請求項 2に記載する銅合金。
[5] A1:0.02〜： L 5mass%、 Mn:0. 2〜4mass%及び Mg:0.001〜0. 2mass% 力 選択された 1種以上の元素を更に含有し、
元素 aの含有量 [a]mass%について、 fO=[Cu]— 3. 5[Si]— 3[P] +0. 5([Pb] + 0. 8([Bi] + [Se])+0.6[Te])-0. 5 ([Sn] + [As] + [Sb])— 1.8[Al]+2[ Mn] + [Mg]=61〜71、 fl= [P]/[Zr] =0. 7〜200、 f2= [Si]Z[Zr] =75〜5 000及び f3= [Si]Z[P] = 12〜240(含有しない元素 aについては [a] =0とする） の関係を有し、
α相と κ相及び Z又は Ύ相とを含有し且つ面積率における相 bの含有量 [b] %に つ
Figure imgf000067_0001
]+0. 3[ ]一 [ j8 ] =5〜 95の関係 (含有しない相 bについては [b] =0とする）を有する金属組織をなし、 溶融固化時のマクロ組織での平均結晶粒径が 200 μ m以下であることを特徴とす る、請求項 1〜請求項 4の何れかに記載する銅合金。
[6] 元素 aの含有量 [a]mass%と面積率における相 bの含有量 [b]%との間に、 f8= [ γ ] + [ κ ]+0. 3 ]— [j8 ]+25([Pb]+0. 8 ([Bi] + [Se]) +0. 6[Te])1/2≥ 10及び ί9=[γ ] + [ κ ]+0. 3 [ ]— [j8 ]— 25([Pb]+0. 8 ([Bi] + [Se]) +0. 6 [Te] ) 1/2≤ 70 (含有しな!ヽ元素 a及び相 bにつ 、ては [a] = [b] = 0とする）の関係 を有することを特徴とする、請求項 2、請求項 4及び請求項 5の何れかに記載する銅 合金。
[7] Fe及び/又は Niが不可避不純物として含有される場合にあって、その何れかが含 有される場合には Fe又は Niの含有量が 0. 3mass%以下であり、また Fe及び Niが 含有される場合にはそれらの合計含有量が 0. 35masS%以下であることを特徴とす る、請求項 1〜請求項 6の何れかに記載する銅合金。
[8] 溶融固化時における初晶が ex相であることを特徴とする、請求項 1〜請求項 7の何 れかに記載する銅合金。
[9] 溶融固化時において包晶反応が生じるものであることを特徴とする、請求項 1〜請 求項 7の何れかに記載する銅合金。
[10] 溶融固化時においては、デンドライト'ネットワークが分断された結晶構造をなして おり且つ結晶粒の二次元形態が円形状、円形に近い非円形状、楕円形状、十字形 状、針形状又は多角形状をなしていることを特徴とする、請求項 1〜請求項 7の何れ かに記載する銅合金。
[11] マトリックスの α相が微細に分断されており且つ κ相及び Z又は Ύ相がマトリックス に均一に分散していることを特徴とする、請求項 1〜請求項 7の何れかに記載する銅 合金。
[12] Pb又は Biが含有されている場合にあっては、微細で大きさの揃った Pb粒子又は Bi 粒子がマトリックスに均一に分散していることを特徴とする、請求項 2、請求項 4、請求 項 5及び請求項 7の何れかに記載する銅合金。 [13] 铸造工程で得られる铸造物又はこれに更に一回以上の塑性加工を施した塑性カロ ェ物であることを特徴とする、請求項 1〜請求項 12の何れかに記載する銅合金。
[14] 請求項 13に記載する塑性カ卩ェ物であって、すくい角：—6° 及びノーズ半径: 0. 4 mmのバイトを使用した旋盤により、乾式で、切削速度： 80〜160mZmin、切込み 深さ： 1. 5mm及び送り速度： 0. l lmm/rev.の条件で切削した場合において生成 する切屑が台形若しくは三角形をなす小片形状、長さ 25mm以下のテープ形状又 は針形状をなす切削加工物であることを特徴とする銅合金。
[15] 請求項 13に記載する铸造物であって、横型連続铸造法、アップワード法又はアツ プキャスト法により铸造された線材、棒材又はホロ一バーであることを特徴とする銅合 金。
[16] 請求項 13に記載する塑性加工物であって、熱間押出加工物、熱間鍛造加工物又 は熱間圧延加工物であることを特徴とする銅合金。
[17] 請求項 13に記載する塑性加工物であって、請求項 15に記載する铸造物を抽伸加 ェ又は伸線カ卩ェしてなる線材、棒材又はホロ一バーであることを特徴とする銅合金。
[18] 請求項 13に記載する铸造物であって、固相率 30〜80%の半溶融状態において、 少なくともデンドライト'ネットワークが分断された結晶組織をなし且つ固相の 2次元形 態が円形状、円形に近い非円形状、楕円形状、十字形状又は多角形状をなす铸物 、半溶融铸物、半溶融成形物、溶湯鍛造物又はダイキャスト成形物であることを特徴 とする銅合金。
[19] 固相率 60%における固相の平均結晶粒径が 150 m以下であること及び Z又は 当該固相の平均最大長が 200 m以下であることを特徴とする、請求項 18に記載す る銅合金。
[20] ユアネットシエイプに铸造されたものであることを特徴とする、請求項 18又は請求項 19に記載する銅合金。
[21] 水と常時又は一時的に接触する状態で使用される接水金具であることを特徴とす る、請求項 13〜請求項 20の何れかに記載する銅合金。
[22] -ップル、ホース-ップル、ソケット、エルボ、チーズ、プラグ、プッシング、ユニオン
、ジョイント、フランジ、ストップバルブ、ストレーナ一、スリースバルブ、ゲートバルブ、 チェッキバルブ、グローブバノレブ、ダイヤフラムバルブ、ピンチバルブ、ボールバルブ 、ニードルバルブ、ミニチュアバルブ、レリーフバルブ、メンコック、ハンドルコック、グ ランドコック、 2方コック、 3方コック、 4方コック、ガスコック、ボール弁、安全弁、レリー フ弁、減圧弁、電磁弁、スチームトラップ、水道メータ、流量計、給水栓、散水栓、止 水栓、自在栓、混合栓、分水栓、カラン、分枝栓、逆止弁、分枝バルブ、フラッシュバ ルブ、切り替えコック、シャワー、シャワーフック、プラグ、ザルボ、散水ノズル、スプリ ンクラー、給湯器用伝熱管、熱交換器用伝熱管、ボイラ用伝熱管、トラップ、消化栓 弁、送水口、インペラ、インペラ軸若しくはポンプケース又はこれらの構成材であるこ とを特徴とする、請求項 21に記載する銅合金。
[23] 相手部材と常時又は一時的に接触する状態で相対運動する摩擦係合部材である ことを特徴とする、請求項 13〜請求項 20の何れかに記載する銅合金。
[24] 歯車、摺動ブッシュ、シリンダ、ピストンシユー、支承、ベアリング部品、バルブ、開閉 弁、軸受部材、シャフト、ローラ、ロータリジョイント部品、ボルト、ナット若しくはスクリュ 一軸又はこれらの構成部材であることを特徴とする、請求項 23に記載する銅合金。
[25] 圧力センサ、温度センサ、コネクター、コンプレッサー部品、スクロールコンプレッサ 一部品、高圧バルブ、空調用バルブ ·開閉弁、キャブレター部品、ケーブル止め金具 、携帯電話アンテナ部品又は端子であることを特徴とする、請求項 13〜請求項 20の 何れかに記載する銅合金。
[26] 請求項 1〜請求項 25の何れかに記載する銅合金を製造する場合にあって、その铸 造工程においては、 Zrを、これを含有する銅合金物の形態で添加させることにより、 铸造に際して酸ィ匕物及び Z又は硫ィ匕物の形態で Zrが添加されな 、ようにすることを 特徴とする銅合金の製造方法。
[27] Zrを含有する前記銅合金物力 Cu— Zr合金若しくは Cu— Zn— Zr合金又はこれ らの合金をベースとして P、 Mg、 Al、 Sn、 Mn及び Bから選択する 1種以上の元素を 更に含有させた銅合金であることを特徴とする、請求項 26に記載する銅合金の製造 方法。
PCT/JP2005/014691 2004-08-10 2005-08-10 銅合金 WO2006016624A1 (ja)

Priority Applications (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
AU2005272376A AU2005272376B2 (en) 2004-08-10 2005-08-10 Copper alloy
US10/597,454 US7909946B2 (en) 2004-08-10 2005-08-10 Copper alloy
ES05770520T ES2378874T3 (es) 2004-08-10 2005-08-10 Aleación de cobre
CA2563097A CA2563097C (en) 2004-08-10 2005-08-10 Copper alloy
AT05770520T ATE537275T1 (de) 2004-08-10 2005-08-10 Kupferlegierung
JP2006531701A JP4095666B2 (ja) 2004-08-10 2005-08-10 銅合金
BRPI0509025-3A BRPI0509025B1 (pt) 2004-08-10 2005-08-10 Liga de cobre e método de produção de uma liga de cobre.
EP05770520A EP1777308B9 (en) 2004-08-10 2005-08-10 Copper alloy

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2004233952 2004-08-10
JP2004-233952 2004-08-10

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2006016624A1 true WO2006016624A1 (ja) 2006-02-16

Family

ID=35839218

Family Applications (7)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2005/008662 WO2006016442A1 (ja) 2004-08-10 2005-05-02 結晶粒が微細化された銅基合金鋳物
PCT/JP2005/014698 WO2006016630A1 (ja) 2004-08-10 2005-08-10 銅合金鋳物及びその鋳造方法
PCT/JP2005/014697 WO2006016629A1 (ja) 2004-08-10 2005-08-10 被削性、強度、耐摩耗性及び耐蝕性に優れた銅合金鋳物及びその鋳造方法
PCT/JP2005/014678 WO2006016614A1 (ja) 2004-08-10 2005-08-10 銅合金改質用マスターアロイおよびそれを用いる鋳造方法
PCT/JP2005/014691 WO2006016624A1 (ja) 2004-08-10 2005-08-10 銅合金
PCT/JP2005/014687 WO2006016621A1 (ja) 2004-08-10 2005-08-10 海水用構造物並びにこれを構成する線状若しくは棒状の銅合金材及びその製造方法
PCT/JP2005/014699 WO2006016631A1 (ja) 2004-08-10 2005-08-10 Ｓｎ含有銅合金及びその製造方法

Family Applications Before (4)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2005/008662 WO2006016442A1 (ja) 2004-08-10 2005-05-02 結晶粒が微細化された銅基合金鋳物
PCT/JP2005/014698 WO2006016630A1 (ja) 2004-08-10 2005-08-10 銅合金鋳物及びその鋳造方法
PCT/JP2005/014697 WO2006016629A1 (ja) 2004-08-10 2005-08-10 被削性、強度、耐摩耗性及び耐蝕性に優れた銅合金鋳物及びその鋳造方法
PCT/JP2005/014678 WO2006016614A1 (ja) 2004-08-10 2005-08-10 銅合金改質用マスターアロイおよびそれを用いる鋳造方法

Family Applications After (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2005/014687 WO2006016621A1 (ja) 2004-08-10 2005-08-10 海水用構造物並びにこれを構成する線状若しくは棒状の銅合金材及びその製造方法
PCT/JP2005/014699 WO2006016631A1 (ja) 2004-08-10 2005-08-10 Ｓｎ含有銅合金及びその製造方法

Country Status (19)

Country Link
US (10) US20070169854A1 (ja)
EP (9) EP1777305B1 (ja)
JP (8) JP3964930B2 (ja)
KR (2) KR100863374B1 (ja)
CN (7) CN100487148C (ja)
AT (7) ATE482294T1 (ja)
AU (3) AU2005272376B2 (ja)
BR (1) BRPI0509025B1 (ja)
CA (5) CA2563094C (ja)
CL (1) CL2012003194A1 (ja)
DE (3) DE602005023737D1 (ja)
DK (1) DK1777305T3 (ja)
ES (2) ES2378874T3 (ja)
MX (2) MXPA06010613A (ja)
NO (1) NO344238B1 (ja)
NZ (2) NZ587764A (ja)
PT (1) PT1777308E (ja)
RU (1) RU2383641C2 (ja)
WO (7) WO2006016442A1 (ja)

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010201505A (ja) * 2009-02-03 2010-09-16 Hitachi Cable Ltd 鋳造材、その製造方法及びこれを用いたマグネットワイヤ用銅線並びにマグネットワイヤ及びその製造方法
US20120321506A1 (en) * 2011-06-14 2012-12-20 Ingot Metal Company Limited Method for producing lead-free copper-bismuth alloys and ingots useful for same
JP2013067824A (ja) * 2011-09-20 2013-04-18 Mitsubishi Materials Corp 銅合金及び鋳造品
JP2013067821A (ja) * 2011-09-20 2013-04-18 Mitsubishi Materials Corp 銅合金及び鋳造品
JP2014531516A (ja) * 2011-09-30 2014-11-27 プンサン コーポレイション 快削性無鉛銅合金及びその製造方法
CN104870671A (zh) * 2012-10-31 2015-08-26 株式会社开滋 可回收性和耐腐蚀性优异的黄铜合金
WO2018034282A1 (ja) 2016-08-15 2018-02-22 三菱伸銅株式会社 快削性銅合金鋳物、及び、快削性銅合金鋳物の製造方法
WO2020261603A1 (ja) 2019-06-25 2020-12-30 三菱マテリアル株式会社 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
KR20210148347A (ko) 2019-06-25 2021-12-07 미쓰비시 마테리알 가부시키가이샤 쾌삭성 구리 합금 주물, 및 쾌삭성 구리 합금 주물의 제조 방법

Families Citing this family (121)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA2563094C (en) * 2004-08-10 2012-03-27 Sanbo Shindo Kogyo Kabushiki Kaisha Copper-based alloy casting in which grains are refined
EP1812612B1 (de) * 2004-10-11 2010-05-05 Diehl Metall Stiftung & Co. KG Kupfer-zink-silizium-legierung, deren verwendung und deren herstellung
JP5306591B2 (ja) * 2005-12-07 2013-10-02 古河電気工業株式会社 配線用電線導体、配線用電線、及びそれらの製造方法
JP5116976B2 (ja) * 2006-02-10 2013-01-09 三菱伸銅株式会社 半融合金鋳造用原料黄銅合金
JP2007211324A (ja) * 2006-02-13 2007-08-23 Sanbo Copper Alloy Co Ltd 半融合金鋳造用原料りん青銅合金
JP4349640B2 (ja) * 2006-10-04 2009-10-21 住友軽金属工業株式会社 継目無管
CN101573462B (zh) * 2006-12-28 2012-10-10 株式会社开滋 耐应力腐蚀开裂性优异的无铅黄铜合金
EP2196549B1 (en) * 2007-10-10 2019-03-13 Toto Ltd. Lead-free, free-machining brass having excellent castability
WO2009047919A1 (ja) * 2007-10-10 2009-04-16 Toto Ltd. 鋳造性に優れた無鉛快削性黄銅
TWI452153B (zh) * 2008-01-09 2014-09-11 Toto Ltd Excellent lead-free quick-brushed brass
CA2708882C (en) * 2008-03-19 2016-08-02 Nv Bekaert Sa Aquaculture net with polygonal bottom
KR101078453B1 (ko) * 2008-04-25 2011-10-31 미츠비시 마테리알 가부시키가이샤 태양 전지용 인터커넥터용 재료 및 태양 전지용 인터커넥터
US20090286083A1 (en) * 2008-05-13 2009-11-19 Hitachi Cable, Ltd. Copper wire for a magnet wire, magnet wire using same, and method for fabricating copper wire for a magnet wire
CL2008001565A1 (es) * 2008-05-29 2008-08-29 Ochoa Disselkoen Jose Alberto Dispositivo flotante sumergible, para la limpieza biologica de redes utilizadas en el cultivo de peces que permite destruir los microorganismos del agua, conformado por medios soportantes, un medio de filtracion de particulas y un medio de desinfecci
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
CN101440445B (zh) 2008-12-23 2010-07-07 路达(厦门)工业有限公司 无铅易切削铝黄铜合金及其制造方法
KR101174596B1 (ko) * 2009-01-09 2012-08-16 미쓰비시 신도 가부시키가이샤 고강도 고도전 구리합금 압연판 및 그 제조방법
JP5373422B2 (ja) * 2009-02-09 2013-12-18 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 銅合金の鋳造方法
US8518192B2 (en) * 2009-03-03 2013-08-27 QuesTek Innovations, LLC Lead-free, high-strength, high-lubricity copper alloys
US20100303667A1 (en) * 2009-03-09 2010-12-02 Lazarus Norman M Novel lead-free brass alloy
US20100226815A1 (en) * 2009-03-09 2010-09-09 Lazarus Norman M Lead-Free Brass Alloy
JP4871380B2 (ja) * 2009-03-18 2012-02-08 株式会社Ｌｉｘｉｌ 鋳造用銅基合金
DE102009002894A1 (de) * 2009-05-07 2010-11-18 Federal-Mogul Wiesbaden Gmbh Gleitlagermaterial
CN101919357A (zh) * 2009-06-16 2010-12-22 铜联商务咨询（上海）有限公司 一种铜合金材料的应用
JP5513230B2 (ja) * 2009-06-17 2014-06-04 サンエツ金属株式会社 鋳造用銅基合金
US20110005739A1 (en) * 2009-07-10 2011-01-13 Finney M Parker Copper Alloy for Heat Exchanger Tube
BR112012012098A2 (pt) * 2009-11-24 2018-03-20 Luvata Appleton Llc receptáculos de liga de cobre
US20110123643A1 (en) * 2009-11-24 2011-05-26 Biersteker Robert A Copper alloy enclosures
CN101775509B (zh) * 2010-01-28 2011-04-13 吉林大学 通过添加氧族合金元素提高铜抗腐蚀能力的方法
CN102206772A (zh) * 2010-03-30 2011-10-05 Lclip有限公司 黄铜合金
CA2807637C (en) * 2010-08-24 2018-09-11 Tomoyuki Ozasa Method for preventing elution of bi from copper alloy
MX363089B (es) 2010-10-25 2019-03-08 Mitsubishi Shindo Kk Aleacion de cobre resistente a la presion y resistente a la corrosion de una estructura cobresoldada, y metodo para producir una estructura cobresoldada.
KR101260912B1 (ko) 2011-02-01 2013-05-06 주식회사 풍산 해수용 동합금재 및 이의 제조 방법
CN102230105A (zh) * 2011-04-08 2011-11-02 菏泽广源铜带股份有限公司 一种高强度锡黄铜
KR101832289B1 (ko) * 2011-04-13 2018-02-26 산에츠긴조쿠가부시키가이샤 단조성, 내응력 부식 균열성 및 내탈아연 부식성이 우수한 구리 베이스 합금
DE102012002450A1 (de) * 2011-08-13 2013-02-14 Wieland-Werke Ag Verwendung einer Kupferlegierung
US8465003B2 (en) 2011-08-26 2013-06-18 Brasscraft Manufacturing Company Plumbing fixture made of bismuth brass alloy
US8211250B1 (en) 2011-08-26 2012-07-03 Brasscraft Manufacturing Company Method of processing a bismuth brass article
MX337957B (es) 2011-11-04 2016-03-29 Mitsubishi Shindo Kk Pieza de aleacion de cobre forjada en caliente.
KR20130054022A (ko) * 2011-11-16 2013-05-24 주식회사 대창 양식 어망용 동합금
CN103131887B (zh) * 2011-11-21 2016-07-06 宁波三旺洁具有限公司 一种耐腐蚀硼铜合金
CN102578008B (zh) * 2012-02-16 2014-01-01 中国水产科学研究院东海水产研究所 刚柔结合装配的锥体网箱箱体构建方法
JP5522582B2 (ja) * 2012-03-30 2014-06-18 株式会社栗本鐵工所 水道部材用黄銅合金
CN102703740A (zh) * 2012-06-20 2012-10-03 河南平高电气股份有限公司 一种Cu-Cr-Zr合金的制备方法
DE102012013817A1 (de) 2012-07-12 2014-01-16 Wieland-Werke Ag Formteile aus korrosionsbeständigen Kupferlegierungen
WO2014018564A1 (en) 2012-07-23 2014-01-30 Zieger Claus Dieter Multiple proportion delivery systems and methods
US8991787B2 (en) 2012-10-02 2015-03-31 Nibco Inc. Lead-free high temperature/pressure piping components and methods of use
CN103509967B (zh) * 2013-01-22 2016-04-27 阮媛清 一种重力铸造专用dzr环保黄铜合金锭及其制作工艺
US10287653B2 (en) 2013-03-15 2019-05-14 Garrett Transportation I Inc. Brass alloys for use in turbocharger bearing applications
WO2014196518A1 (ja) * 2013-06-05 2014-12-11 サンエツ金属株式会社 銅基合金
JP5406405B1 (ja) 2013-06-12 2014-02-05 株式会社栗本鐵工所 水道部材用銅合金
JP2015016501A (ja) * 2013-07-12 2015-01-29 株式会社ブリヂストン 鋳物の鋳造方法、鋳物及びタイヤ成形用金型
DE102013012288A1 (de) 2013-07-24 2015-01-29 Wieland-Werke Ag Korngefeinte Kupfer-Gusslegierung
CN105579600B (zh) * 2013-09-26 2019-08-30 三菱伸铜株式会社 铜合金及铜合金板
WO2015046470A1 (ja) * 2013-09-26 2015-04-02 三菱伸銅株式会社 銅合金
CN103526067B (zh) * 2013-10-13 2015-07-08 蒋荣 一种高强度稀土掺杂铜合金的制备方法
KR102181051B1 (ko) * 2013-10-21 2020-11-19 주식회사 대창 내구성이 향상된 죽방렴 구조물
CN103555991B (zh) * 2013-11-20 2016-01-20 苏州天兼金属新材料有限公司 一种无铅环保铜基合金管及其制造方法
US20150203940A1 (en) * 2014-01-22 2015-07-23 Metal Industries Research&Development Centre Brass alloy and method for manufacturing the same
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
CN103849794B (zh) * 2014-03-07 2016-05-25 镇江金鑫有色合金有限公司 一种环保自润滑耐磨铜合金
JP2015175008A (ja) * 2014-03-13 2015-10-05 株式会社Ｌｉｘｉｌ 鉛レス黄銅材料および水道用器具
JP5656138B1 (ja) * 2014-05-08 2015-01-21 株式会社原田伸銅所 抗菌性を有するリン青銅合金及びそれを用いた物品
CN103938021B (zh) * 2014-05-09 2016-04-13 邵建洪 一种海洋围殖渔网专用编织铜合金线材及其制备方法
CN104032176B (zh) * 2014-06-23 2015-03-11 江西鸥迪铜业有限公司 低铅黄铜合金
JP6354391B2 (ja) * 2014-07-03 2018-07-11 三菱マテリアル株式会社 Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系合金の連続鋳造方法
RU2587112C9 (ru) * 2014-09-22 2016-08-10 Дмитрий Андреевич Михайлов МЕДНЫЙ СПЛАВ, ЛЕГИРОВАННЫЙ ТЕЛЛУРОМ ТелТ, ДЛЯ КОЛЛЕКТОРОВ ЭЛЕКТРИЧЕСКИХ МАШИН
RU2587110C9 (ru) * 2014-09-22 2016-08-10 Дмитрий Андреевич Михайлов МЕДНЫЙ СПЛАВ, ЛЕГИРОВАННЫЙ ТЕЛЛУРОМ ТелО, ДЛЯ КОЛЛЕКТОРОВ ЭЛЕКТРИЧЕСКИХ МАШИН
RU2587108C9 (ru) * 2014-09-22 2016-08-10 Дмитрий Андреевич Михайлов МЕДНЫЙ СПЛАВ, ЛЕГИРОВАННЫЙ ТЕЛЛУРОМ ТелМ, ДЛЯ КОЛЛЕКТОРОВ ЭЛЕКТРИЧЕСКИХ МАШИН
CN104388749B (zh) * 2014-12-17 2016-07-06 湖南科技大学 一种高强减摩耐磨锰铝青铜合金
CN104451244B (zh) * 2014-12-17 2016-08-17 湖南科技大学 一种高性能减摩耐磨锰铝青铜合金
CN104593637B (zh) * 2015-01-27 2017-01-18 苏州金仓合金新材料有限公司 一种高速铁路用新型铜基合金管及其制备方法
CN104630549A (zh) * 2015-01-27 2015-05-20 苏州金仓合金新材料有限公司 一种连铸连轧的环保无铅新型合金材料棒及其制备方法
JP6477127B2 (ja) * 2015-03-26 2019-03-06 三菱伸銅株式会社 銅合金棒および銅合金部材
EP3279347B1 (en) * 2015-03-31 2021-02-17 Kurimoto, Ltd. Copper alloy for use in a member for water works
CN104711450A (zh) * 2015-04-03 2015-06-17 北京金鹏振兴铜业有限公司 高强度高延展性镁黄铜合金
CN104858364B (zh) * 2015-04-27 2017-09-15 海安铸鑫金属制品有限公司 覆砂壳型锡青铜复合铸造阀板的制备方法
CN104895903A (zh) * 2015-05-27 2015-09-09 含山县恒翔机械制造有限公司 一种跑车轮毂的防盗螺丝
CN104889687A (zh) * 2015-05-27 2015-09-09 含山县恒翔机械制造有限公司 一种跑车轮毂防盗螺丝的制备方法
CN104911390A (zh) * 2015-06-13 2015-09-16 陈新棠 一种抗菌耐腐蚀的热交换器铜管
DE102015116314A1 (de) * 2015-09-25 2017-03-30 Berkenhoff Gmbh Verwendung eines aus einer Kupfer-Zink-Mangan-Legierung ausgebildeten metallischen Elements als elektrisches Heizelement
CN108431926A (zh) * 2015-11-12 2018-08-21 霍尼韦尔国际公司 具有冷却结构的溅射靶背衬板组装件
CN105506358A (zh) * 2015-12-03 2016-04-20 中铝洛阳铜业有限公司 一种海洋养殖用环保耐蚀黄铜材料的制备工艺
CN105387965A (zh) * 2015-12-24 2016-03-09 常熟市易安达电器有限公司 巷道用压力传感器
CN105671360B (zh) * 2016-04-05 2017-07-18 上海理工大学 一种含有锆的耐海水腐蚀的铜合金及其制备方法
DE202016102696U1 (de) * 2016-05-20 2017-08-29 Otto Fuchs - Kommanditgesellschaft - Sondermessinglegierung sowie Sondermessinglegierungsprodukt
KR101929170B1 (ko) * 2016-05-25 2018-12-13 미쓰비시 신도 가부시키가이샤 황동 합금 열간 가공품 및 황동 합금 열간 가공품의 제조 방법
CN105908014B (zh) * 2016-06-08 2017-08-25 上海理工大学 一种耐海水腐蚀的铜合金及其制备方法
CN106148755B (zh) * 2016-08-09 2018-04-24 苏州天兼新材料科技有限公司 一种核动力汽轮机耐磨泵块用铸造材料及其制作方法
CN108085531A (zh) * 2016-11-21 2018-05-29 宜兴市帝洲新能源科技有限公司 一种地暖设备的弯头材料
US10568304B2 (en) * 2016-11-23 2020-02-25 Graduate School At Shenzhen, Tsinghua University Steel structure cage for marine crustacean aquaculture and integration thereof into vertical fish-crustacean aquaculture system
RU2629402C1 (ru) * 2016-12-06 2017-08-29 Юлия Алексеевна Щепочкина Спеченный сплав на основе меди
CN107620769A (zh) * 2016-12-30 2018-01-23 合肥美诚机械有限公司 一种车用新材料轴承
KR101796191B1 (ko) * 2017-01-17 2017-11-09 주식회사 풍산 항균성, 내변색성 및 성형성이 우수한 동합금재 및 이의 제조방법
CN107217172A (zh) * 2017-06-28 2017-09-29 安徽华飞机械铸锻有限公司 一种铜合金铸造工艺
US20190033020A1 (en) * 2017-07-27 2019-01-31 United Technologies Corporation Thin-walled heat exchanger with improved thermal transfer features
DE102017007138B3 (de) 2017-07-27 2018-09-27 Wieland-Werke Ag Drahtmaterial, Netz und Zuchtkäfig für Aquakultur
CN107354507B (zh) * 2017-07-31 2019-07-19 江苏裕铭铜业有限公司 一种单晶导电铜杆上引连铸法生产工艺
CN107381337A (zh) * 2017-09-22 2017-11-24 张家港沙工科技服务有限公司 一种起重机用吊钩
CN108300891A (zh) * 2017-12-13 2018-07-20 浙江灿根智能科技有限公司 一种多路连续铜及铜合金板材铸造方法
CN108384986B (zh) * 2018-05-07 2020-02-21 宁波博威合金材料股份有限公司 一种铜合金材料及其应用
CN108950272B (zh) * 2018-08-02 2020-02-18 济南大学 一种锌-铜合金的含锑变质剂及变质处理方法
WO2020075356A1 (ja) * 2018-10-10 2020-04-16 住友電工ハードメタル株式会社 切削工具及びその製造方法
KR101969010B1 (ko) 2018-12-19 2019-04-15 주식회사 풍산 납과 비스무트가 첨가되지 않은 쾌삭성 무연 구리합금
CN109865804B (zh) * 2019-03-13 2021-08-03 北京首钢吉泰安新材料有限公司 一种圆珠笔头用易切削不锈钢的铋碲合金化方法
CN110000344B (zh) * 2019-03-14 2021-02-02 昆明理工大学 一种抑制ZCuSn10P1合金锡元素偏析的连续制备半固态浆料的装置和方法
DE202019101597U1 (de) * 2019-03-20 2019-04-23 Otto Fuchs - Kommanditgesellschaft - Cu-Zn-Legierung
CN110117736B (zh) * 2019-06-17 2021-11-19 上海理工大学 一种塑性好耐腐蚀的铋黄铜合金
US11450516B2 (en) 2019-08-14 2022-09-20 Honeywell International Inc. Large-grain tin sputtering target
CN111014623B (zh) * 2019-12-09 2021-09-10 宁波兴业盛泰集团有限公司 一种铜镁合金大规格扁锭半连续铸造方法
CN110952019B (zh) * 2019-12-24 2021-09-14 宁波博威合金材料股份有限公司 一种易切削锌白铜及其制备方法和应用
CN110951989B (zh) * 2019-12-25 2020-11-06 鸣浩高新材料科技(江苏盐城)有限公司 一种高强韧铜锌铝形状记忆合金及其制备方法
JP7347321B2 (ja) 2020-05-08 2023-09-20 三菱マテリアル株式会社 Ｃｕ－Ｚｎ－Ｓｉ系合金の上方引上連続鋳造線材
CN111607714B (zh) * 2020-07-03 2021-08-20 贵溪骏达特种铜材有限公司 一种铝青铜的熔炼工艺
CN112030033A (zh) * 2020-09-14 2020-12-04 江西省科学院应用物理研究所 一种高强高导接触线用稀土铜合金
CN112404889B (zh) * 2020-10-10 2022-03-01 厦门格欧博新材料科技有限公司 一种锌包铜工艺
DE102020127317A1 (de) 2020-10-16 2022-04-21 Diehl Metall Stiftung & Co. Kg Bleifreie Kupferlegierung sowie Verwendung der bleifreien Kupferlegierung
KR102265115B1 (ko) * 2021-02-24 2021-06-15 주식회사 풍산 내식성 및 내변색성이 우수한 Cu-Zn계 합금 및 이의 제조 방법
CN113223629B (zh) * 2021-05-13 2023-04-28 中南大学 一种Al-Mg-Si-Mn-Fe合金设计方法
CN115261665B (zh) * 2022-06-22 2023-04-28 昆明冶金研究院有限公司北京分公司 铜铁磷系合金用变质剂、其制备方法及应用

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5837143A (ja) * 1981-08-27 1983-03-04 Furukawa Electric Co Ltd:The 高強度耐食銅合金
JPS59136439A (ja) * 1983-01-26 1984-08-06 Sanpo Shindo Kogyo Kk 銅基合金
JP2004183056A (ja) 2002-12-04 2004-07-02 Sanbo Copper Alloy Co Ltd 鉛低減快削性銅合金

Family Cites Families (94)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
NL90795C (ja) * 1947-11-04
US3676083A (en) * 1969-01-21 1972-07-11 Sylvania Electric Prod Molybdenum base alloys
US3912552A (en) * 1972-05-17 1975-10-14 Int Nickel Co Oxidation resistant dispersion strengthened alloy
JPS517617B2 (ja) 1972-08-25 1976-03-09
JPS5078519A (ja) * 1973-11-14 1975-06-26
US3928028A (en) * 1974-04-05 1975-12-23 Olin Corp Grain refinement of copper alloys by phosphide inoculation
US4055445A (en) * 1974-09-20 1977-10-25 Essex International, Inc. Method for fabrication of brass alloy
US4047978A (en) * 1975-04-17 1977-09-13 Olin Corporation Processing copper base alloys
JPS52107227A (en) * 1976-02-27 1977-09-08 Furukawa Electric Co Ltd:The Heat resisting cu alloy with excellent electro- and heat conductivity
JPS52134811A (en) * 1976-05-07 1977-11-11 Osamu Hayashi Golden copper alloy for dental use
US4110132A (en) * 1976-09-29 1978-08-29 Olin Corporation Improved copper base alloys
JPS5839900B2 (ja) 1977-12-29 1983-09-02 三菱マテリアル株式会社 継目無し管製造用Ｃｕ合金
DE2758822A1 (de) * 1977-12-30 1979-07-05 Diehl Gmbh & Co Verfahren zur herstellung eines kupfer-zink-werkstoffs
JPS5570494A (en) 1978-11-18 1980-05-27 Futoshi Matsumura Wire rod for copper welding excelling in electric conductivity, thermal conductivity and welding performance
US4353415A (en) * 1979-07-30 1982-10-12 United Kingdom Atomic Energy Authority Heat pipes and thermal siphons
JPS5690944A (en) * 1979-12-24 1981-07-23 Furukawa Kinzoku Kogyo Kk Alloy for wire cut electrospark machining electrode
JPS5839900A (ja) 1981-09-01 1983-03-08 Nippon Kokan Kk <Nkk> 海底パイプラインの緊急漏洩油量制限装置
JPS58197243A (ja) * 1982-05-12 1983-11-16 Sumitomo Electric Ind Ltd ワイアカツト放電加工電極線用合金線
JPS5920811A (ja) * 1982-07-28 1984-02-02 Yokogawa Hokushin Electric Corp 光式変位変換器
JPS5920811U (ja) * 1982-07-30 1984-02-08 三宝伸銅工業株式会社 海水取水口用スクリ−ン
CA1188481A (en) * 1982-12-15 1985-06-11 Atsumi Ohno Continuous metal casting
US4515132A (en) * 1983-12-22 1985-05-07 Ford Motor Company Ionization probe interface circuit with high bias voltage source
JPS61542A (ja) 1984-06-12 1986-01-06 Nippon Mining Co Ltd ラジエ−タ−プレ−ト用銅合金
JPS6148547A (ja) 1984-08-14 1986-03-10 Mitsui Mining & Smelting Co Ltd 海洋用耐食銅合金
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
US4826736A (en) * 1985-06-14 1989-05-02 Sumitomo Special Metals Co., Ltd. Clad sheets
GB2179673A (en) * 1985-08-23 1987-03-11 London Scandinavian Metall Grain refining copper alloys
GB2181156A (en) * 1985-10-04 1987-04-15 London Scandinavian Metall Grain refining copper-bowed metals
US4822560A (en) * 1985-10-10 1989-04-18 The Furukawa Electric Co., Ltd. Copper alloy and method of manufacturing the same
JPS62218533A (ja) * 1986-03-18 1987-09-25 Sumitomo Metal Mining Co Ltd 高導電性銅合金
JP2516623B2 (ja) * 1986-04-10 1996-07-24 古河電気工業株式会社 電子電気機器用銅合金とその製造法
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
US4874439A (en) * 1987-02-24 1989-10-17 Mitsubishi Kinzoku Kabushiki Kaisha Synchronizer ring in speed variator made of wear-resistant copper alloy having high strength and toughness
JPH0622332B2 (ja) * 1987-10-14 1994-03-23 日本電気株式会社 入力回路
US4770718A (en) * 1987-10-23 1988-09-13 Iowa State University Research Foundation, Inc. Method of preparing copper-dendritic composite alloys for mechanical reduction
JPH01162737A (ja) * 1987-12-18 1989-06-27 Nippon Mining Co Ltd 電子部品用銅合金
KR910003882B1 (ko) * 1988-12-21 1991-06-15 풍산금속공업주식회사 전기 및 전자부품용 동합금과 그 제조방법
JPH02170954A (ja) * 1988-12-22 1990-07-02 Nippon Mining Co Ltd 曲げ加工性の良好な銅合金の製造方法
JPH02179857A (ja) * 1988-12-28 1990-07-12 Furukawa Electric Co Ltd:The ワイヤ放電加工用電極線
JP2809713B2 (ja) 1989-06-22 1998-10-15 株式会社神戸製鋼所 フレキシブルプリント用銅合金圧延箔
JPH03291344A (ja) * 1990-04-09 1991-12-20 Furukawa Electric Co Ltd:The 熱交換器ヘッダープレート用銅合金
JPH0499837A (ja) * 1990-08-14 1992-03-31 Nikko Kyodo Co Ltd 通電材料
JPH04224645A (ja) * 1990-12-26 1992-08-13 Nikko Kyodo Co Ltd 電子部品用銅合金
US5288458A (en) * 1991-03-01 1994-02-22 Olin Corporation Machinable copper alloys having reduced lead content
CN1021890C (zh) * 1991-05-12 1993-08-25 冯金陵 代银焊料及其制造方法
JPH0533087A (ja) * 1991-07-31 1993-02-09 Furukawa Electric Co Ltd:The 小型導電性部材用銅合金
JP2758536B2 (ja) 1992-08-11 1998-05-28 三菱伸銅株式会社 内面溝付溶接銅合金管
DE4395519C2 (de) * 1992-10-27 1997-04-30 Mitsubishi Materials Corp Gegen Lochkorrosion beständige Kupferlegierungsrohre für die Zufuhr von Kalt- und Heißwasser
JPH06184669A (ja) 1992-12-18 1994-07-05 Mitsubishi Materials Corp 給水給湯用耐孔食性銅合金配管
US5486244A (en) * 1992-11-04 1996-01-23 Olin Corporation Process for improving the bend formability of copper alloys
US5370840A (en) * 1992-11-04 1994-12-06 Olin Corporation Copper alloy having high strength and high electrical conductivity
JPH06184674A (ja) * 1992-12-23 1994-07-05 Nikko Kinzoku Kk 高導電性銅合金
JP3319482B2 (ja) * 1993-12-30 2002-09-03 三宝伸銅工業株式会社 耐蝕性銅基合金材
JPH07282841A (ja) * 1994-04-05 1995-10-27 Mitsubishi Chem Corp リチウムイオン二次電池
JPH08127830A (ja) 1994-11-01 1996-05-21 Fujikura Ltd 電線導体用銅合金及び電線導体の製造方法
DE19548124C2 (de) * 1995-12-21 2002-08-29 Euroflamm Gmbh Reibkörper und Verfahren zum Herstellen eines solchen
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
JPH1046270A (ja) * 1996-08-01 1998-02-17 Sumitomo Light Metal Ind Ltd 耐中間温度脆性、耐焼鈍脆性および耐食性に優れた銅合金並びに伝熱管
JP3280250B2 (ja) * 1996-11-26 2002-04-30 三宝伸銅工業株式会社 魚類用養殖網及び魚類養殖用生簀
JP2898627B2 (ja) * 1997-03-27 1999-06-02 日鉱金属株式会社 銅合金箔
US6132528A (en) * 1997-04-18 2000-10-17 Olin Corporation Iron modified tin brass
US5853505A (en) * 1997-04-18 1998-12-29 Olin Corporation Iron modified tin brass
JPH10337132A (ja) 1997-06-05 1998-12-22 Kuraray Co Ltd 魚介類養殖網
JPH111736A (ja) * 1997-06-09 1999-01-06 Chuetsu Gokin Chuko Kk 加熱装置用黄銅合金材料
JP3820467B2 (ja) 1997-07-25 2006-09-13 独立行政法人土木研究所 土工事用流動化処理土の製造方法及び装置
DE19734780C1 (de) * 1997-08-06 1998-12-10 Mannesmann Ag Verfahren zur Herstellung von geschweißten Rohren aus Cu und Cu-Legierungen
JP4100583B2 (ja) 1997-08-25 2008-06-11 中越合金鋳工株式会社 鉄系材料と高力黄銅合金を接合する方法
JPH11140677A (ja) 1997-11-14 1999-05-25 Nakabohtec Corrosion Protecting Co Ltd 銅又は銅合金製金網の防汚及び局部腐食防止の方法及び装置
JP2000087158A (ja) * 1998-09-11 2000-03-28 Furukawa Electric Co Ltd:The 半導体リードフレーム用銅合金
US7056396B2 (en) * 1998-10-09 2006-06-06 Sambo Copper Alloy Co., Ltd. Copper/zinc alloys having low levels of lead and good machinability
US6413330B1 (en) 1998-10-12 2002-07-02 Sambo Copper Alloy Co., Ltd. Lead-free free-cutting copper alloys
JP3734372B2 (ja) 1998-10-12 2006-01-11 三宝伸銅工業株式会社 無鉛快削性銅合金
JP3414294B2 (ja) 1999-01-07 2003-06-09 三菱マテリアル株式会社 ０．２％耐力および疲労強度の優れた熱交換器用電縫溶接銅合金管
JP4129807B2 (ja) 1999-10-01 2008-08-06 Ｄｏｗａホールディングス株式会社 コネクタ用銅合金およびその製造法
JP4387027B2 (ja) * 2000-03-07 2009-12-16 三菱伸銅株式会社 耐孔食性銅基合金管材
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
KR100513947B1 (ko) * 2002-03-29 2005-09-09 닛코 킨조쿠 가부시키가이샤 프레스성이 양호한 구리 합금 소재 및 그 제조방법
CN1327016C (zh) * 2002-05-14 2007-07-18 同和矿业株式会社 具有改善的冲压冲制性能的铜基合金及其制备方法
JP2004100041A (ja) 2002-07-18 2004-04-02 Honda Motor Co Ltd 銅合金
JP4014542B2 (ja) 2002-07-18 2007-11-28 本田技研工業株式会社 銅合金素材の製造方法
AU2003236001A1 (en) * 2002-09-09 2004-03-29 Sambo Copper Alloy Co., Ltd. High-strength copper alloy
JP2004113003A (ja) 2002-09-24 2004-04-15 Baba Shoten:Kk 生け簀装置及び生け簀養殖方法
JP4043342B2 (ja) * 2002-10-25 2008-02-06 株式会社神戸製鋼所 リン青銅
JP4371257B2 (ja) 2002-12-02 2009-11-25 株式会社リコー 画像形成装置
JP3999676B2 (ja) * 2003-01-22 2007-10-31 Ｄｏｗａホールディングス株式会社 銅基合金およびその製造方法
US20060065327A1 (en) * 2003-02-07 2006-03-30 Advance Steel Technology Fine-grained martensitic stainless steel and method thereof
DE10308779B8 (de) * 2003-02-28 2012-07-05 Wieland-Werke Ag Bleifreie Kupferlegierung und deren Verwendung
US20050039827A1 (en) * 2003-08-20 2005-02-24 Yoshinori Yamagishi Copper alloy having excellent corrosion cracking resistance and dezincing resistance, and method for producing same
JP3731600B2 (ja) 2003-09-19 2006-01-05 住友金属工業株式会社 銅合金およびその製造方法
CA2563094C (en) * 2004-08-10 2012-03-27 Sanbo Shindo Kogyo Kabushiki Kaisha Copper-based alloy casting in which grains are refined
US8066938B2 (en) * 2004-09-03 2011-11-29 Haynes International, Inc. Ni-Cr-Co alloy for advanced gas turbine engines
US9303300B2 (en) * 2005-09-30 2016-04-05 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. Melt-solidified substance, copper alloy for melt-solidification and method of manufacturing the same

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5837143A (ja) * 1981-08-27 1983-03-04 Furukawa Electric Co Ltd:The 高強度耐食銅合金
JPS59136439A (ja) * 1983-01-26 1984-08-06 Sanpo Shindo Kogyo Kk 銅基合金
JP2004183056A (ja) 2002-12-04 2004-07-02 Sanbo Copper Alloy Co Ltd 鉛低減快削性銅合金

Cited By (31)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010201505A (ja) * 2009-02-03 2010-09-16 Hitachi Cable Ltd 鋳造材、その製造方法及びこれを用いたマグネットワイヤ用銅線並びにマグネットワイヤ及びその製造方法
US20120321506A1 (en) * 2011-06-14 2012-12-20 Ingot Metal Company Limited Method for producing lead-free copper-bismuth alloys and ingots useful for same
US9050651B2 (en) * 2011-06-14 2015-06-09 Ingot Metal Company Limited Method for producing lead-free copper—bismuth alloys and ingots useful for same
JP2013067824A (ja) * 2011-09-20 2013-04-18 Mitsubishi Materials Corp 銅合金及び鋳造品
JP2013067821A (ja) * 2011-09-20 2013-04-18 Mitsubishi Materials Corp 銅合金及び鋳造品
JP2014531516A (ja) * 2011-09-30 2014-11-27 プンサン コーポレイション 快削性無鉛銅合金及びその製造方法
US9840758B2 (en) 2011-09-30 2017-12-12 Poongsan Corporation Leadless free-cutting copper alloy and method for producing the same
CN104870671A (zh) * 2012-10-31 2015-08-26 株式会社开滋 可回收性和耐腐蚀性优异的黄铜合金
US10538827B2 (en) 2016-08-15 2020-01-21 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. Free-cutting copper alloy casting, and method for producing free-cutting copper alloy casting
US11131009B2 (en) 2016-08-15 2021-09-28 Mitsubishi Materials Corporation High-strength free-cutting copper alloy and method for producing high-strength free-cutting copper alloy
WO2018034281A1 (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
WO2019035225A1 (ja) 2016-08-15 2019-02-21 三菱伸銅株式会社 高強度快削性銅合金、及び、高強度快削性銅合金の製造方法
KR20190018534A (ko) 2016-08-15 2019-02-22 미쓰비시 신도 가부시키가이샤 쾌삭성 구리 합금, 및, 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법
KR20190100418A (ko) 2016-08-15 2019-08-28 미쓰비시 신도 가부시키가이샤 고강도 쾌삭성 구리 합금, 및 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법
WO2018034282A1 (ja) 2016-08-15 2018-02-22 三菱伸銅株式会社 快削性銅合金鋳物、及び、快削性銅合金鋳物の製造方法
US10538828B2 (en) 2016-08-15 2020-01-21 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. Free-cutting copper alloy, and method for producing free-cutting copper alloy
US10557185B2 (en) 2016-08-15 2020-02-11 Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. Free-cutting copper alloy, and method for producing free-cutting copper alloy
US11434548B2 (en) 2016-08-15 2022-09-06 Mitsubishi Materials Corporation Free-cutting copper alloy and method for producing free-cutting copper alloy
US11421302B2 (en) 2016-08-15 2022-08-23 Mitsubishi Materials Corporation Free-cutting copper alloy and method for producing free-cutting copper alloy
WO2018034280A1 (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
US11136648B2 (en) 2016-08-15 2021-10-05 Mitsubishi Materials Corporation Free-cutting copper alloy, and method for producing free-cutting copper alloy
US11421301B2 (en) 2016-08-15 2022-08-23 Mitsubishi Materials Corporation Free-cutting copper alloy casting and method for producing free-cutting copper alloy casting
US11313013B2 (en) 2016-08-15 2022-04-26 Mitsubishi Materials Corporation Free-cutting copper alloy and method for producing free-cutting copper alloy
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
KR20210148347A (ko) 2019-06-25 2021-12-07 미쓰비시 마테리알 가부시키가이샤 쾌삭성 구리 합금 주물, 및 쾌삭성 구리 합금 주물의 제조 방법
KR20210080590A (ko) 2019-06-25 2021-06-30 미쓰비시 마테리알 가부시키가이샤 쾌삭성 구리 합금, 및 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법
WO2020261603A1 (ja) 2019-06-25 2020-12-30 三菱マテリアル株式会社 快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法
US11479834B2 (en) 2019-06-25 2022-10-25 Mitsubishi Materials Corporation Free-cutting copper alloy and method for manufacturing free-cutting copper alloy
US11512370B2 (en) 2019-06-25 2022-11-29 Mitsubishi Materials Corporation Free-cutting copper alloy and method for producing free-cutting copper alloy
US11788173B2 (en) 2019-06-25 2023-10-17 Mitsubishi Materials Corporation Free-cutting copper alloy, and manufacturing method of free-cutting copper alloy
US11814712B2 (en) 2019-06-25 2023-11-14 Mitsubishi Materials Corporation Free-cutting copper alloy and method for producing free-cutting copper alloy

Also Published As

Publication number Publication date
ATE482294T1 (de) 2010-10-15
JP3964930B2 (ja) 2007-08-22
ATE498698T1 (de) 2011-03-15
EP1777309B1 (en) 2010-10-06
CA2561295A1 (en) 2006-02-16
EP1777306A1 (en) 2007-04-25
EP2333125A2 (en) 2011-06-15
DE602005023737D1 (de) 2010-11-04
JPWO2006016624A1 (ja) 2008-05-01
JPWO2006016629A1 (ja) 2008-05-01
ATE537275T1 (de) 2011-12-15
CN100545280C (zh) 2009-09-30
EP1777309A4 (en) 2008-11-05
NO344238B1 (no) 2019-10-14
CA2563094C (en) 2012-03-27
CN1993485A (zh) 2007-07-04
EP1777307B1 (en) 2012-02-01
EP1777305A4 (en) 2008-11-12
AU2005256111A8 (en) 2008-09-25
JPWO2006016614A1 (ja) 2008-05-01
WO2006016621A1 (ja) 2006-02-16
AU2005272376A1 (en) 2006-02-16
RU2383641C2 (ru) 2010-03-10
WO2006016442A1 (ja) 2006-02-16
US8171886B2 (en) 2012-05-08
DK1777305T3 (da) 2011-01-03
EP1777308B9 (en) 2012-05-23
EP1777308B1 (en) 2011-12-14
KR100863374B1 (ko) 2008-10-13
KR100921311B1 (ko) 2009-10-13
EP1777307A1 (en) 2007-04-25
EP1777310B1 (en) 2011-02-16
EP1777305B1 (en) 2010-09-22
CA2563097A1 (en) 2006-02-16
US20200190630A1 (en) 2020-06-18
ES2378874T3 (es) 2012-04-18
JP4951343B2 (ja) 2012-06-13
WO2006016629A1 (ja) 2006-02-16
CA2563096C (en) 2011-10-25
EP1777310A4 (en) 2008-11-12
EP1777311A1 (en) 2007-04-25
NZ552015A (en) 2011-01-28
CA2563096A1 (en) 2006-02-16
JP2007332466A (ja) 2007-12-27
EP1777305A1 (en) 2007-04-25
CN1993486A (zh) 2007-07-04
EP1777306B1 (en) 2012-01-04
CN1969052A (zh) 2007-05-23
JPWO2006016442A1 (ja) 2008-05-01
JPWO2006016630A1 (ja) 2008-05-01
US20070169854A1 (en) 2007-07-26
CN100543160C (zh) 2009-09-23
EP1777311A4 (en) 2008-11-05
CA2686478A1 (en) 2006-02-16
CN100535144C (zh) 2009-09-02
JP5111853B2 (ja) 2013-01-09
AU2005272455A1 (en) 2006-02-16
BRPI0509025B1 (pt) 2015-07-28
EP1777308A4 (en) 2008-11-05
MXPA06010613A (es) 2006-12-15
AU2005272455B2 (en) 2009-06-11
US20080216759A1 (en) 2008-09-11
CA2686478C (en) 2012-02-21
CA2561295C (en) 2014-04-08
JP4951342B2 (ja) 2012-06-13
DE602005024006D1 (de) 2010-11-18
JPWO2006016621A1 (ja) 2008-05-01
US20080253924A1 (en) 2008-10-16
KR20070040749A (ko) 2007-04-17
CN1993487A (zh) 2007-07-04
JPWO2006016631A1 (ja) 2008-05-01
EP2333124A3 (en) 2011-09-14
EP2333124A2 (en) 2011-06-15
ATE483826T1 (de) 2010-10-15
PT1777308E (pt) 2012-01-12
BRPI0509025A (pt) 2007-08-07
CN101001967A (zh) 2007-07-18
ATE538222T1 (de) 2012-01-15
AU2005272376B2 (en) 2010-08-12
EP2333125A3 (en) 2011-09-14
WO2006016631A1 (ja) 2006-02-16
US20090260727A1 (en) 2009-10-22
US20150132179A1 (en) 2015-05-14
KR20070058436A (ko) 2007-06-08
EP2333125B1 (en) 2013-10-02
JP4095666B2 (ja) 2008-06-04
ATE543919T1 (de) 2012-02-15
EP1777306A4 (en) 2008-11-05
DE602005026397D1 (de) 2011-03-31
US20070169855A1 (en) 2007-07-26
EP1777308A1 (en) 2007-04-25
EP1777307A4 (en) 2008-11-05
RU2006136408A (ru) 2008-04-27
JP4814183B2 (ja) 2011-11-16
NO20061782L (no) 2006-12-22
ATE540131T1 (de) 2012-01-15
US9328401B2 (en) 2016-05-03
CA2563097C (en) 2012-05-01
EP2333124B1 (en) 2013-05-01
JP4486966B2 (ja) 2010-06-23
EP1777309A1 (en) 2007-04-25
WO2006016631A9 (ja) 2006-04-20
CN1969050A (zh) 2007-05-23
WO2006016614A1 (ja) 2006-02-16
US20190040498A1 (en) 2019-02-07
CL2012003194A1 (es) 2013-02-22
CN100543162C (zh) 2009-09-23
NZ587764A (en) 2011-11-25
US20090014097A1 (en) 2009-01-15
EP1777310A1 (en) 2007-04-25
ES2379365T3 (es) 2012-04-25
US7909946B2 (en) 2011-03-22
MXPA06011720A (es) 2007-01-25
CA2563094A1 (en) 2006-02-16
US20070158002A1 (en) 2007-07-12
WO2006016630A1 (ja) 2006-02-16
US10017841B2 (en) 2018-07-10
JP4094044B2 (ja) 2008-06-04
AU2005256111A1 (en) 2006-03-30
US10570483B2 (en) 2020-02-25
EP1777311B1 (en) 2011-12-21
CN1969051B (zh) 2012-05-23
CN100487148C (zh) 2009-05-13
CN100545281C (zh) 2009-09-30
AU2005256111B2 (en) 2010-07-01
CN1969051A (zh) 2007-05-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2006016624A1 (ja) 銅合金
TWI649438B (zh) 易削性銅合金鑄件及易削性銅合金鑄件的製造方法(二)
JP4522736B2 (ja) 金型鋳造用銅基合金とこの合金を用いた鋳塊・製品
CN113073230A (zh) 具优异熔铸性的无铅快削黄铜合金和其制造方法和用途
JP5566622B2 (ja) 鋳造合金とその合金を用いた接液部品
KR100867056B1 (ko) 구리합금
CA2687452C (en) Brass alloy
TWI316555B (ja)
KR100834201B1 (ko) 결정립이 미세화된 구리기합금주물
TWI316556B (ja)
MXPA06010239A (en) Copper alloy

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2006531701

Country of ref document: JP

AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AE AG AL AM AT AU AZ BA BB BG BR BW BY BZ CA CH CN CO CR CU CZ DE DK DM DZ EC EE EG ES FI GB GD GE GH GM HR HU ID IL IN IS JP KE KG KM KP KR KZ LC LK LR LS LT LU LV MA MD MG MK MN MW MX MZ NA NG NI NO NZ OM PG PH PL PT RO RU SC SD SE SG SK SL SM SY TJ TM TN TR TT TZ UA UG US UZ VC VN YU ZA ZM ZW

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): BW GH GM KE LS MW MZ NA SD SL SZ TZ UG ZM ZW AM AZ BY KG KZ MD RU TJ TM AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HU IE IS IT LT LU LV MC NL PL PT RO SE SI SK TR BF BJ CF CG CI CM GA GN GQ GW ML MR NE SN TD TG

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2005770520

Country of ref document: EP

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020067017165

Country of ref document: KR

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: PA/a/2006/010239

Country of ref document: MX

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2563097

Country of ref document: CA

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2005272376

Country of ref document: AU

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2006136408

Country of ref document: RU

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2005272376

Country of ref document: AU

Date of ref document: 20050810

Kind code of ref document: A

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2005272376

Country of ref document: AU

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 7120/DELNP/2006

Country of ref document: IN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200580019413.3

Country of ref document: CN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2007169855

Country of ref document: US

Ref document number: 10597454

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 1020067017165

Country of ref document: KR

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2005770520

Country of ref document: EP

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 10597454

Country of ref document: US

ENP Entry into the national phase

Ref document number: PI0509025

Country of ref document: BR