KR102055534B1

KR102055534B1 - 고강도 쾌삭성 구리 합금, 및 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법

Info

Publication number: KR102055534B1
Application number: KR1020197023882A
Authority: KR
Inventors: 케이이치로 오이시; 코우이치 스자키; 히로키 고토
Original assignee: 미쓰비시 신도 가부시키가이샤
Priority date: 2016-08-15
Filing date: 2018-02-21
Publication date: 2019-12-12
Anticipated expiration: 2038-02-21
Also published as: MX378954B; JP6391202B2; TWI636145B; JP6391201B2; TW201812036A; US20190256960A1; TWI657155B; EP3498871A1; EP3656883B1; TW201910525A; CN109563569B; JP6391205B2; US10557185B2; TWI635191B; BR112019017320B1; EP3498873B1; KR102027740B1; US11136648B2; US20200181739A1; WO2018034284A1

Abstract

이 고강도 쾌삭성 구리 합금은, Cu: 75.4~78.0%, Si: 3.05~3.55%, P: 0.05~0.13%, 및 Pb: 0.005~0.070%를 포함하고, 잔부가 Zn 및 불가피 불순물로 이루어지며, 불가피 불순물로서 존재하는 Sn양이 0.05% 이하, Al양이 0.05% 이하, Sn과 Al의 합계량이 0.06% 이하이고, 조성은 이하의 관계를 충족시키며,
78.0≤f1=Cu+0.8×Si+P+Pb≤80.8, 60.2≤f2=Cu-4.7×Si-P+0.5×Pb≤61.5
구성상의 면적률(%)은 이하의 관계를 충족시키고,
29≤κ≤60, 0≤γ≤0.3, β=0, 0≤μ≤1.0, 98.6≤f3=α+κ, 99.7≤f4=α+κ+γ+μ, 0≤f5=γ+μ≤1.2, 30≤f6=κ+6×γ¹ ^/2+0.5×μ≤62,
γ상의 장변이 25μm 이하, μ상의 장변이 20μm 이하이며, α상 내에 κ상이 존재하고 있다.

Description

고강도 쾌삭성 구리 합금, 및 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법

[0001]

본 발명은, 높은 강도, 고온 강도, 우수한 연성 및 충격 특성, 양호한 내식성을 구비함과 함께, 납의 함유량을 큰 폭으로 감소시킨 고강도 쾌삭성 구리 합금, 및 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법에 관한 것이다. 특히, 다양한 열악한 환경에서 사용되는 밸브, 이음매, 압력 용기 등의 전기·자동차·기계·공업용 배관, 수소에 관한 용기, 밸브, 이음매, 나아가서는 급수전, 밸브, 이음매 등의 음료수에 사용되는 기구에 이용되는 고강도 쾌삭성 구리 합금, 및 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법에 관련되어 있다.

본원은, 2017년 8월 15일에, 출원된 국제 출원 PCT/JP2017/29369, PCT/JP2017/29371, PCT/JP2017/29373, PCT/JP2017/29374, PCT/JP2017/29376에 근거하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

[0002]

종래부터, 음료수의 기구류를 비롯하여, 밸브, 이음매, 압력 용기 등 전기·자동차·기계·공업용 배관에 사용되고 있는 구리 합금으로서, 56~65mass%의 Cu와, 1~4mass%의 Pb를 함유하고, 잔부가 Zn으로 된 Cu-Zn-Pb 합금(이른바 쾌삭 황동), 혹은 80~88mass%의 Cu와, 2~8mass%의 Sn, 2~8mass%의 Pb를 함유하며, 잔부가 Zn으로 된 Cu-Sn-Zn-Pb 합금(이른바 청동: 건메탈)이 일반적으로 사용되고 있었다.

그러나, 최근에는, Pb의 인체나 환경에 미치는 영향이 우려되게 되어, 각국에서 Pb에 관한 규제의 움직임이 활발해지고 있다. 예를 들면, 미국 캘리포니아주에서는, 2010년 1월부터, 또 전미에 있어서는, 2014년 1월부터, 음료수 기구 등에 포함되는 Pb 함유량을 0.25mass% 이하로 하는 규제가 발효되어 있다. 가까운 장래에는, 유아 등에 대한 영향을 감안하여, 0.05mass% 정도까지의 규제가 이루어질 것이라고 일컬어지고 있다. 미국 이외의 나라에 있어서도, 그 규제의 움직임은 급속하고, Pb 함유량의 규제에 대응한 구리 합금 재료의 개발이 요구되고 있다.

[0003]

또, 그 외의 산업 분야, 자동차, 기계나 전기·전자 기기의 분야에 있어서도, 예를 들면, 유럽의 ELV 지령, RoHS 지령에서는, 쾌삭성 구리 합금의 Pb 함유량이 예외적으로 4mass%까지 인정되고 있지만, 음료수의 분야와 마찬가지로, 예외의 철폐를 포함하여, Pb 함유량의 규제 강화가 활발하게 논의되고 있다.

[0004]

이와 같은 쾌삭성 구리 합금의 Pb 규제 강화의 동향 중, Pb 대신에 피삭성 기능을 갖는 Bi 및 Se를 함유하는 구리 합금, 혹은 Cu와 Zn의 합금에 있어서 β상을 증가시켜 피삭성의 향상을 도모한 고농도의 Zn을 함유하는 구리 합금 등이 제창되고 있다.

예를 들면, 특허문헌 1에 있어서는, Pb 대신에 Bi를 함유시키는 것만으로는 내식성이 불충분하다고 하여, β상을 감소시키고 β상을 고립시키기 위하여, 열간 압출 후의 열간 압출봉을 180℃가 될 때까지 서랭하며, 나아가서는 열처리를 실시하는 것을 제안하고 있다.

또, 특허문헌 2에 있어서는, Cu-Zn-Bi 합금에, Sn을 0.7~2.5mass% 첨가하여 Cu-Zn-Sn 합금의 γ상을 석출시킴으로써, 내식성의 개선을 도모하고 있다.

[0005]

그러나, 특허문헌 1에 나타내는 바와 같이, Pb 대신에 Bi를 함유시킨 합금은, 내식성에 문제가 있다. 그리고, Bi는, Pb와 마찬가지로 인체에 유해할 우려가 있는 것, 희소 금속이기 때문에 자원상의 문제가 있는 것, 구리 합금 재료를 부서지기 쉽게 하는 문제 등을 포함하여, 많은 문제를 갖고 있다. 또한, 특허문헌 1, 2에서 제안되어 있는 바와 같이, 열간 압출 후의 서랭, 혹은 열처리에 의하여, β상을 고립시켜 내식성을 높였다고 해도, 도저히 열악한 환경하에서의 내식성의 개선으로는 이어지지 않는다.

또, 특허문헌 2에 나타내는 바와 같이, Cu-Zn-Sn 합금의 γ상을 석출시켰다고 해도, 이 γ상은, 원래, α상에 비하여 내식성이 부족하여, 도저히 열악한 환경하에서의 내식성의 개선으로는 이어지지 않는다. 또, Cu-Zn-Sn 합금에서는, Sn을 함유시킨 γ상은, 피삭성 기능을 갖는 Bi를 함께 첨가하는 것을 필요로 하고 있는 바와 같이, 피삭성 기능이 뒤떨어진다.

[0006]

한편, 고농도의 Zn을 함유하는 구리 합금에 대해서는, β상은, Pb에 비하여 피삭성의 기능이 뒤떨어지기 때문에, 도저히 Pb를 함유하는 쾌삭성 구리 합금의 대체는 될 수 없을 뿐만 아니라, β상을 많이 포함하기 때문에, 내식성, 특히 내탈아연 부식성, 내응력 부식 균열성이 매우 나쁘다. 또, 이들 구리 합금은, 강도, 특히 고온(예를 들면 약 150℃)에서의 강도가 낮기 때문에, 예를 들면, 불볕 더위이고 또한 엔진 룸에 가까운 고온하에서 사용되는 자동차 부품이나, 고온·고압하에서 사용되는 밸브나 배관에 있어서는, 박육(薄肉), 경량화에 응할 수 없다. 또한, 예를 들면 고압 수소에 관한 압력 용기, 밸브, 배관에 있어서는, 인장 강도가 낮기 때문에, 낮은 상용 압력하에서만 이용할 수 있다.

[0007]

또한, Bi는 구리 합금을 부서지기 쉽게 하고, β상을 많이 포함하면 연성이 저하되기 때문에, Bi를 함유하는 구리 합금, 또는 β상을 많이 포함하는 구리 합금은, 자동차, 기계, 전기용 부품으로서, 또 밸브를 비롯한 음료수 기구 재료로서는, 부적절하다. 또한, Cu-Zn 합금에 Sn을 함유시킨 γ상을 포함하는 황동에 대해서도, 응력 부식 균열을 개선하지 못하고, 상온 및 고온에서의 강도가 낮으며, 충격 특성이 나쁘기 때문에, 이들 용도에서의 사용은 부적절하다.

[0008]

한편, 쾌삭성 구리 합금으로서, Pb 대신에 Si를 함유한 Cu-Zn-Si 합금이, 예를 들면 특허문헌 3~9에 제안되어 있다.

특허문헌 3, 4에 있어서는, 주로 γ상의 우수한 피삭성 기능을 가짐으로써, Pb를 함유시키지 않거나, 또는 소량의 Pb의 함유로, 우수한 절삭성을 실현시킨 것이다. Sn은, 0.3mass% 이상의 함유에 의하여, 피삭성 기능을 갖는 γ상의 형성을 증대, 촉진시켜, 피삭성을 개선시킨다. 또, 특허문헌 3, 4에 있어서는, 많은 γ상의 형성에 의하여, 내식성의 향상을 도모하고 있다.

[0009]

또, 특허문헌 5에 있어서는, 0.02mass% 이하의 극소량의 Pb를 함유시키고, 주로, Pb 함유량을 고려하여, 단순하게 γ상, κ상의 합계 함유 면적을 규정함으로써, 우수한 쾌삭성을 얻는 것으로 되어 있다. 여기에서, Sn은, γ상의 형성 및 증대화에 작용하여, 내(耐)이로전 코로전성을 개선시킨다고 되어 있다.

또한, 특허문헌 6, 7에 있어서는, Cu-Zn-Si 합금의 주물 제품이 제안되어 있으며, 주물의 결정립의 미세화를 도모하기 위하여, P와 Zr을 극미량 함유시키고 있고, P/Zr의 비율 등이 중요시되고 있다.

[0010]

또, 특허문헌 8에는, Cu-Zn-Si 합금에 Fe를 함유시킨 구리 합금이 제안되어 있다.

또한, 특허문헌 9에는, Cu-Zn-Si 합금에 Sn, Fe, Co, Ni, Mn을 함유시킨 구리 합금이 제안되어 있다.

[0011]

여기에서, 상술한 Cu-Zn-Si 합금에 있어서는, 특허문헌 10 및 비특허문헌 1에 기재되어 있는 바와 같이, Cu 농도가 60mass% 이상, Zn 농도가 30mass% 이하, Si 농도가 10mass% 이하인 조성으로 좁혀도, 매트릭스 α상 외에, β상, γ상, δ상, ε상, ζ상, η상, κ상, μ상, χ상의 10종류의 금속상, 경우에 따라서는, α', β', γ'를 포함시키면 13종류의 금속상이 존재하는 것이 알려져 있다. 또한, 첨가 원소가 증가하면, 금속 조직은 보다 복잡해지는 것이나, 새로운 상이나 금속 간 화합물이 출현할 가능성이 있는 것, 또 평형 상태도로부터 얻어지는 합금과 실제 생산되고 있는 합금에서는, 존재하는 금속상의 구성에 큰 어긋남이 발생하는 것이 경험상 잘 알려져 있다. 또한, 이들 상의 조성은, 구리 합금의 Cu, Zn, Si 등의 농도, 및 가공 열 이력에 의해서도, 변화하는 것이 잘 알려져 있다.

[0012]

그런데, γ상은 우수한 피삭 성능을 갖지만, Si 농도가 높으며, 단단하고 부서지기 쉽기 때문에, γ상을 많이 포함하면, 열악한 환경하에서의 내식성, 연성, 충격 특성, 고온 강도(고온 크리프), 상온에서의 강도, 냉간 가공성에 문제를 발생시킨다. 이로 인하여, 다량의 γ상을 포함하는 Cu-Zn-Si 합금에 대해서도, Bi를 함유하는 구리 합금이나 β상을 많이 포함하는 구리 합금과 마찬가지로, 그 사용에 제약을 받는다.

[0013]

또한, 특허문헌 3~7에 기재되어 있는 Cu-Zn-Si 합금은, ISO-6509에 근거하는 탈아연 부식 시험에서는, 비교적 양호한 결과를 나타낸다. 그러나, ISO-6509에 근거하는 탈아연 부식 시험에서는, 일반적인 수질에서의 내탈아연 부식성의 불량 여부를 판정하기 위하여, 실제의 수질과는 완전히 다른 염화 제2 구리의 시약을 이용하여, 24시간이라는 단시간에 평가하고 있는 것에 지나지 않는다. 즉, 실제 환경과 다른 시약을 이용하여, 단시간에 평가하고 있기 때문에, 열악한 환경하에서의 내식성을 충분히 평가할 수 없다.

[0014]

또, 특허문헌 8에 있어서는, Cu-Zn-Si 합금에 Fe를 함유시킬 것을 제안하고 있다. 그런데, Fe와 Si는, γ상보다 단단하고 부서지기 쉬운 Fe-Si의 금속 간 화합물을 형성한다. 이 금속 간 화합물은, 절삭 가공 시에는 절삭 공구의 수명을 짧게 하고, 연마 시에는 하드 스폿이 형성되어 외관상의 결함이 발생하는 등 문제가 있다. 또, 첨가 원소인 Si를 금속 간 화합물로서 소비하는 점에서, 합금의 성능을 저하시킨다.

[0015]

또한, 특허문헌 9에 있어서는, Cu-Zn-Si 합금에, Sn과 Fe, Co, Mn을 첨가하고 있지만, Fe, Co, Mn은, 모두 Si와 화합하여 단단하고 부서지기 쉬운 금속 간 화합물을 생성한다. 이로 인하여, 특허문헌 8과 마찬가지로, 절삭이나 연마 시에 문제를 발생시킨다. 또한, 특허문헌 9에 의하면, Sn, Mn을 함유시킴으로써 β상을 형성시키고 있지만, β상은, 심각한 탈아연 부식을 발생시켜, 응력 부식 균열의 감수성을 높인다.

[0016] 특허문헌 1: 일본 공개특허공보 2008-214760호 특허문헌 2: 국제 공개공보 제2008/081947호 특허문헌 3: 일본 공개특허공보 2000-119775호 특허문헌 4: 일본 공개특허공보 2000-119774호 특허문헌 5: 국제 공개공보 제2007/034571호 특허문헌 6: 국제 공개공보 제2006/016442호 특허문헌 7: 국제 공개공보 제2006/016624호 특허문헌 8: 일본 공표특허공보 2016-511792호 특허문헌 9: 일본 공개특허공보 2004-263301호 특허문헌 10: 미국 특허공보 제4,055,445호 특허문헌 11: 국제 공개공보 제2012/057055호 특허문헌 12: 일본 공개특허공보 2013-104071호

[0017] 비특허문헌 1: 미마 겐지로, 하세가와 마사하루, 신도 기주쓰 겐큐카이지, 2(1963), 62~77페이지

[0018]

본 발명은, 이러한 종래 기술의 문제를 해결하기 위하여 이루어진 것이며, 상온 및 고온에서의 강도가 우수하고, 또한 우수한 충격 특성, 연성을 구비하며, 열악한 환경하에서의 내식성이 양호한 고강도 쾌삭성 구리 합금, 및 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 한다. 또한, 본 명세서에 있어서, 특별히 설명이 없는 한, 내식성이란, 내탈아연 부식성, 내응력 부식 균열성 양쪽 모두를 가리킨다. 또, 열간 가공재란, 열간 압출재, 열간 단조재, 열간 압연재를 가리킨다. 냉간 가공성이란, 코킹, 굽힘 등 냉간에서 행해지는 가공성을 가리킨다. 고온 특성이란, 약 150℃(100℃~250℃)에 있어서의, 고온 크리프, 인장 강도를 가리킨다. 냉각 속도란, 소정 온도 범위에서의 평균 냉각 속도를 가리킨다.

[0019]

이와 같은 과제를 해결하고, 상기 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 제1 양태인 고강도 쾌삭성 구리 합금은, 75.4mass% 이상 78.0mass% 이하의 Cu와, 3.05mass% 이상 3.55mass% 이하의 Si와, 0.05mass% 이상 0.13mass% 이하의 P와, 0.005mass% 이상 0.070mass% 이하의 Pb를 포함하며, 잔부가 Zn 및 불가피 불순물로 이루어지고,

불가피 불순물로서 존재하는 Sn의 함유량이 0.05mass% 이하, Al의 함유량이 0.05mass% 이하이며, Sn과 Al의 합계 함유량이 0.06mass% 이하이고,

Cu의 함유량을 [Cu]mass%, Si의 함유량을 [Si]mass%, Pb의 함유량을 [Pb]mass%, P의 함유량을 [P]mass%로 한 경우에,

78.0≤f1=[Cu]+0.8×[Si]+[P]+[Pb]≤80.8,

60.2≤f2=[Cu]-4.7×[Si]-[P]+0.5×[Pb]≤61.5,

의 관계를 가짐과 함께,

금속 조직의 구성상에 있어서, α상의 면적률을 (α)%, β상의 면적률을 (β)%, γ상의 면적률을 (γ)%, κ상의 면적률을 (κ)%, μ상의 면적률을 (μ)%로 한 경우에,

29≤(κ)≤60,

0≤(γ)≤0.3,

(β)=0,

0≤(μ)≤1.0,

98.6≤f3=(α)+(κ),

99.7≤f4=(α)+(κ)+(γ)+(μ),

0≤f5=(γ)+(μ)≤1.2,

30≤f6=(κ)+6×(γ)^1/2+0.5×(μ)≤62,

의 관계를 가짐과 함께,

γ상의 장변의 길이가 25μm 이하이며, μ상의 장변의 길이가 20μm 이하이고, α상 내에 κ상이 존재하고 있는 것을 특징으로 한다.

[0020]

본 발명의 제2 양태인 고강도 쾌삭성 구리 합금은, 본 발명의 제1 양태의 고강도 쾌삭성 구리 합금에 있어서, 0.01mass% 이상 0.07mass% 이하의 Sb, 0.02mass% 이상 0.07mass% 이하의 As, 0.005mass% 이상 0.10mass% 이하의 Bi로부터 선택되는 1 또는 2 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 한다.

[0021]

본 발명의 제3 양태인 고강도 쾌삭성 구리 합금은, 75.6mass% 이상 77.8mass% 이하의 Cu와, 3.15mass% 이상 3.5mass% 이하의 Si와, 0.06mass% 이상 0.12mass% 이하의 P와, 0.006mass% 이상 0.045mass% 이하의 Pb를 포함하고, 잔부가 Zn 및 불가피 불순물로 이루어지며,

불가피 불순물로서 존재하는 Sn의 함유량이 0.03mass% 이하, Al의 함유량이 0.03mass% 이하이고, Sn과 Al의 합계 함유량이 0.04mass% 이하이며,

78.5≤f1=[Cu]+0.8×[Si]+[P]+[Pb]≤80.5,

60.4≤f2=[Cu]-4.7×[Si]-[P]+0.5×[Pb]≤61.3,

의 관계를 가짐과 함께,

33≤(κ)≤58,

(γ)=0,

(β)=0,

0≤(μ)≤0.5,

99.3≤f3=(α)+(κ),

99.8≤f4=(α)+(κ)+(γ)+(μ),

0≤f5=(γ)+(μ)≤0.5,

33≤f6=(κ)+6×(γ)^1/2+0.5×(μ)≤58,

의 관계를 가짐과 함께,

α상 내에 κ상이 존재하고 있고, μ상의 장변의 길이가 15μm 이하인 것을 특징으로 한다.

[0022]

본 발명의 제4 양태인 고강도 쾌삭성 구리 합금은, 본 발명의 제3 양태의 고강도 쾌삭성 구리 합금에 있어서, 0.012mass% 이상 0.05mass% 이하의 Sb, 0.025mass% 이상 0.05mass% 이하의 As, 0.006mass% 이상 0.05mass% 이하의 Bi로부터 선택되는 1 또는 2 이상을 더 함유하고, 또한 Sb, As, Bi의 합계 함유량이 0.09mass% 이하인 것을 특징으로 한다.

[0023]

본 발명의 제5 양태인 고강도 쾌삭성 구리 합금은, 본 발명의 제1 양태 내지 제4 양태 중 어느 하나의 고강도 쾌삭성 구리 합금에 있어서, 상기 불가피 불순물인 Fe, Mn, Co, 및 Cr의 합계량은, 0.08mass% 미만인 것을 특징으로 한다.

[0024]

본 발명의 제6 양태인 고강도 쾌삭성 구리 합금은, 본 발명의 제1 양태 내지 제5 양태 중 어느 하나의 고강도 쾌삭성 구리 합금에 있어서, U 노치 형상의 샤르피 충격 시험값이 12J/cm² 이상 50J/cm² 이하, 상온에서의 인장 강도가 550N/mm² 이상이고, 또한 실온에서의 0.2% 내력에 상당하는 하중을 부하한 상태에서 150℃에서 100시간 유지한 후의 크리프 변형이 0.3% 이하인 것을 특징으로 한다.

또한, 샤르피 충격 시험값은, U 노치 형상의 시험편에서의 값이다.

[0025]

본 발명의 제7 양태인 고강도 쾌삭성 구리 합금은, 본 발명의 제1 양태 내지 제5 양태 중 어느 하나의 고강도 쾌삭성 구리 합금에 있어서, 열간 가공재이고, 인장 강도 S(N/mm²)가 550N/mm² 이상, 연신 E(%)가 12% 이상, U 노치 형상의 샤르피 충격 시험값 I(J/cm²)가 12J/cm² 이상이며, 또한

675≤f8=S×{(E+100)/100}¹ ^/2, 또는

700≤f9=S×{(E+100)/100}¹ ^/2+I인 것을 특징으로 한다.

[0026]

본 발명의 제8 양태인 고강도 쾌삭성 구리 합금은, 본 발명의 제1 양태 내지 제7 양태 중 어느 하나의 고강도 쾌삭성 구리 합금에 있어서, 수도용 기구, 공업용 배관 부재, 액체 또는 가스와 접촉하는 기구, 압력 용기·이음매, 자동차용 부품, 또는 전기 제품 부품에 이용되는 것을 특징으로 한다.

[0027]

본 발명의 제9 양태인 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법은, 본 발명의 제1 양태 내지 제8 양태 중 어느 하나의 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법으로서,

냉간 가공 공정 및 열간 가공 공정 중 어느 한쪽 또는 양쪽 모두와, 상기 냉간 가공 공정 또는 상기 열간 가공 공정 후에 실시하는 소둔 공정을 갖고,

상기 소둔 공정에서는, 이하의 (1)~(4) 중 어느 하나의 조건으로 구리 합금을 가열, 냉각하며,

(1) 525℃ 이상 575℃ 이하의 온도에서 15분 내지 8시간 유지하거나,

(2) 505℃ 이상 525℃ 미만의 온도에서 100분 내지 8시간 유지하거나, 또는

(3) 최고 도달 온도가 525℃ 이상 620℃ 이하이고, 575℃에서 525℃까지의 온도 영역을 15분 이상 유지하거나, 또는

(4) 575℃에서 525℃까지의 온도 영역을 0.1℃/분 이상, 3℃/분 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하며,

이어서, 450℃에서 400℃까지의 온도 영역을 3℃/분 이상, 500℃/분 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 한다.

[0028]

본 발명의 제10 양태인 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법은, 본 발명의 제1 양태 내지 제6 양태 중 어느 하나의 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법으로서,

주조 공정과, 상기 주조 공정 후에 실시하는 소둔 공정을 갖고,

(2) 505℃ 이상 525℃ 미만의 온도에서 100분 내지 8시간 유지하거나,

이어서, 450℃에서 400℃까지의 온도 영역을 3℃/분 이상, 500℃/분 이하의 평균 냉각 속도로 냉각한다.

[0029]

본 발명의 제11 양태인 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법은, 본 발명의 제1 양태 내지 제8 양태 중 어느 하나의 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법으로서,

열간 가공 공정을 포함하고,

열간 가공될 때의 재료 온도가, 600℃ 이상, 740℃ 이하이며,

열간에서의 소성 가공 후의 냉각 과정에 있어서, 575℃에서 525℃까지의 온도 영역을 0.1℃/분 이상, 3℃/분 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 450℃에서 400℃까지의 온도 영역을 3℃/분 이상, 500℃/분 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 한다.

[0030]

본 발명의 제12 양태인 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법은, 본 발명의 제1 양태 내지 제8 양태 중 어느 하나의 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법으로서,

냉간 가공 공정 및 열간 가공 공정 중 어느 한쪽 또는 양쪽 모두와, 상기 냉간 가공 공정 또는 상기 열간 가공 공정 후에 실시하는 저온 소둔 공정을 갖고,

상기 저온 소둔 공정에 있어서는, 재료 온도를 240℃ 이상 350℃ 이하의 범위로 하며, 가열 시간을 10분 이상 300분 이하의 범위로 하고, 재료 온도를 T℃, 가열 시간을 t분으로 했을 때, 150≤(T-220)×(t)^1/2≤1200의 조건으로 하는 것을 특징으로 한다.

[0031]

본 발명의 양태에 의하면, 피삭성 기능이 우수하지만 내식성, 연성, 충격 특성, 고온 강도(고온 크리프)가 뒤떨어지는 γ상을 최대한 작게, 또는 전무(포함하지 않음)로 하고, 피삭성에 유효한 μ상을 한없이 적게, 또는 포함하지 않는 것으로 하며, 또한 강도, 피삭성, 내식성에 유효한 κ상이 α상 내에 존재한 금속 조직을 규정하고 있다. 또한, 이 금속 조직을 얻기 위한 조성, 제조 방법을 규정하고 있다. 이로 인하여, 본 발명의 양태에 의하여, 상온 및 고온의 강도가 높고, 충격 특성, 연성, 내마모성, 내압 특성, 코킹이나 굽힘 등의 냉간 가공성, 내식성이 우수한 고강도 쾌삭성 구리 합금, 및 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법을 제공할 수 있다.

[0032]
도 1은 실시예 1에 있어서의 고강도 쾌삭성 구리 합금(시험 No. T05)의 조직의 전자 현미경 사진이다.
도 2는 실시예 1에 있어서의 고강도 쾌삭성 구리 합금(시험 No. T73)의 조직의 금속 현미경 사진이다.
도 3은 실시예 1에 있어서의 고강도 쾌삭성 구리 합금(시험 No. T73)의 조직의 전자 현미경 사진이다.

[0033]

이하에, 본 발명의 실시형태에 관한 고강도 쾌삭성 구리 합금 및 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법에 대하여 설명한다.

본 실시형태인 고강도 쾌삭성 구리 합금은, 밸브, 이음매, 슬라이딩 부품 등의 전기·자동차·기계·공업용 배관 부재, 액체 또는 기체와 접촉하는 기구, 부품, 압력 용기·이음매, 급수전, 밸브, 이음매 등의 사람이 매일 섭취하는 음료수에 사용되는 기구로서 이용되는 것이다.

[0034]

여기에서, 본 명세서에서는, [Zn]과 같이 괄호가 붙은 원소 기호는 당해 원소의 함유량(mass%)을 나타내는 것으로 한다.

그리고, 본 실시형태에서는, 이 함유량의 표시 방법을 이용하여, 이하와 같이, 복수의 조성 관계식을 규정하고 있다.

조성 관계식 f1=[Cu]+0.8×[Si]+[P]+[Pb]

조성 관계식 f2=[Cu]-4.7×[Si]-[P]+0.5×[Pb]

[0035]

또한, 본 실시형태에서는, 금속 조직의 구성상에 있어서, α상의 면적률을 (α)%, β상의 면적률을 (β)%, γ상의 면적률을 (γ)%, κ상의 면적률을 (κ)%, μ상의 면적률을 (μ)%로 나타내는 것으로 한다. 또한, 금속 조직의 구성상은, α상, γ상, κ상 등을 가리키고, 금속 간 화합물이나, 석출물, 비금속 개재물 등은 포함되지 않는다. 또, α상 내에 존재하는 κ상은, α상의 면적률에 포함시킨다. 모든 구성상의 면적률의 합은, 100%로 한다.

그리고, 본 실시형태에서는, 이하와 같이, 복수의 조직 관계식을 규정하고 있다.

조직 관계식 f3=(α)+(κ)

조직 관계식 f4=(α)+(κ)+(γ)+(μ)

조직 관계식 f5=(γ)+(μ)

조직 관계식 f6=(κ)+6×(γ)^1/2+0.5×(μ)

[0036]

본 발명의 제1 실시형태에 관한 고강도 쾌삭성 구리 합금은, 75.4mass% 이상 78.0mass% 이하의 Cu와, 3.05mass% 이상 3.55mass% 이하의 Si와, 0.05mass% 이상 0.13mass% 이하의 P와, 0.005mass% 이상 0.070mass% 이하의 Pb를 포함하고, 잔부가 Zn 및 불가피 불순물로 이루어진다. 불가피 불순물로서 존재하는 Sn의 함유량이 0.05mass% 이하, Al의 함유량이 0.05mass% 이하이고, 또한 Sn과 Al의 합계 함유량이 0.06mass% 이하이며, 조성 관계식 f1이 78.0≤f1≤80.8의 범위 내, 조성 관계식 f2가 60.2≤f2≤61.5의 범위 내가 된다. κ상의 면적률이 29≤(κ)≤60의 범위 내, γ상의 면적률이 0≤(γ)≤0.3의 범위 내, β상의 면적률이 0((β)=0), μ상의 면적률이 0≤(μ)≤1.0의 범위 내가 된다. 조직 관계식 f3이 98.6≤f3, 조직 관계식 f4가 99.7≤f4, 조직 관계식 f5가 0≤f5≤1.2의 범위 내, 조직 관계식 f6이 30≤f6≤62의 범위 내가 된다. γ상의 장변의 길이가 25μm 이하이고, μ상의 장변의 길이가 20μm 이하가 되며, α상 내에 κ상이 존재하고 있다.

[0037]

본 발명의 제2 실시형태에 관한 고강도 쾌삭성 구리 합금은, 75.6mass% 이상 77.8mass% 이하의 Cu와, 3.15mass% 이상 3.5mass% 이하의 Si와, 0.06mass% 이상 0.12mass% 이하의 P와, 0.006mass% 이상 0.045mass% 이하의 Pb를 포함하고, 잔부가 Zn 및 불가피 불순물로 이루어진다. 불가피 불순물로서 존재하는 Sn의 함유량이 0.03mass% 이하, Al의 함유량이 0.03mass% 이하이고, 또한 Sn과 Al의 합계 함유량이 0.04mass% 이하이다. 조성 관계식 f1이 78.5≤f1≤80.5의 범위 내, 조성 관계식 f2가 60.4≤f2≤61.3의 범위 내가 된다. κ상의 면적률이 33≤(κ)≤58의 범위 내, γ상 및 β상의 면적률이 0((γ)=0, (β)=0), μ상의 면적률이 0≤(μ)≤0.5의 범위 내가 된다. 조직 관계식 f3이 99.3≤f3, 조직 관계식 f4가 99.8≤f4, 조직 관계식 f5가 0≤f5≤0.5의 범위 내, 조직 관계식 f6이 33≤f6≤58의 범위 내가 된다. α상 내에 κ상이 존재하고, μ상의 장변의 길이가 15μm 이하로 되어 있다.

[0038]

또, 본 발명의 제1 실시형태인 고강도 쾌삭성 구리 합금에 있어서는, 0.01mass% 이상 0.07mass% 이하의 Sb, 0.02mass% 이상 0.07mass% 이하의 As, 0.005mass% 이상 0.10mass% 이하의 Bi로부터 선택되는 1 또는 2 이상을 더 함유해도 된다.

[0039]

또, 본 발명의 제2 실시형태인 고강도 쾌삭성 구리 합금에 있어서는, 0.012mass% 이상 0.05mass% 이하의 Sb, 0.025mass% 이상 0.05mass% 이하의 As, 0.006mass% 이상 0.05mass% 이하의 Bi로부터 선택되는 1 또는 2 이상을 더 함유해도 되지만, Sb, As, Bi의 합계 함유량이 0.09mass% 이하가 된다.

[0040]

본 발명의 제1, 2의 실시형태에 관한 고강도 쾌삭성 구리 합금에 있어서는, 불가피 불순물인 Fe, Mn, Co, 및 Cr의 합계량은, 0.08mass% 미만인 것이 바람직하다.

[0041]

또, 본 발명의 제1, 2의 실시형태에 관한 고강도 쾌삭성 구리 합금에 있어서는, U 노치 형상의 샤르피 충격 시험값이 12J/cm² 이상 50J/cm² 이하이고, 실온(상온)에서의 인장 강도가 550N/mm² 이상이며, 또한 실온에서의 0.2% 내력(0.2% 내력에 상당하는 하중)을 부하한 상태에서 구리 합금을 150℃에서 100시간 유지한 후의 크리프 변형이 0.3% 이하인 것이 바람직하다.

[0042]

본 발명의 제1, 2의 실시형태에 관한 열간 가공을 거친 고강도 쾌삭성 구리 합금(열간 가공재)에 있어서는, 인장 강도 S(N/mm²), 연신 E(%), 샤르피 충격 시험값 I(J/cm²)와의 관계에 있어서, 인장 강도 S가 550N/mm² 이상, 연신 E가 12% 이상, U 노치 형상의 샤르피 충격 시험값 I가 12J/cm² 이상이고, 또한 인장 강도(S)와 {(연신(E)+100)/100}의 1/2승과의 곱인 f8=S×{(E+100)/100}^1/2의 값이 675 이상이거나, 또는 f8과 I의 합인 f9=S×{(E+100)/100}^1/2+I의 값이 700 이상인 것이 바람직하다.

[0043]

이하에, 성분 조성, 조성 관계식 f1, f2, 금속 조직, 조직 관계식 f3, f4, f5, f6, 기계적 특성을, 상술과 같이 규정한 이유에 대하여 설명한다.

[0044]

<성분 조성>

(Cu)

Cu는, 본 실시형태의 합금의 주요 원소이며, 본 발명의 과제를 극복하기 위해서는, 적어도 75.4mass% 이상의 양의 Cu를 함유할 필요가 있다. Cu 함유량이, 75.4mass% 미만인 경우, Si, Zn, Sn, Pb의 함유량이나, 제조 프로세스에 따라 다르지만, γ상이 차지하는 비율이 0.3%를 초과하고, 내식성, 충격 특성, 연성, 상온의 강도, 및 고온 특성(고온 크리프)이 뒤떨어진다. 경우에 따라서는, β상이 출현하는 경우도 있다. 따라서, Cu 함유량의 하한은, 75.4mass% 이상이고, 바람직하게는 75.6mass% 이상, 보다 바람직하게는 75.8mass% 이상, 가장 바람직하게는 76.0mass% 이상이다.

한편, Cu 함유량이 78.0mass%를 초과하면, 내식성, 상온의 강도, 및 고온 강도에 대한 효과가 포화할 뿐만 아니라, γ상은 감소하지만, κ상이 차지하는 비율이 너무 많아질 우려가 있다. 또, Cu 농도가 높은 μ상, 경우에 따라서는 ζ상, χ상이 석출되기 쉬워진다. 그 결과, 금속 조직의 요건에 따라 다르지만, 피삭성, 연성, 충격 특성, 열간 가공성이 나빠질 우려가 있다. 따라서, Cu 함유량의 상한은, 78.0mass% 이하이고, 바람직하게는 77.8mass% 이하, 연성이나 충격 특성을 중요시하면 77.5mass% 이하이며, 더 바람직하게는 77.3mass% 이하이다.

[0045]

(Si)

Si는, 본 실시형태의 합금의 많은 우수한 특성을 얻기 위하여 필요한 원소이다. Si는, κ상, γ상, μ상, β상, ζ상 등의 금속상의 형성에 기여한다. Si는, 본 실시형태의 합금의 피삭성, 내식성, 강도, 고온 특성, 내마모성을 향상시킨다. 피삭성에 관해서는, α상의 경우, Si를 함유해도 피삭성의 개선은, 거의 없다. 그러나, Si의 함유에 의하여 형성되는 γ상, κ상, μ상 등의 α상보다 경질인 상에 의하여, 다량의 Pb를 함유하지 않아도, 우수한 피삭성을 가질 수가 있다. 그러나, γ상이나 μ상 등의 금속상이 차지하는 비율이 많아짐에 따라, 연성, 충격 특성, 냉간 가공성의 저하의 문제, 열악한 환경하에서의 내식성의 저하의 문제, 및 장기간 사용에 견딜 수 있는 고온 특성에 문제를 발생시킨다. κ상은, 피삭성이나 강도의 향상에 유용하지만, κ상이 과잉이면, 연성, 충격 특성, 가공성을 저하시키고, 경우에 따라서는 피삭성도 나쁘게 한다. 이로 인하여, κ상, γ상, μ상, β상을 적정한 범위로 규정할 필요가 있다.

또, Si는, 용해, 주조 시, Zn의 증발을 큰 폭으로 억제하는 효과가 있어, 추가로 Si 함유량을 증가시킴에 따라 비중을 작게 할 수 있다.

[0046]

이들 금속 조직의 문제를 해결하고, 모든 특성을 모두 충족시키기 위해서는, Cu, Zn 등의 함유량에 따라 다르지만, Si는 3.05mass% 이상 함유할 필요가 있다. Si 함유량의 하한은, 바람직하게는 3.1mass% 이상이고, 보다 바람직하게는 3.15mass% 이상, 더 바람직하게는 3.2mass% 이상이다. 특히 강도를 중시하는 경우, 3.25mass% 이상이 바람직하다. 일견, Si 농도가 높은 γ상이나, μ상이 차지하는 비율을 줄이기 위해서는, Si 함유량을 낮게 해야 한다고 생각된다. 그러나, 다른 원소와의 배합 비율, 및 제조 프로세스를 예의 연구한 결과, 상술과 같이 Si 함유량의 하한을 규정할 필요가 있다. 또, 다른 원소의 함유량, 조성의 관계식 f1, f2나 제조 프로세스에 의하여 크게 좌우되지만, Si 함유량이 약 3.0mass%를 경계로 하여, α상 내에, 가늘고 긴, 바늘상의 κ상이 존재하기 시작하게 되고, Si 함유량이 약 3.15mass%를 경계로 하여, 바늘상의 κ상의 양이 추가로 증대되며, Si 함유량이 약 3.25mass%에 도달하면 바늘상의 κ상의 존재가 현저해진다. 이 α상 내에 존재하는 κ상에 의하여, 연성이 나빠지지 않고 피삭성, 인장 강도, 고온 특성, 충격 특성, 내마모성이 향상된다. 이하, α상 내에 존재하는 κ상을 κ1상이라고도 부른다.

한편, Si 함유량이 너무 많으면, κ상이 너무 많아진다. 동시에 α상 중에 존재하는 κ1상도 과잉이 된다. κ상이 과잉이 되면, κ상은 원래 α상보다 연성이 뒤떨어져, 단단하기 때문에, 합금의 연성이나 충격 특성, 피삭성의 점에서 문제가 된다. 또 κ1상이 너무 많아지면, α상 자신이 갖는 연성이 나빠져, 합금으로서의 연성이 저하된다. 본 실시형태에서는, 높은 강도와 함께 양호한 연성(연신)과 충격 특성을 겸비하는 것을 주안으로 두고 있기 때문에, Si 함유량의 상한은 3.55mass% 이하이고, 바람직하게는 3.5mass% 이하이며, 특히, 연성이나 충격 특성, 코킹 등의 냉간 가공성을 중시하면, 보다 바람직하게는 3.45mass% 이하이고, 더 바람직하게는 3.4mass% 이하이다.

[0047]

(Zn)

Zn은, Cu, Si와 함께 본 실시형태의 합금의 주요 구성 원소이고, 피삭성, 내식성, 강도, 주조성을 높이기 위하여 필요한 원소이다. 또한, Zn은 잔부로 하고 있지만, 굳이 기재하자면, Zn 함유량의 상한은 약 21.5mass% 이하이며, 하한은, 약 17.5mass% 이상이다.

[0048]

(Pb)

Pb의 함유는, 구리 합금의 피삭성을 향상시킨다. Pb는 약 0.003mass%가 매트릭스에 고용(固溶)되고, 그것을 초과한 Pb는 직경 1μm 정도의 Pb 입자로서 존재한다. Pb는, 미량이어도 피삭성에 효과가 있고, 0.005mass% 이상의 함유량에서 효과를 발휘하기 시작한다. 본 실시형태의 합금에서는, 피삭 성능이 우수한 γ상을 0.3% 이하로 억제하고 있기 때문에, Pb는, 소량이어도 γ상의 대체를 한다. Pb의 함유량의 하한은, 바람직하게는 0.006mass% 이상이다.

한편, Pb는, 인체에 유해하고, 조성이나 금속 조직과도 관련되지만, 연성, 충격 특성, 상온 및 고온 강도, 냉간 가공성에 대한 영향이 있다. 이로 인하여, Pb의 함유량의 상한은, 0.070mass% 이하이고, 바람직하게는 0.045mass% 이하이며, 인체나 환경에 대한 영향을 감안하면, 최적으로는 0.020mass% 미만이다.

[0049]

(P)

P는, 열악한 환경하에서의 내식성을 큰 폭으로 향상시킨다. 동시에, 소량의 P의 함유는, 피삭성을 높이고, 인장 강도, 연성을 향상시킨다.

이들 효과를 발휘하기 위해서는, P의 함유량의 하한은 0.05mass% 이상이고, 바람직하게는 0.055mass% 이상, 보다 바람직하게는 0.06mass% 이상이다.

한편, P를 0.13mass%를 초과하여 함유시키면, 내식성의 효과가 포화할 뿐만 아니라, 급격하게 충격 특성, 연성, 냉간 가공성이 나빠져, 피삭성도 오히려 나빠진다. 이로 인하여, P의 함유량의 상한은, 0.13mass% 이하이고, 바람직하게는 0.12mass% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.115mass% 이하이다.

[0050]

(Sb, As, Bi)

Sb, As는, 모두 P, Sn과 마찬가지로 특히 열악한 환경하에서의 내탈아연 부식성을 더 향상시킨다.

Sb를 함유함으로써 내식성의 향상을 도모하기 위해서는, Sb는 0.01mass% 이상 함유할 필요가 있고, 0.012mass% 이상의 Sb를 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Sb를 0.07mass% 초과하여 함유해도, 내식성이 향상되는 효과는 포화하여, 오히려 γ상이 증가하기 때문에, Sb의 함유량은, 0.07mass% 이하이고, 바람직하게는 0.05mass% 이하이다.

또, As를 함유함으로써 내식성의 향상을 도모하기 위해서는, As는 0.02mass% 이상 함유할 필요가 있고, 0.025mass% 이상의 As를 함유하는 것이 바람직하다. 한편, As를 0.07mass% 초과하여 함유해도, 내식성이 향상되는 효과는 포화하기 때문에, As의 함유량은 0.07mass% 이하이고, 바람직하게는 0.05mass% 이하이다.

Bi는, 구리 합금의 피삭성을 더 향상시킨다. 이를 위해서는, Bi를 0.005mass% 이상 함유할 필요가 있고, 0.006mass% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Bi의 인체에 대한 유해성은 불확실하지만, 충격 특성, 고온 특성, 열간 가공성, 냉간 가공성에 대한 영향으로부터, Bi의 함유량의 상한을 0.10mass% 이하로 하고, 바람직하게는 0.05mass% 이하로 한다.

본 실시형태에서는, 높은 강도와 동시에 양호한 연성, 냉간 가공성, 인성을 목표로 하는 것이며, Sb, As, Bi는, 내식성 등을 향상시키는 원소이지만, 과잉인 양을 함유시키면, 내식성의 효과를 포화시킬 뿐만 아니라, 오히려, 연성, 냉간 가공성, 인성이 나빠진다. 따라서, Sb, As, Bi의 합계 함유량은, 0.10mass% 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.09mass% 이하이다.

[0051]

(Sn, Al, Fe, Cr, Mn, Co, 및 불가피 불순물)

본 실시형태에 있어서의 불가피 불순물로서는, 예를 들면 Al, Ni, Mg, Se, Te, Fe, Mn, Sn, Co, Ca, Zr, Cr, Ti, In, W, Mo, B, Ag 및 희토류 원소 등을 들 수 있다.

종래부터 쾌삭성 구리 합금은, 전기 구리, 전기 아연 등, 양질의 원료가 주가 아니라, 리사이클되는 구리 합금이 주원료가 된다. 당해 분야의 하공정(하류 공정, 가공 공정)에 있어서, 대부분의 부재, 부품에 대하여 절삭 가공이 실시되고, 재료 100에 대하여 40~80의 비율로 다량으로 폐기되는 구리 합금이 발생한다. 예를 들면 부스러기, 단재(端材), 버(burr), 탕도(湯道), 및 제조상의 불량을 포함하는 제품 등을 들 수 있다. 이들 폐기되는 구리 합금이, 주된 원료가 된다. 절삭 부스러기 등의 분별이 불충분하면, 다른 쾌삭성 구리 합금으로부터 Pb, Fe, Mn, Se, Te, Sn, P, Sb, As, Bi, Ca, Al, Zr, Ni 및 희토류 원소가 혼입된다. 또 절삭 부스러기에는, 공구로부터 혼입되는 Fe, W, Co, Mo 등이 포함된다. 폐재는, 도금된 제품을 포함하기 때문에, Ni, Cr, Sn이 혼입된다. 순동계의 스크랩 중에는, Mg, Fe, Cr, Ti, Co, In, Ni, Se, Te가 혼입된다. 자원의 재사용의 점과, 비용상의 문제로부터, 적어도 특성에 악영향을 미치지 않는 범위에서, 이들 원소를 포함하는 부스러기 등의 스크랩은, 소정 한도까지 원료로서 사용된다.

경험적으로, Ni는 스크랩 등으로부터의 혼입이 많지만, Ni의 양은 0.06mass% 미만까지 허용되는데, 0.05mass% 미만이 바람직하다.

Fe, Mn, Co, Cr은, Si와 금속 간 화합물을 형성하고, 경우에 따라서는 P와 금속 간 화합물을 형성하여, 피삭성, 내식성이나 그 외의 특성에 영향을 미친다. Cu, Si, Sn, P의 함유량이나, 관계식 f1, f2에 따라 다르지만, Fe는, Si와 화합하기 쉬워, Fe의 함유는, Fe와 등량의 Si를 소비시킬 우려가 있고, 피삭성에 나쁜 영향을 미치는 Fe-Si 화합물의 형성을 촉진시킨다. 이로 인하여, Fe, Mn, Co, 및 Cr의 각각의 양은, 0.05mass% 이하가 바람직하고, 0.04mass% 이하가 보다 바람직하다. 특히, Fe, Mn, Co, Cr의 함유량의 합계를 0.08mass% 미만으로 하는 것이 바람직하고, 이 합계량은, 보다 바람직하게는 0.06mass% 이하이며, 더 바람직하게는 0.05mass% 이하이다.

한편, 다른 쾌삭성 구리 합금, 도금이 실시된 폐제품 등으로부터 혼입하는 Sn과 Al은, 본 실시형태의 합금에 있어서, γ상의 형성을 촉진시킨다. 또한, 주된 γ상의 형성 장소인 α상과 κ상의 상 경계에 있어서, γ상의 형성까지는 되지 않더라도, Sn, Al의 농도가 높아질 우려가 있다. γ상의 증가, 및 α-κ상 경계(α상과 κ상과의 상 경계)에 대한 Sn, Al의 편석은, 연성, 냉간 가공성, 충격 특성, 고온 특성을 저하시키고, 또 연성의 저하에 따라 인장 강도의 저하를 일으킬 우려가 있기 때문에, 불가피 불순물인 Sn, Al의 양도 제한해 두는 것이 필수이다. Sn, Al의 각각의 함유량은, 0.05mass% 이하가 바람직하고, 0.03mass% 이하가 보다 바람직하다. 또, Sn, Al의 함유량의 합계는, 0.06mass% 이하로 할 필요가 있고, 0.04mass% 이하가 보다 바람직하다.

그리고, Fe, Mn, Co, Cr, Sn, 및 Al의 합계량은, 0.10mass% 이하인 것이 바람직하다.

한편, Ag에 대해서는, 일반적으로 Ag는 Cu로 간주되고, 모든 특성에 대한 영향이 거의 없는 점에서, 특별히 제한할 필요는 없지만, 0.05mass% 미만이 바람직하다.

Te, Se는, 그 원소 자신이 쾌삭성을 갖고, 드물지만 다량으로 혼입될 우려가 있다. 연성이나 충격 특성에 대한 영향을 감안하여, Te, Se의 각각의 함유량은, 0.03mass% 미만이 바람직하고, 0.02mass% 미만이 더 바람직하다.

그 외의 원소인 Al, Mg, Ca, Zr, Ti, In, W, Mo, B, 및 희토류 원소 등의 각각의 양은, 0.03mass% 미만이 바람직하고, 0.02mass% 미만이 보다 바람직하며, 0.01mass% 미만이 더 바람직하다.

또한, 희토류 원소의 양은, Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Tb, 및 Lu의 1종 이상의 합계량이다.

이상, 연성, 충격 특성, 상온 및 고온 강도, 코킹 등의 가공성을 특히 우수한 것으로 하기 위해서는, 이들 불가피 불순물의 양은, 관리, 제한해 두는 것이 바람직하다.

[0052]

(조성 관계식 f1)

조성 관계식 f1은, 조성과 금속 조직의 관계를 나타내는 식이고, 각각의 원소의 양이 상기에 규정되는 범위에 있더라도, 이 조성 관계식 f1을 만족시키지 않으면, 본 실시형태가 목표로 하는 모든 특성을 만족시킬 수 없다. 조성 관계식 f1이 78.0 미만이면, 제조 프로세스를 아무리 고안했다고 하더라도, γ상이 차지하는 비율이 많아져, 경우에 따라서는 β상이 출현하고, 또 γ상의 장변이 길어져, 내식성, 연성, 충격 특성, 고온 특성이 나빠진다. 따라서, 조성 관계식 f1의 하한은, 78.0 이상이고, 바람직하게는 78.2 이상이며, 보다 바람직하게는 78.5 이상, 더 바람직하게는 78.8 이상이다. 조성 관계식 f1이 보다 바람직한 범위가 됨에 따라, γ상의 면적률은 큰 폭으로 감소, 또는 0%가 되어, 연성, 냉간 가공성, 충격 특성, 상온에서의 강도, 고온 특성, 내식성이 향상된다.

한편, 조성 관계식 f1의 상한은, 주로 κ상이 차지하는 비율에 영향을 미쳐, 조성 관계식 f1이 80.8보다 크면, 연성이나 충격 특성을 중시한 경우, κ상이 차지하는 비율이 너무 많아진다. 또 μ상이 석출되기 쉬워진다. κ상이나 μ상이 너무 많으면, 연성, 충격 특성, 냉간 가공성, 고온 특성, 열간 가공성, 내식성, 피삭성이 나빠진다. 따라서, 조성 관계식 f1의 상한은 80.8 이하이고, 바람직하게는 80.5 이하이며, 보다 바람직하게는 80.2 이하이다.

이와 같이, 조성 관계식 f1을, 상술한 범위로 규정함으로써, 특성이 우수한 구리 합금이 얻어진다. 또한, 선택 원소인 As, Sb, Bi 및 별도 규정한 불가피 불순물에 대해서는, 그들의 함유량을 감안하여, 조성 관계식 f1에 거의 영향을 미치지 않는 점에서, 조성 관계식 f1에서는 규정하고 있지 않다.

[0053]

(조성 관계식 f2)

조성 관계식 f2는, 조성과 가공성, 모든 특성, 금속 조직의 관계를 나타내는 식이다. 조성 관계식 f2가 60.2 미만이면, 금속 조직 중의 γ상이 차지하는 비율이 증가하고, β상을 비롯하여 다른 금속상이 출현하기 쉬우며, 또 잔류하기 쉬워져, 내식성, 연성, 충격 특성, 냉간 가공성, 고온 특성이 나빠진다. 또 열간 단조 시에 결정립이 조대화(粗大化)하여, 균열이 발생하기 쉬워진다. 따라서, 조성 관계식 f2의 하한은 60.2 이상이고, 바람직하게는 60.4 이상이며, 보다 바람직하게는 60.5 이상이다.

한편, 조성 관계식 f2가 61.5를 초과하면, 열간 변형 저항이 높아져, 열간에서의 변형능이 저하되어, 열간 압출재나 열간 단조품에 표면 균열이 발생할 우려가 있다. 또, 열간 가공 방향과 평행 방향의 금속 조직 중에, 길이가 1000μm, 폭이 200μm를 초과하는 조대한 α상이 출현하기 쉬워진다. 조대한 α상이 존재하면, 피삭성, 강도가 저하되고, α상과 κ상의 경계에 존재하는 γ상의 장변의 길이가 길어지거나, 혹은 γ상의 형성에는 이르지 않지만, Sn이나 Al의 편석이 발생하기 쉬워진다. 그리고, f2의 값이 높으면, α상 중에서 κ1상이, 출현하기 어려워지고, 강도가 낮아지며, 피삭성, 고온 특성, 내마모성이 나빠진다. 또, 응고 온도의 범위, 즉(액상선 온도-고상선 온도)이 50℃를 초과하게 되어, 주조 시에 있어서의 수축공(shrinkage cavities)이 현저해져, 건전한 주물(sound casting)이 얻어지지 않게 된다. 따라서, 조성 관계식 f2의 상한은 61.5 이하이고, 바람직하게는 61.4 이하이며, 보다 바람직하게는 61.3 이하이고, 더 바람직하게는 61.2 이하이다. f1이 60.2 이상이고, 또한 f2의 상한이 바람직한 값이면, α상의 결정립이 약 50μm 이하로 미세해져, α상이 균일하게 분포하게 된다. 이로써, 보다 높은 강도, 양호한 연성, 냉간 가공성, 충격 특성, 고온 특성을 가져, 강도와 연성, 충격 특성의 밸런스가 우수한 합금이 된다.

이와 같이, 조성 관계식 f2를, 상술과 같이 좁은 범위로 규정함으로써, 특성이 우수한 구리 합금을, 양호한 수율로 제조할 수 있다. 또한, 선택 원소인 As, Sb, Bi 및 별도 규정한 불가피 불순물에 대해서는, 그들의 함유량을 감안하여, 조성 관계식 f2에 거의 영향을 미치지 않는 점에서, 조성 관계식 f2에서는 규정하고 있지 않다.

[0054]

(특허문헌과의 비교)

여기에서, 상술한 특허문헌 3~12에 기재된 Cu-Zn-Si 합금과 본 실시형태의 합금과의 조성을 비교한 결과를 표 1에 나타낸다.

본 실시형태와 특허문헌 3은 Pb 및 선택 원소인 Sn의 함유량이 다르다. 본 실시형태와 특허문헌 4는 Pb 및 선택 원소인 Sn의 함유량이 다르다. 본 실시형태와 특허문헌 6, 7은 Zr을 함유하는지 여부에서 다르다. 본 실시형태와 특허문헌 8은 Fe를 함유하는지 여부의 점에서 상이하다. 본 실시형태와 특허문헌 9는 Pb를 함유하는지 여부에서 다르고, Fe, Ni, Mn을 함유하는지 여부의 점에서도 상이하다.

이상과 같이, 본 실시형태의 합금과, 특허문헌 5를 제외한 특허문헌 3~9에 기재된 Cu-Zn-Si 합금은 조성 범위가 다르다. 특허문헌 5는, 강도, 피삭성, 내마모성에 공헌하는 α상 중에 존재하는 κ1상, f1, f2에 대하여 침묵하고 있으며, 강도 밸런스도 낮다. 특허문헌 11은, 700℃ 이상으로 가열되는 납땜에 관한 것이며, 납땜 구조체에 관한 것이다. 특허문헌 12는, 나사나 기어에 전조(轉造) 가공되는 소재에 관한 것이다.

[0055]

[0056]

<금속 조직>

Cu-Zn-Si 합금은, 10종류 이상의 상이 존재하고, 복잡한 상변화가 일어나, 조성 범위, 원소의 관계식만으로는, 목적으로 하는 특성이 반드시 얻어지는 것은 아니다. 최종적으로는 금속 조직에 존재하는 금속상의 종류와 그 범위를 특정하고, 결정함으로써, 목적으로 하는 특성을 얻을 수 있다.

복수의 금속상으로 구성되는 Cu-Zn-Si 합금의 경우, 각각의 상의 내식성은 동일하지 않고, 우열이 있다. 부식은, 가장 내식성이 뒤떨어지는 상, 즉 가장 부식하기 쉬운 상, 혹은 내식성이 뒤떨어지는 상과 그 상에 인접하는 상과의 경계로부터 시작되어 진행된다. Cu, Zn, Si의 3원소로 이루어지는 Cu-Zn-Si 합금의 경우, 예를 들면, α상, α'상, β(β'를 포함함)상, κ상, γ(γ'를 포함함)상, μ상의 내식성을 비교하면, 내식성의 서열은, 우수한 상으로부터 순서대로 α상>α'상>κ상>μ상≥γ상>β상이다. κ상과 μ상의 사이의 내식성의 차가 특히 크다.

[0057]

여기에서 각 상의 조성은, 합금의 조성 및 각 상의 점유 면적률에 따라 수치가 변동하지만, 이하를 말할 수 있다.

각 상의 Si 농도는, 농도가 높은 순서대로, μ상>γ상>κ상>α상>α'상≥β상이다. μ상, γ상 및 κ상에 있어서의 Si 농도는, 합금의 Si 농도보다 높다. 또, μ상의 Si 농도는, α상의 Si 농도의 약 2.5~약 3배이며, γ상의 Si 농도는, α상의 Si 농도의 약 2~약 2.5배이다.

각 상의 Cu 농도는, 농도가 높은 순서대로, μ상>κ상≥α상>α'상≥γ상>β상이다. μ상에 있어서의 Cu 농도는, 합금의 Cu 농도보다 높다.

[0058]

특허문헌 3~6에 나타나는 Cu-Zn-Si 합금에 있어서, 피삭성 기능이 가장 우수한 γ상은, 주로 α'상과 공존, 혹은 κ상, α상과의 경계에 존재한다. γ상은, 구리 합금에 있어서 열악한 수질하 혹은 환경하에서는, 선택적으로 부식의 발생원(부식의 기점)이 되어, 부식이 진행된다. 물론, β상이 존재하면, γ상의 부식보다 먼저 β상의 부식이 시작된다. μ상과 γ상이 공존하는 경우, μ상의 부식은, γ상보다 조금 느리거나, 또는 거의 동시에 시작된다. 예를 들면 α상, κ상, γ상, μ상이 공존하는 경우, γ상이나 μ상이, 선택적으로 탈아연 부식되면, 부식된 γ상이나 μ상은, 탈아연 현상에 의하여 Cu가 풍부한 부식 생성물이 되고, 그 부식 생성물이 κ상, 혹은 근접하는 α'상을 부식시켜, 연쇄 반응적으로 부식이 진행된다. 따라서, β상은, 0%인 것이 필수이고, γ상, μ상은, 가능한 한 적은 편이 바람직하며, 전무인 것이 이상적이다.

[0059]

또한, 일본을 비롯하여 전세계에 있어서의 음료수의 수질은 다양하고, 또한 그 수질이 구리 합금에 있어서 부식하기 쉬운 수질이 되고 있다. 예를 들면 인체에 대한 안전성의 문제로부터, 상한은 있지만 소독 목적으로 사용되는 잔류 염소의 농도가 높아져, 수도용 기구인 구리 합금이 부식하기 쉬운 환경이 되고 있다. 상기의 자동차 부품, 기계 부품, 공업용 배관도 포함시킨 부재의 사용 환경과 같이 많은 용액이 개재하는 사용 환경에서의 내식성에 대해서도, 음료수와 동일한 것을 말할 수 있고, 부식에 약한 상을 감소시킬 필요성은 더욱더 커진다.

[0060]

또, γ상은, 단단하고 부서지기 쉬운 상이기 때문에, 구리 합금 부재에 큰 부하가 가해졌을 때, 마이크로적으로 응력 집중원이 된다. γ상은, 주로 α-κ의 상 경계(α상과 κ상과의 상 경계)에 가늘고 길게 존재한다. 그리고 γ상은, 응력 집중원이 되기 때문에, 절삭 시, 부스러기 분단의 기점이 되어, 부스러기 분단을 촉진시켜, 절삭 저항을 낮추는 효과를 갖는다. 한편, γ상은, 상기의 응력 집중원이 되는 것이 원인이 되어, 연성, 냉간 가공성이나 충격 특성을 나쁘게 하여, 연성의 결핍에 따라 인장 강도도 낮아진다. 또한, α상, κ상의 경계를 중심으로 γ상이 존재하기 때문에, 고온 크리프 강도를 저하시킨다. 본 실시형태의 합금은, 높은 강도, 연성, 우수한 충격 특성, 고온 특성을 목표로 하고 있기 때문에, γ상의 양 및 장변의 길이를 제한해야 한다.

μ상은, α상의 결정립계, α상, κ상의 상 경계에 주로 존재하기 때문에, γ상과 마찬가지로, 마이크로적인 응력 집중원이 된다. 응력 집중원이 되거나 혹은 입계 미끄러짐 현상에 의하여, μ상은, 응력 부식 균열 감수성을 증대시키고, 충격 특성을 저하시키며, 연성, 냉간 가공성, 상온 및 고온의 강도를 저하시킨다. 또한, μ상은, γ상과 마찬가지로, 피삭성을 개선하는 효과를 갖지만, 그 효과는, γ상에 비하여 훨씬 작다. 따라서, μ상의 양, 장변의 길이를 제한할 필요가 있다.

[0061]

그러나, 상기 모든 특성을 개선하기 위하여, γ상, 혹은 γ상과 μ상의 존재 비율을 큰 폭으로 감소시키거나, 혹은 전무로 하면, 소량의 Pb의 함유와 α상, α'상, κ상의 3상만으로는, 만족스러운 피삭성이 얻어지지 않을 가능성이 있다. 따라서, 소량의 Pb를 함유하고, 또한 우수한 피삭성을 갖는 것을 전제로, 연성, 충격 특성, 강도, 고온 특성, 내식성을 개선하기 위하여, 금속 조직의 구성상(금속상, 결정상)을 이하와 같이 규정할 필요가 있다.

또한, 이하, 각 상이 차지하는 비율(존재 비율)의 단위는, 면적률(면적%)이다.

[0062]

(γ상)

γ상은, Cu-Zn-Si 합금의 피삭성에 가장 공헌하는 상이지만, 열악한 환경하에서의 내식성, 상온에서의 강도, 고온 특성, 연성, 냉간 가공성, 충격 특성을 우수한 것으로 하기 위해서는, γ상을 제한해야 한다. 피삭성과 모든 특성을 동시에 만족시키기 위하여, 조성 관계식 f1, f2, 후술하는 조직 관계식, 제조 프로세스를 한정하고 있다.

[0063]

(β상 및 그 외의 상)

양호한 내식성을 얻고, 높은 연성, 충격 특성, 강도, 고온 강도를 얻기 위해서는, 특히 금속 조직 중에 차지하는 β상, γ상, μ상, 및 ζ상 등 그 외의 상의 비율이 중요하다.

β상이 차지하는 비율은, 모든 특성에 악영향을 미치는 점에서, 적어도 배율 500배의 금속 현미경으로 관찰되지 않는, 즉 0%로 할 필요가 있다.

α상, κ상, β상, γ상, μ상 이외의 ζ상 등 그 외의 상이 차지하는 비율은, 바람직하게는 0.3% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.1% 이하이다. 최적으로는 ζ상 등 그 외의 상이 존재하지 않는 것이 바람직하다.

[0064]

먼저, 우수한 내식성, 강도, 연성, 냉간 가공성, 충격 특성, 고온 특성을 얻기 위해서는, γ상이 차지하는 비율을 0.3% 이하, 또한 γ상의 장변의 길이를 25μm 이하로 할 필요가 있다. 이들 특성을 더 향상시키기 위해서는, γ상이 차지하는 비율은, 바람직하게는 0.1% 이하이며, γ상이, 500배의 현미경으로 관찰되지 않는 것, 즉 γ상의 양이 실질상 0%인 것이 최적이다.

γ상의 장변의 길이는, 이하의 방법에 의하여 측정된다. 예를 들면 500배 또는 1000배의 금속 현미경 사진을 이용하고, 1시야에 있어서, γ상의 장변의 최대 길이를 측정한다. 이 작업을, 후술하는 바와 같이, 5시야의 임의의 시야에 있어서 행한다. 각각의 시야에서 얻어진 γ상의 장변의 최대 길이의 평균값을 산출하여, γ상의 장변의 길이로 한다. 이로 인하여, γ상의 장변의 길이는, γ상의 장변의 최대 길이라고 할 수도 있다.

γ상은, γ상이 차지하는 비율이 낮아도, 2차원에서 관찰하면, 상 경계를 중심으로 가늘고 긴 형상으로 존재한다. 그리고 γ상의 장변의 길이가 길면, 깊이 방향으로의 부식을 빠르게 하고, 고온 크리프를 조장시켜, 연성, 인장 강도, 충격 특성, 냉간 가공성을 저하시킨다.

이들로부터, γ상의 장변의 길이는, 25μm 이하로 할 필요가 있고, 바람직하게는 15μm 이하로 한다. 또한, 500배의 현미경으로 명확하게 γ상으로 판별할 수 있는 크기는, 장변의 길이가 약 3μm 이상인 γ상이다. 장변의 길이가 약 3μm보다 작은 γ상은, 그 양이 적으면, 인장 강도, 연성, 고온 특성, 충격 특성, 냉간 가공성, 내식성에 대한 영향이 거의 없는 점에서, 무시할 수 있다. 그런데 피삭성에 관해서는, γ상의 존재는, 본 실시형태의 구리 합금의 피삭성을 향상시키는 효과가 가장 크지만, γ상이 갖는 다양한 문제점으로부터 가능한 한 전무로 할 필요가 있고, 후술하는 κ1상이 γ상의 대체가 된다.

[0065]

γ상이 차지하는 비율, 및 γ상의 장변의 길이는, Cu, Sn, Si의 함유량 및, 조성 관계식 f1, f2와 큰 관련을 갖고 있다.

[0066]

(μ상)

μ상은, 피삭성의 향상에는 효과가 있지만, 내식성을 비롯하여, 연성, 냉간 가공성, 충격 특성, 상온의 인장 강도, 고온 특성에 영향을 미치는 점에서, 적어도 μ상이 차지하는 비율을 0% 이상 1.0% 이하로 할 필요가 있다. μ상이 차지하는 비율은, 바람직하게는 0.5% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.3% 이하이며, μ상은 존재하지 않는 것이 최적이다. μ상은, 주로 결정립계, 상 경계에 존재한다. 이로 인하여, 열악한 환경하에서는, μ상은, μ상이 존재하는 결정립계에서 입계 부식을 발생시킨다. 또, 입계에 가늘고 길게 존재하는 μ상은, 합금의 충격 특성, 연성을 저하시키고, 연성의 저하에 의하여 결과적으로 인장 강도도 저하시킨다. 또한, 예를 들면, 자동차의 엔진 회전에 사용되는 밸브나 고압 가스 밸브에 구리 합금을 사용한 경우, 150℃의 고온에서 장시간 유지하면 입계가 미끄러져, 크리프가 발생하기 쉬워진다. 이로 인하여, μ상의 양을 제한함과 동시에, 주로 결정립계에 존재하는 μ상의 장변의 길이를 20μm 이하로 할 필요가 있다. μ상의 장변의 길이는, 바람직하게는 15μm 이하이고, 보다 바람직하게는 5μm 이하이다.

μ상의 장변의 길이는, γ상의 장변의 길이의 측정 방법과 동일한 방법으로 측정된다. 즉, μ상의 크기에 따라, 500배를 기본으로 하고, 경우에 따라서는 1000배의 금속 현미경 사진, 혹은 2000배 또는 5000배의 2차 전자상 사진(전자 현미경 사진)을 이용하여, 1시야에 있어서, μ상의 장변의 최대 길이를 측정한다. 이 작업을, 5시야의 임의의 시야에 있어서 행한다. 각각의 시야에서 얻어진 μ상의 장변의 최대 길이의 평균값을 산출하여, μ상의 장변의 길이로 한다. 이로 인하여, μ상의 장변의 길이는, μ상의 장변의 최대 길이라고 할 수도 있다.

[0067]

(κ상)

최근의 고속의 절삭 조건하에서, 절삭 저항, 부스러기의 배출성을 포함하여 재료의 피삭 성능은 가장 중요하다. 그런데, 가장 우수한 피삭성 기능을 갖는 γ상이 차지하는 비율을 0.3% 이하로 제한한 상태에서, 우수한 피삭성을 구비하기 위해서는, κ상이 차지하는 비율을 적어도 29% 이상으로 할 필요가 있다. κ상이 차지하는 비율은, 바람직하게는 33% 이상이고, 보다 바람직하게는 35% 이상이다. 강도를 중시하면, 38% 이상이다.

κ상은, γ상, μ상, β상에 비하여, 부서지기 쉬움은 없고, 매우 연성이 풍부하며, 내식성이 우수하다. γ상, μ상은, α상의 입계나 상 경계를 따라 존재하지만, κ상에는 그와 같은 경향은 확인되지 않는다. 또 α상보다, 강도, 피삭성, 내마모성, 고온 특성이 우수하다.

κ상이 차지하는 비율이 증가함과 함께, 피삭성이 향상되고, 인장 강도, 고온 강도가 높아지며, 내마모성이 향상된다. 그러나, 한편, κ상이 증가함에 따라, 연성, 냉간 가공성이나 충격 특성은 서서히 저하되어 간다. 그리고, κ상이 차지하는 비율이 약 50%에 도달하면, 피삭성이 향상되는 효과도 포화하고, 추가로 κ상이 증가하면 κ상은 단단하여 강도가 높기 때문에 절삭 저항이 증가한다. 또 κ상의 양이 너무 많으면 부스러기는 이어지는 경향이 된다. 그리고 κ상이 차지하는 비율이 약 60%에 도달하면, 연성의 저하에 따라 인장 강도가 포화하여, 냉간 가공성, 열간 가공성도 나빠진다. 이와 같이 강도, 연성, 충격 특성, 피삭성을 종합적으로 판단하면, κ상이 차지하는 비율은 60% 이하로 할 필요가 있다. κ상은, 바람직하게는 58% 이하 또는 56% 이하이고, 보다 바람직하게는 54% 이하이며, 특히 연성, 충격 특성, 코킹이나 굽힘 가공성을 중시하면 50% 이하이다.

κ상은, γ상과 함께 우수한 피삭성 기능을 갖지만, γ상은, 주로 상 경계에 존재하고, 절삭 시에 응력 집중원이 됨으로써, 소량의 γ상에서 우수한 부스러기 분단성이 얻어져, 절삭 저항을 저하시킨다. 후술하는 피삭성에 관한 관계식 f6에 있어서, γ상의 양의 제곱근에는, κ상의 양의 6배나 되는 계수가 주어져 있다. 한편, κ상은, γ상, μ상과 같이 상 경계에 편재하는 경우는 없고, α상과 함께 금속 조직을 형성하며, 부드러운 α상과 공존함으로써, 피삭성을 개선하는 기능이 발휘된다. 바꾸어 말하면, κ상이 부드러운 α상과 공존함으로써, κ상의 피삭성을 개선하는 기능이 활용되고, 이 기능은, κ상의 양이나 α상과 κ상의 혼합 상태에 따라 발휘된다. 따라서, α상과 κ상의 분포 상태도 피삭성에 영향을 미쳐, 조대한 α상이 형성되면 피삭성이 나빠진다. γ상이 차지하는 비율이 큰 폭으로 제한되고 있는 경우, κ상의 양이 약 50% 부근을 경계로 하여, 부스러기 분단성을 향상시키는 효과나, 절삭 저항을 저감시키는 효과가 포화하여, 추가로 κ상의 양이 증가함에 따라 서서히 나빠져 간다. 즉, κ상이 너무 많아져도, 연질의 α상과의 구성 비율, 혼합 상태가 나빠지고, 부스러기의 분단성이 저하되어 간다. 그리고 κ상의 비율이 약 50%를 초과하면, 강도가 높은 κ상의 영향이 강해져, 절삭 저항이 서서히 높아져 간다.

소량의 Pb와, 피삭 성능이 우수한 γ상의 면적률을 0.3% 이하, 바람직하게는 0.1% 혹은 0%로 제한한 상태에서 우수한 피삭성을 얻기 위해서는, κ상의 양뿐만 아니라, α상의 피삭성을 향상시킬 필요가 있다. 즉, α상 내에 바늘상의 κ상, κ1상을 존재시킴으로써, α상의 피삭성이 향상되어, 연성이 거의 나빠지지 않고, 합금의 피삭 성능이 향상된다. 그리고 α상 내에 존재하는 κ1상의 양이 증가함에 따라, 합금의 피삭성이 더 향상된다. 단, 관계식이나 제조 프로세스에 따라 다르지만, 금속 조직 중의 κ상이 증가함에 따라, α상 중의 κ1상의 양도 증가한다. 과잉인 양의 κ1상의 존재는, α상 자체의 연성을 저하시켜, 합금의 연성, 냉간 가공성, 충격 특성에 악영향을 미치기 때문에, κ상이 차지하는 비율을 60% 이하로 할 필요가 있고, κ상은, 바람직하게는 58% 이하 또는 56% 이하이다. 이상에 의하여, 금속 조직 중에 차지하는 κ상의 비율로서, 약 33%~약 56%가, 연성, 냉간 가공성, 강도, 충격 특성, 내식성, 고온 특성, 피삭성, 내마모성의 밸런스의 관점에서 최적이다. 또, f1, f2의 값에 따라 다르지만, κ상이 차지하는 비율이 33% 이상, 56% 이하이면, α상 중의 κ1상의 양도 증가하여, Pb의 함유량이 0.020mass% 미만이어도 양호한 피삭성을 확보할 수 있다.

[0068]

(α상 중에서의 가늘고 긴 바늘상의 κ상(κ1상)의 존재)

상술한 조성, 조성 관계식 f1, f2, 프로세스의 요건을 충족시키면, α상 내에, 바늘상의 κ상이 존재하게 된다. 이 κ상은, α상보다 경질이다. α상 내에 존재하는 κ상(κ1상)의 두께는, 약 0.1μm에서 약 0.2μm 정도(약 0.05μm~약 0.5μm)이고, 두께가 얇으며, 가늘고 길며, 바늘상인 것이 특징이다. α상 중에, 바늘상의 κ1상이 존재함으로써, 이하의 효과가 얻어진다.

1) α상이 강화되어, 합금으로서의 인장 강도가 향상된다.

2) α상의 피삭성이 향상되어, 합금의 절삭 저항의 저하나 부스러기 분단성의 향상 등의 피삭성이 향상된다.

3) α상 내에 존재하기 때문에, 합금의 내식성에 나쁜 영향을 미치지 않는다.

4) α상이 강화되어, 합금의 내마모성이 향상된다.

5) α상 내에 존재하기 때문에, 연성, 충격 특성에 대한 영향은, 경미하다.

α상 중에 존재하는 바늘상의 κ상은, Cu, Zn, Si 등의 구성 원소나 관계식 f1, f2, 그리고 제조 프로세스에 영향을 받는다. 본 실시형태의 조성, 금속 조직의 요건이 충족되는 경우, Si가 κ1상의 존재를 좌우하는 주 인자의 하나이며, 일례로서 Si양이 약 2.95mass% 이상이면 α상 중에 κ1상이 존재하기 시작한다. Si양이 약 3.05mass% 이상이면, κ1상이 명료해지고, 약 3.15mass% 이상이면, 보다 명료하게 κ1상이 존재하게 된다. 또, κ1상의 존재는, 관계식에 영향을 받아, 예를 들면 조성 관계식 f2가 61.5 이하인 것이 필요하고, f2가, 61.2, 61.0이 됨에 따라, κ1상이 보다 많이 존재하게 된다.

한편, 결정립의 크기가 2~100μm인 α결정립, 또는 α상 중에 있어서, κ1상의 폭이 불과 약 0.2μm여도, κ1상이 차지하는 비율이 커지면, 즉 κ1상의 양이 너무 많아지면, α상이 갖는 연성이나 충격 특성이 나빠진다. α상 중에서의 κ1상의 양은, 주로, 금속 조직 중의 κ상의 양과 연동하여, Cu, Si, Zn의 함유량, 관계식 f1, f2, 제조 프로세스에 강하게 영향을 받는다. 주 인자인 금속 조직 중의 κ상이 차지하는 비율이 60%를 초과하면, α상 중에 존재하는 κ1상의 양이 너무 많아진다. α상 중에 존재하는 적절한 양의 κ1상의 관점에서, 금속 조직 중의 κ상의 양은, 60% 이하이고, 바람직하게는 58% 이하, 보다 바람직하게는 54% 이하이며, 연성, 냉간 가공성이나 충격 특성을 중시한 경우는, 바람직하게는, 54% 이하이고, 더 바람직하게는, 50% 이하이다. 또, κ상이 차지하는 비율이 높고, f2의 값이 낮은 경우, κ1상의 양이 많아진다. 반대로, κ상이 차지하는 비율이 낮고, f2의 값이 높으면, α상 중에 존재하는 κ1상의 양이 적어진다.

α상 내에 존재하는 κ1상은, 금속 현미경으로, 500배의 배율로, 경우에 따라서는 약 1000배로 확대하면, 가는 선상물, 바늘상물로서 확인할 수 있다. 그러나, κ1상의 면적률을 산출하는 것은 곤란하기 때문에, α상 중의 κ1상은, α상의 면적률에 포함시키는 것으로 한다.

[0069]

(조직 관계식 f3, f4, f5)

우수한 내식성, 연성, 충격 특성, 고온 특성을 얻기 위해서는, α상, κ상이 차지하는 비율의 합계(조직 관계식 f3=(α)+(κ))가, 98.6% 이상이다. f3의 값은, 바람직하게는 99.3% 이상이고, 보다 바람직하게는 99.5% 이상이다. 마찬가지로 α상, κ상, γ상, μ상이 차지하는 비율의 합계(조직 관계 f4=(α)+(κ)+(γ)+(μ))는, 99.7% 이상이고, 바람직하게는 99.8% 이상이다.

또한, γ상, μ상이 차지하는 합계의 비율(f5=(γ)+(μ))이 0% 이상 1.2% 이하이다. f5의 값은, 바람직하게는 0.5% 이하이다.

여기에서, 금속 조직의 관계식 f3~f6에 있어서, α상, β상, γ상, δ상, ε상, ζ상, η상, κ상, μ상, χ상의 10종류의 금속상을 대상으로 하고 있고, 금속 간 화합물, Pb 입자, 산화물, 비금속 개재물, 미용해 물질 등은 대상으로 하고 있지 않다. 또, α상에 존재하는 바늘상의 κ상(κ1상)은, α상에 포함시키고, 500배 또는 1000배의 금속 현미경으로는 관찰할 수 없는 μ상은 제외된다. 또한, Si, P 및 불가피적으로 혼입되는 원소(예를 들면 Fe, Co, Mn)에 의하여 형성되는 금속 간 화합물은, 금속상의 면적률의 적용 범위 외이다. 그러나, 이들 금속 간 화합물은 피삭성에 영향을 미치기 때문에, 불가피 불순물을 주시해 둘 필요가 있다.

[0070]

(조직 관계식 f6)

본 실시형태의 합금에 있어서는, Cu-Zn-Si 합금에 있어서 Pb의 함유량을 최소한에 그치게 하면서도 피삭성이 양호하고, 그리고 충격 특성, 연성, 냉간 가공성, 내압 특성, 상온, 고온 강도, 내식성의 모두를 만족시킬 필요가 있다. 그러나, 피삭성과 충격 특성, 연성, 내식성은, 상반되는 특성이다.

금속 조직적으로는, 피삭 성능이 가장 우수한 γ상을 많이 포함하는 편이, 피삭성은 양호하지만, 충격 특성, 연성, 강도, 내식성 그 외의 특성의 점에서는, γ상은 적게 해야 한다. γ상이 차지하는 비율이 0.3% 이하인 경우, 실험 결과로부터 상술한 조직 관계식 f6의 값을 적정한 범위로 하는 것이, 양호한 피삭성을 얻기 위하여 필요하다는 것을 알 수 있었다.

[0071]

γ상은, 피삭 성능이 가장 우수하기 때문에, 피삭 성능에 관한 조직 관계식 f6에 있어서, γ상이 차지하는 비율((γ)(%))의 제곱근의 값에 6배인 높은 계수가 주어진다. 한편, κ상의 계수는 1이다. κ상은, α상과 함께 금속 조직을 형성하고, γ상, μ상과 같은 상 경계에 편재하는 경우는 없으며, 존재 비율에 따라 효과를 발휘한다. 양호한 피삭 성능을 얻기 위해서는, 조직 관계식 f6의 값은 30 이상일 필요가 있다. f6은, 바람직하게는 33 이상이고, 보다 바람직하게는 35 이상이다.

한편, 조직 관계식 f6이, 62를 초과하면, 피삭성은 오히려 나빠져, 충격 특성, 연성의 악화가 눈에 띄게 된다. 이로 인하여, 조직 관계식 f6은 62 이하일 필요가 있다. f6의 값은, 바람직하게는 58 이하이며, 보다 바람직하게는 54 이하이다.

[0072]

<특성>

(상온 강도 및 고온 특성)

음료수의 밸브, 기구, 수소 스테이션, 수소 발전 등의 수소에 관련되거나, 또는 고압 수소 환경에 있는 용기, 이음매, 배관, 밸브, 자동차의 밸브, 이음매를 비롯하여 다양한 분야에서 필요한 강도로서는, 인장 강도가 중요시되고 있다. 또, 예를 들면 자동차의 엔진 룸에 가까운 환경에서 사용되는 밸브나 고온·고압 밸브는, 최고 약 150℃의 온도 환경에 노출되지만, 그때, 압력, 응력이 가해졌을 때에 변형이나 파괴되지 않을 것이 요구된다. 압력 용기의 경우, 그 허용 응력은, 인장 강도에 영향을 받는다. 압력 용기에는, 용도, 사용 조건에 따라 필요 최소한의 연성, 충격 특성이 요구되고, 적절히, 강도와의 균형에 의하여 결정된다. 또, 자동차 부품을 비롯하여 본 실시형태의 사용 대상이 되는 부재, 부품의 박육화, 경량화의 강한 요청이 있다.

이를 위해서는, 열간 가공재인 열간 압출재, 열간 압연재 및 열간 단조재는, 상온에서의 인장 강도가 550N/mm² 이상인 고강도재인 것이 바람직하다. 상온에서의 인장 강도는, 보다 바람직하게는 580N/mm² 이상이고, 더 바람직하게는 600N/mm² 이상, 최적으로는 625N/mm² 이상이다. 밸브나 압력 용기의 대부분은, 열간 단조로 만들어지고, 580N/mm² 이상, 바람직하게는 600N/mm² 이상의 인장 강도를 가질 수 있으면, 본 실시형태의 합금은, 수소 취화가 일어나지 않기 때문에, 예를 들면 저온 취성으로 문제가 되는 수소용 밸브, 수소 발전용 밸브 등의 대체를 할 수 있게 되어, 산업용 이용 가치가 높아진다. 또한, 열간 단조재는, 일반적으로 냉간 가공이 실시되지 않는다. 예를 들면 쇼트에 의하여, 표면을 경화시킬 수 있지만, 실질적으로 0.1~1.5% 정도의 냉간 가공률에 지나지 않고, 인장 강도의 향상은 2~15N/mm² 정도이다.

본 실시형태의 합금은, 재료의 재결정 온도보다 높은 적정한 온도 조건으로 열처리를 실시하거나, 혹은 적절한 열이력을 실시함으로써, 인장 강도가 향상된다. 구체적으로는, 열처리 전의 열간 가공재에 비하여, 조성이나 열처리 조건에 따라 다르지만, 약 10~약 100N/mm² 향상된다. 콜슨 합금이나 Ti-Cu와 같은 시효 경화형 합금 이외에, 재결정 온도보다 고온의 열처리에 의하여, 인장 강도가 상승하는 예는, 구리 합금에 있어서 거의 보이지 않는다. 본 실시형태의 합금에서 강도가 향상되는 이유는, 이하와 같이 생각된다. 505℃ 이상 575℃ 이하의 적절한 조건으로 열처리를 행함으로써, 매트릭스의 α상이나 κ상이 연질이 된다. 한편, α상 내에 바늘상의 κ상이 존재함으로써 α상이 강화되는 것, γ상의 감소에 의하여 연성이 증대되어 파괴에 견딜 수 있는 최대 하중이 증가하는 것, 및 κ상의 비율이 증가하는 것이, α상, κ상의 연화를 크게 상회한다. 이들에 의하여, 열간 가공재에 비하여, 내식성뿐만 아니라, 인장 강도, 연성, 충격값, 냉간 가공성 모두 큰 폭으로 향상되어, 고강도이고, 고연성, 고인성인 합금이 완성된다.

한편, 열간 가공재는, 경우에 따라서는, 적절한 열처리 후, 냉간에서 추신(抽伸), 신선(伸線), 압연되어 강도가 향상된다. 본 실시형태의 합금에서는, 냉간 가공이 실시되는 경우, 냉간 가공률 15% 이하에서는, 인장 강도는, 냉간 가공률 1%에 대하여, 약 12N/mm² 상승한다. 그 반면, 충격 특성은, 냉간 가공률 1%에 대하여, 약 4% 감소한다. 또는, 열처리재의 충격값을 I₀, 냉간 가공률을 RE%로 하면, 냉간 가공 후의 충격값 I_R은, 냉간 가공률 20% 이하의 조건으로 대략, I_R=I₀×(20/(20+RE))으로 정리할 수 있다. 예를 들면, 인장 강도가 580N/mm², 충격값이 30J/cm²인 합금재에 대하여, 냉간 가공률 5%의 냉간 추신을 실시하고, 냉간 가공재를 제작한 경우, 냉간 가공재의 인장 강도는 약 640N/mm²가 되며, 충격값은 약 24J/cm²가 된다. 냉간 가공률이 다르면, 일의적으로 인장 강도, 충격값은 결정되지 않는다.

이와 같이, 냉간 가공을 실시하면, 인장 강도는 높아지지만, 충격값, 연신은 저하된다. 용도에 따라, 목표로 하는 강도, 연신, 충격값을 얻기 위하여, 적정한 냉간 가공률을 설정할 필요가 있다.

한편, 추신, 신선, 압연의 냉간 가공을 행하고, 이어서 적절한 조건의 열처리를 실시하면, 열간 가공재, 특히 열간 압출재에 비하여, 인장 강도, 연신, 충격 특성이 모두 높아진다. 또한, 단조품 등으로 인장 시험을 실시할 수 없는 경우가 있다. 그 경우, 로크웰 B 스케일(HRB)과 인장 강도(S)에는 강한 상관 관계가 있기 때문에, 간편적으로, 로크웰 B 스케일로 측정하고, 인장 강도의 추정이 가능하다. 단, 이 상관 관계는, 본 실시형태의 조성을 충족시키고, f1~f6의 요건을 충족시키고 있는 것이 전제이다.

HRB: 65 이상 88 이하일 때: S=4.3×HRB+242

HRB: 88 초과 99 이하일 때: S=11.8×HRB-422

HRB가, 65, 75, 85, 88, 93, 98일 때의 인장 강도는, 각각 대략, 520, 565, 610, 625, 675, 735N/mm²로 추산된다.

고온 특성에 관해서는, 실온의 0.2% 내력에 상당하는 응력을 부하한 상태에서, 150℃에서 100시간, 구리 합금을 유지한 후의 크리프 변형이 0.3% 이하인 것이 바람직하다. 이 크리프 변형은, 보다 바람직하게는 0.2% 이하이며, 더 바람직하게는 0.15% 이하이다. 이 경우, 고온 고압 밸브, 자동차의 엔진 룸에 가까운 밸브재 등과 같이 고온에 노출되어도, 변형되기 어려워, 고온 특성이 우수하다.

[0073]

피삭성이 양호하고, 인장 강도가 높아도, 연성, 냉간 가공성이 부족한 경우, 그 용도는 제한된다. 냉간 가공성에 관하여, 예를 들면, 수도 관련 기구, 배관 부품, 자동차, 전기 부품의 용도로, 열간 단조재, 절삭 가공재에 경도의 코킹 가공이나 굽힘 등의 냉간 가공이 실시되는 경우가 있어, 균열되지 않는 것이 필요하다. 피삭성은, 부스러기가 분단되기 위하여, 재료에 일종의 부서지기 쉬움이 요구되지만, 냉간 가공성과는, 상반되는 특성이다. 마찬가지로, 인장 강도와 연성은 상반되는 특성이지만, 인장 강도와 연성(연신)에 있어서 고도로 균형이 잡히는 것이 바람직하다. 즉, 적어도 인장 강도가 550N/mm² 이상, 연신이 12% 이상이고, 인장 강도(S)와 {(연신(E%)+100)/100}의 1/2승의 곱, f8=S×{(E+100)/100}^1/2의 값이, 바람직하게는 675 이상인 것이, 1개의 고강도·고연성 재료의 척도가 된다. f8은, 보다 바람직하게는 690 이상이고, 더 바람직하게는 700 이상이다. 2~15%의 냉간 가공률에서의 냉간 가공을 포함하는 경우, 12% 이상의 연신과 630N/mm² 이상, 나아가서는 650N/mm² 이상의 인장 강도를 겸비할 수 있고, f8은, 690 이상, 나아가서는 700 이상에 도달한다.

또한, 주물에 대해서는, 결정립이 조대해지기 쉽고, 마이크로적인 결함이 포함하는 경우도 있기 때문에 적용 외로 한다.

[0074]

60mass%의 Cu, 3mass%의 Pb를 포함하며, 잔부가 Zn과 불가피 불순물로 이루어지는 Pb를 함유하는 쾌삭 황동인 경우, 열간 압출재, 열간 단조품의 상온에서의 인장 강도는 360N/mm²~400N/mm²이고, 연신은 35%~45%이다. 즉, f8은, 약 450이다. 또 실온의 0.2% 내력에 상당하는 응력을 부하한 상태에서 합금을 150℃에 100시간 노출시킨 후이더라도, 크리프 변형은 약 4~5%이다. 이로 인하여, 본 실시형태의 합금의 인장 강도, 내열성은, 종래의 Pb를 함유하는 쾌삭 황동에 비하여 높은 수준이다. 즉, 본 실시형태의 합금은, 내식성이 우수하고, 실온에서 높은 강도를 구비하며, 그 높은 강도를 부가하여 고온에 장시간 노출시켜도 거의 변형되지 않기 때문에, 높은 강도를 활용하여 박육·경량이 가능해진다. 특히 고압 가스, 고압 수소용 밸브 등의 단조재의 경우, 실질적으로 냉간 가공을 실시할 수 없기 때문에, 높은 강도를 활용하여, 허용 압력의 증대, 혹은 박육, 경량화를 도모할 수 있다.

또, Pb를 3% 함유하는 쾌삭성 구리 합금은, 코킹 가공 등의 냉간 가공성이 부족하다.

본 실시형태의 합금의 고온 특성은, 압출재, 냉간 가공을 실시한 재료도 거의 동일하다. 즉, 냉간 가공을 실시함으로써, 0.2% 내력은 높아지지만, 그 냉간 가공에 의하여 높아진 0.2% 내력에 상당하는 하중을 가한 상태이더라도 합금을 150℃에 100시간 노출시킨 후의 크리프 변형이 0.3% 이하이며 높은 내열성을 구비하고 있다. 고온 특성은, β상, γ상, μ상의 면적률에 주로 영향을 받고, 그들 면적률이 높을수록 나빠진다. 또, 고온 특성은, α상의 결정립계나, 상 경계에 존재하는 μ상, γ상의 장변의 길이가 길수록 나빠진다.

[0075]

(내충격성)

일반적으로, 재료가 높은 강도를 갖는 경우, 부서지기 쉬워진다. 절삭에 있어서 부스러기의 분단성이 우수한 재료는, 어떤 종류의 부서지기 쉬움을 갖는다고 일컬어지고 있다. 충격 특성과 피삭성, 충격 특성과 강도는, 어떤 면에 있어서 상반되는 특성이다.

그러나, 밸브, 이음매 등의 음료수 기구, 자동차 부품, 기계 부품, 공업용 배관 등, 다양한 부재에 구리 합금이 사용되는 경우, 구리 합금에는, 고강도일 뿐만 아니라, 충격에 대하여 견디는 특성이 필요하다. 구체적으로는, U 노치 시험편으로 샤르피 충격 시험을 행했을 때에, 샤르피 충격 시험값(I)은, 12J/cm² 이상이 바람직하다. 냉간 가공을 포함하는 경우, 그 가공률이 높아짐에 따라, 충격값은 저하되지만, 보다 바람직하게는, 15J/cm² 이상이다. 한편, 냉간 가공이 실시되지 않은 열간 가공재에서는, 샤르피 충격 시험값은, 바람직하게는 15J/cm² 이상이고, 보다 바람직하게는 16J/cm² 이상이며, 더 바람직하게는 20J/cm² 이상, 최적으로는, 24J/cm² 이상이다. 본 실시형태의 합금은, 피삭성이 우수한 합금에 관한 것이며, 샤르피 충격 시험값은, 50J/cm²를 초과할 필요는 특별히 없다. 오히려, 샤르피 충격 시험값이 50J/cm²를 초과하면, 연성이나 인성이 증가하기 때문에, 절삭 저항이 높아져, 부스러기가 이어지기 쉬워져, 피삭성이 나빠진다. 이로 인하여, 샤르피 충격 시험값은, 50J/cm² 이하가 바람직하다.

재료의 강도, 피삭성에 공헌하는 경질의 κ상이 너무 증가하거나, κ1상의 양이 너무 증가하면, 인성 즉 충격 특성은 저하한다. 이로 인하여, 강도나 피삭성과, 충격 특성(인성)은, 상반되는 특성이다. 이하의 식에 의하여, 강도·연신에 충격 특성을 가미한 강도·연신·충격 밸런스 지수 f9를 정의한다.

열간 가공재에 관하여, 인장 강도(S)가 550N/mm² 이상, 연신(E)이 12% 이상, 샤르피 충격 시험값(I)이 12J/cm² 이상이고, 또한 S와 {(E+100)/100}의 1/2승의 곱과 I의 합, f9=S×{(E+100)/100}^1/2+I가, 바람직하게는 700 이상, 보다 바람직하게는, 715 이상, 더 바람직하게는, 725 이상이면, 고강도이고, 높은 연신 및 인성을 구비한 재료라고 할 수 있다. 가공률 2~15%의 냉간 가공을 포함하는 경우, 더 바람직하게는, f9가 740 이상이다.

상기의 강도·연성 밸런스 지수 f8이 675 이상이거나, 또는 강도·연성·충격 밸런스 지수 f9가 700 이상 중 어느 하나를 만족하는 것이 바람직하다. 충격 특성과 연신은, 양쪽 모두 연성의 척도이지만, 정적인 연성과 순간의 연성과 구별되고, f8, f9의 양쪽 모두를 충족시키는 것이 보다 바람직하다.

[0076]

충격 특성은, 금속 조직과 밀접한 관계가 있으며, γ상, μ상은 충격 특성을 악화시킨다. 또, α상의 결정립계, α상, κ상의 상 경계에, γ상, μ상이 존재하면 결정립계 및 상 경계가 취약화되어, 충격 특성이 나빠진다. 상기와 같이, 면적률 뿐만 아니라, γ상, μ상의 장변의 길이도 충격 특성에 영향을 미친다.

[0077]

<제조 프로세스>

다음으로, 본 발명의 제1, 2의 실시형태에 관한 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법에 대하여 설명한다.

본 실시형태의 합금의 금속 조직은, 조성뿐만 아니라 제조 프로세스에 의해서도 변화한다. 열간 압출, 열간 단조의 열간 가공 온도, 열처리 조건에 영향을 받을 뿐만 아니라, 열간 가공이나 열처리에 있어서의 냉각 과정에서의 평균 냉각 속도(간단하게, 냉각 속도라고 함)가 영향을 미친다. 예의 연구를 행한 결과, 열간 가공이나 열처리의 냉각 과정에 있어서, 450℃에서 400℃의 온도 영역에 있어서의 냉각 속도, 및 575℃에서 525℃의 온도 영역에 있어서의 냉각 속도에 금속 조직이 크게 영향을 받는 것을 알 수 있었다.

본 실시형태의 제조 프로세스는, 본 실시형태의 합금에 있어서 필요한 프로세스이며, 조성과의 균형도 있지만, 기본적으로, 이하의 중요한 역할을 한다.

1) 연성, 강도, 충격 특성, 내식성을 악화시키는 γ상을 큰 폭으로 감소시키거나 또는 전무로 하여, γ상의 장변의 길이를 작게 한다.

2) 연성, 강도, 충격 특성, 내식성을 악화시키는 μ상의 생성을 억제하여, μ상의 장변의 길이를 제어한다.

3) α상 내에 바늘상의 κ상을 출현시킨다.

[0078]

(용해 주조)

용해는, 본 실시형태의 합금의 융점(액상선 온도)보다 약 100℃~약 300℃ 높은 온도인 약 950℃~약 1200℃에서 행해진다. 주조, 및 주물 제품은, 융점보다, 약 50℃~약 200℃ 높은 온도인 약 900℃~약 1100℃에서 소정의 주형에 캐스팅되고, 공랭, 서랭, 수랭 등의 몇 가지의 냉각 수단에 의하여 냉각된다. 그리고, 응고 후에는, 다양하게 구성상이 변화한다.

[0079]

(열간 가공)

열간 가공으로서는, 열간 압출, 열간 단조, 열간 압연을 들 수 있다.

예를 들면 열간 압출에 관하여, 설비 능력에 따라 다르지만, 실제로 열간 가공될 때의 재료 온도, 구체적으로는 압출 다이스를 통과한 직후의 온도(열간 가공 온도)가 600~740℃인 조건으로 열간 압출을 실시하는 것이 바람직하다. 740℃를 초과한 온도에서 열간 가공하면, 소성 가공 시에 β상이 많이 형성되어, β상이 잔류하는 경우가 있고, γ상도 많이 잔류하여, 냉각 후의 구성상에 악영향을 미친다. 또, 다음의 공정에서 열처리를 실시해도, 열간 가공재의 금속 조직이 영향을 미친다. 열간 가공 온도는, 670℃ 이하가 바람직하고, 645℃ 이하가 보다 바람직하다. 열간 압출을 645℃ 이하에서 실시하면, 열간 압출재의 γ상은 적어진다. 또한, α상이 미세한 낱알 형상이 되어, 강도가 향상된다. 이 γ상이 적은 열간 압출재를 이용하여, 열간 단조재, 그리고 열간 단조 후 열처리재를 제작한 경우, 열간 단조재, 열처리재의 γ상의 양은 보다 적어진다.

그리고 열간 압출 후의 냉각 속도의 고안에 의하여, 피삭성, 내식성 등의 모든 특성을 구비한 재료를 얻을 수도 있다. 즉, 열간 압출 후의 냉각 과정에서, 575℃에서 525℃의 온도 영역에 있어서, 0.1℃/분 이상 3℃/분 이하의 냉각 속도로 냉각하면, γ상이 감소한다. 냉각 속도가 3℃/분을 초과하면, γ상의 양의 감소가 불충분해진다. 575℃에서 525℃의 온도 영역에 있어서의 냉각 속도는, 바람직하게는 1.5℃/분 이하이며, 보다 바람직하게는 1℃/분 이하이다. 다음으로, 450℃에서 400℃의 온도 영역에 있어서의 냉각 속도를 3℃/분 이상 500℃/분 이하로 한다. 450℃에서 400℃의 온도 영역에 있어서의 냉각 속도는, 바람직하게는 4℃/분 이상이고, 보다 바람직하게는 8℃/분 이상이다. 이로써, μ상의 증가를 방지한다.

또한, 다음 공정 또는 최종 공정에서, 열처리를 행하는 경우, 열간 가공 후의 575℃에서 525℃의 온도 영역에서의 냉각 속도, 450℃에서 400℃의 온도 영역에 있어서의 냉각 속도의 제어는 필요없다.

또, 열간 가공 온도가 낮은 경우, 열간에서의 변형 저항이 높아진다. 변형능의 점에서, 열간 가공 온도의 하한은, 바람직하게는 600℃ 이상이다. 압출비가 50 이하인 경우나, 비교적 단순한 형상으로 열간 단조하는 경우에는, 600℃ 이상에서 열간 가공은 실시할 수 있다. 여유를 보아 열간 가공 온도의 하한은, 바람직하게는 605℃이다. 설비 능력에 따라 다르지만, 열간 가공 온도는, 가능한 한 낮은 편이 바람직하다.

실측이 가능한 측정 위치를 감안하여, 열간 가공 온도는, 열간 압출, 열간 단조, 열간 압연 후로부터 약 3초 후 또는 4초 후의 실측이 가능한 열간 가공재의 온도라고 정의한다. 금속 조직은, 큰 소성 변형을 받은 가공 직후의 온도에 영향을 받는다.

[0080]

본 실시형태에서는, 열간에서의 소성 가공 후의 냉각 과정에 있어서, 575℃에서 525℃까지의 온도 영역을 0.1℃/분 이상, 3℃/분 이하의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 이어서, 450℃에서 400℃까지의 온도 영역을 3℃/분 이상, 500℃/분 이하의 평균 냉각 속도로 냉각한다.

Pb를 1~4mass%의 양으로 함유하는 황동 합금은, 구리 합금의 압출재의 대부분을 차지하지만, 이 황동 합금의 경우, 압출 직경이 큰 것, 예를 들면, 직경이 약 38mm를 초과하는 것을 제외하고, 통례에서는, 열간 압출 후에 코일에 권취된다. 압출 중의 주괴(빌릿)는, 압출 장치에 의하여 열을 빼앗겨 온도가 저하된다. 압출재는, 권취 장치에 접촉함으로써 열을 빼앗겨, 추가로 온도가 저하된다. 압출 당초의 주괴의 온도로부터, 또는 압출재의 온도로부터, 약 50℃~100℃의 온도의 저하는, 비교적 빠른 냉각 속도로 일어난다. 그 후에 권취된 코일은, 보온 효과에 의하여, 코일의 중량 등에 따라 다르지만, 450℃에서 400℃까지의 온도 영역을, 약 2℃/분의 비교적 느린 냉각 속도로 냉각된다. 재료 온도가 약 300℃에 도달했을 때, 그 이후의 냉각 속도는 더 느려지기 때문에, 핸들링을 고려하여 수랭되는 경우도 있다. Pb를 함유하는 황동 합금의 경우, 약 600~700℃에서 열간 압출되지만, 압출 직후의 금속 조직에는, 열간 가공성이 풍부한 β상이 다량으로 존재한다. 압출 후의 냉각 속도가 빠르면, 냉각 후의 금속 조직에 다량의 β상이 잔류하여, 내식성, 연성, 충격 특성, 고온 특성이 나빠진다. 그것을 피하기 위하여, 압출 코일의 보온 효과 등을 이용한 비교적 느린 냉각 속도로 냉각함으로써, β상을 α상으로 변화시켜, α상이 풍부한 금속 조직으로 하고 있다. 상기와 같이, 압출 직후는, 압출재의 냉각 속도가 비교적 빠르기 때문에, 그 후의 냉각을 느리게 함으로써, α상이 풍부한 금속 조직으로 하고 있다. 또한, 특허문헌 1에는, 냉각 속도의 기재는 없지만, β상을 적게 하고, β상을 고립시킬 목적으로, 압출재의 온도가 180℃ 이하가 될 때까지 서랭한다고 개시하고 있다.

이상에 의하여, 본 실시형태의 합금은, 종래의 Pb를 함유하는 황동 합금의 제조 방법과는 열간 가공 후의 냉각 과정에 있어서 완전히 다른 냉각 속도로 제조하고 있다.

[0081]

(열간 단조)

열간 단조의 소재로서는, 주로 열간 압출재가 이용되지만, 연속 주조봉도 이용된다. 열간 압출에 비하여, 열간 단조는 복잡 형상으로 가공하기 때문에, 단조 전의 소재의 온도는 높다. 그러나, 단조품의 주요 부위가 되는 큰 소성 가공이 실시된 열간 단조재의 온도, 즉 단조 직후로부터 약 3초 후 또는 4초 후의 재료 온도는, 열간 압출재와 마찬가지로, 600℃에서 740℃가 바람직하다.

또한, 열간 압출봉의 제조 시의 압출 온도를 낮게 하고, γ상이 적은 금속 조직으로 해 두면, 이 열간 압출봉에 대하여 열간 단조를 실시하는 경우, 열간 단조 온도가 높아도, γ상이 적은 상태가 유지된 열간 단조 조직이 얻어진다.

또한, 단조 후의 냉각 속도의 고안에 의하여, 내식성, 피삭성 등의 모든 특성을 구비한 재료를 얻을 수 있다. 즉, 열간 단조 후, 약 3초 또는 4초 경과 시점에서의 단조재의 온도는 600℃ 이상 740℃ 이하이다. 그 후의 냉각 과정에서, 575℃에서 525℃의 온도 영역, 특히 570℃에서 530℃의 온도 영역에 있어서, 0.1℃/분 이상 3℃/분 이하의 냉각 속도로 냉각하면, γ상이 감소한다. 575℃에서 525℃까지의 온도 영역에서의 냉각 속도의 하한값은, 경제성을 고려하여 0.1℃/분 이상으로 하고 있고, 한편, 냉각 속도가 3℃/분을 초과하면, γ상의 양의 감소가 불충분해진다. 바람직하게는 1.5℃/분 이하이며, 보다 바람직하게는 1℃/분 이하이다. 그리고, 450℃에서 400℃의 온도 영역에 있어서의 냉각 속도를 3℃/분 이상 500℃/분 이하로 한다. 450℃에서 400℃의 온도 영역에 있어서의 냉각 속도는, 바람직하게는 4℃/분 이상이고, 보다 바람직하게는 8℃/분 이상이다. 이로써, μ상의 증가를 방지한다. 이와 같이 575~525℃의 온도 영역에서는, 3℃/분 이하, 바람직하게는 1.5℃/분 이하의 냉각 속도로 냉각한다. 또 450에서 400℃의 온도 영역에서는, 3℃/분 이상, 바람직하게는 4℃/분 이상의 냉각 속도로 냉각한다. 이와 같이, 575~525℃의 온도 영역에서는 냉각 속도를 느리게 하고, 450℃에서 400℃의 온도 영역에서는 반대로 냉각 속도를 빠르게 함으로써, 보다 적합한 재료로 완성된다. 열간 압출재는 일방향의 소성 가공이지만, 단조품은, 일반적으로 복잡한 소성 변형이기 때문에, γ상의 감소의 정도, γ상의 장변의 길이의 감소의 정도는, 열간 압출재보다 크다.

[0082]

(열간 압연)

열간 압연의 경우는, 반복 압연되지만, 최종의 열간 압연 온도(3~4초 경과 후의 재료 온도)는, 바람직하게는 600℃ 이상 740℃ 이하이며, 보다 바람직하게는 605℃ 이상 670℃ 이하이다. 열간 압연재의 냉각은, 열간 압출과 마찬가지로, 575℃에서 525℃의 온도 영역에 있어서, 0.1℃/분 이상 3℃/분 이하의 냉각 속도로 냉각하며, 다음으로, 450℃에서 400℃의 온도 영역에 있어서의 냉각 속도를 3℃/분 이상 500℃/분 이하로 한다.

또한, 다음 공정 또는 최종 공정에서, 재차 열처리를 행하는 경우, 열간 가공 후의 575℃에서 525℃의 온도 영역에서의 냉각 속도, 450℃에서 400℃의 온도 영역에 있어서의 냉각 속도의 제어는 필요없다.

[0083]

(열처리)

구리 합금의 주된 열처리는, 소둔이라고도 부르며, 예를 들면 열간 압출로는 압출할 수 없는 작은 사이즈로 가공하는 경우, 냉간 추신, 혹은 냉간 신선 후에, 필요에 따라서 열처리가 행해지고, 재결정시켜, 즉 통상은 재료를 연질이 되게 할 목적으로 실시된다. 또, 열간 가공재에 있어서도, 가공 변형이 거의 없는 재료가 요망되는 경우나, 적정한 금속 조직으로 하는 경우 등, 필요에 따라서 열처리가 실시된다.

Pb를 함유하는 황동 합금에 있어서도, 필요에 따라서 열처리가 실시된다. 특허문헌 1의 Bi를 포함하는 황동 합금의 경우, 350~550℃에서, 1~8시간의 조건으로 열처리된다.

본 실시형태의 합금의 경우, 먼저, 525℃ 이상 575℃ 이하의 온도에서, 15분 이상, 8시간 이하로 유지하면, 인장 강도, 연성, 내식성, 충격 특성, 고온 특성이 향상된다. 그러나, 재료의 온도가 620℃를 초과한 조건으로 열처리하면, 오히려 γ상, 또는 β상이 많이 형성되어, α상이 조대화한다. 열처리 조건으로서는, 열처리의 온도는, 575℃ 이하가 양호하다.

한편, 525℃보다 낮은 온도의 열처리여도 가능하지만, γ상의 감소의 정도가 급격하게 작아져 시간을 필요로 한다. 적어도 505℃ 이상이고, 525℃ 미만인 온도에서는, 100분 이상, 바람직하게는 120분 이상의 시간이 필요하다. 또한, 505℃보다 낮은 온도에서 장시간의 열처리는, γ상의 감소가 약간에 그치거나, 또는 γ상이 거의 감소하지 않고, 조건에 따라서는 μ상이 출현한다.

열처리의 시간(열처리의 온도에서 유지되는 시간)은, 525℃ 이상 575℃ 이하의 온도에서, 적어도, 15분 이상 유지할 필요가 있다. 유지 시간은, γ상의 감소에 기여하기 때문에, 바람직하게는 40분 이상이고, 보다 바람직하게는 80분 이상이다. 유지 시간의 상한은, 8시간이고, 경제성으로부터 480분 이하이며, 바람직하게는 240분 이하이다. 또는, 상기와 같이, 505℃ 이상, 바람직하게는 515℃ 이상 525℃ 미만의 온도에서는, 100분 이상, 바람직하게는 120분 이상, 480분 이하이다.

이 온도에서의 열처리의 이점은, 열처리 전의 재료의 γ상의 양이 적은 경우, α상, κ상의 연화를 최소한에 그치게 하여, α상의 입자 성장이 거의 일어나지 않아, 보다 높은 강도를 얻을 수 있다. 또, 강도나 피삭성에 기여하는 κ1상은, 515℃ 이상 545℃ 이하의 열처리로, 가장 많이 존재하게 된다. κ1상은, 상기 온도로부터 높아지거나, 또는 낮아짐에 따라, κ1상의 양은 적어지고, 500℃ 이하, 590℃ 이상에서는, 거의 존재하지 않게 된다.

또 하나의 열처리 방법으로서, 열간 압출재, 열간 단조품, 열간 압연재 또는, 냉간에서 추신, 신선 등 가공된 재료가, 열원 내를 이동하는 연속 열처리로의 경우, 재료 온도가 620℃를 초과하면 상기와 같이 문제이다. 그러나, 일단, 525℃ 이상 바람직하게는 530℃ 이상에서, 620℃ 이하, 바람직하게는 595℃ 이하로 재료의 온도를 올리고, 이어서 525℃ 이상 575℃ 이하의 온도 영역에서 15분 이상 유지하는 것에 상당하는 조건, 즉, 525℃ 이상 575℃ 이하의 온도 영역에서 유지되는 시간과, 유지 후, 냉각에 있어서 525℃ 이상 575℃ 이하의 온도 영역을 통과하는 시간과의 합계가, 15분 이상인 것에 의하여, 금속 조직의 개선이 가능해진다. 연속로(連續爐)의 경우, 최고 도달 온도에서 유지되는 시간이 짧기 때문에, 575℃에서 525℃까지의 온도 영역에서의 냉각 속도는, 바람직하게는 0.1℃/분 이상 3℃/분 이하이고, 보다 바람직하게는 2℃/분 이하이며, 더 바람직하게는 1.5℃/분 이하이다. 물론, 575℃ 이상의 설정 온도에 구애되지 않고, 예를 들면, 최고 도달 온도가 545℃인 경우, 545℃에서 525℃의 온도를 적어도 15분 이상 유지하면 된다. 만일 최고 도달 온도인 545℃에 완전하게 도달하고, 그 유지 시간이 0분인 경우, 545℃에서 525℃의 온도 영역을 1.3℃/분 이하의 평균 냉각 속도가 되는 조건으로 통과시키면 된다. 즉, 525℃ 이상의 온도 영역에서 20분 이상 유지되면, 525℃에서 620℃의 범위 내이면 최고 도달 온도는 문제가 아니다. 연속로에 한정하지 않고, 유지 시간의 정의는, 최고 도달 온도 마이너스 10℃에 도달했을 때로부터의 시간으로 하는 것으로 한다.

이들 열처리에 있어서도, 재료는 상온까지 냉각되지만, 냉각 과정에 있어서, 450℃에서 400℃의 온도 영역에서의 냉각 속도를 3℃/분 이상 500℃/분 이하로 할 필요가 있다. 450℃에서 400℃의 온도 영역에서의 냉각 속도는, 바람직하게는 4℃/분 이상이다. 즉, 500℃ 부근을 경계로 하여 냉각 속도를 빠르게 할 필요가 있다. 일반적으로는, 노로부터의 냉각에서는, 보다 낮은 온도인 편이, 예를 들면 550℃보다 430℃인 편이 냉각 속도는 느려진다.

[0084]

(주물의 열처리)

최종 제품이, 주물인 경우에 있어서도, 캐스팅 후, 상온까지 냉각된 주물을 이하의 (1)~(4) 중 어느 하나의 조건으로 구리 합금을 가열, 냉각한다.

(3) 일단, 525℃ 이상, 620℃ 이하까지 재료의 온도를 올리고, 이어서 525℃ 이상 575℃ 이하의 온도 영역에서 15분 이상 유지하거나, 또는

(4) 상기 (3)에 상당하는 조건, 구체적으로는, 525℃ 이상 575℃ 이하의 온도 영역을 0.1℃/분 이상 3℃/분 이하의 평균 냉각 속도로 냉각한다.

이어서, 450℃에서 400℃까지의 온도 영역을 3℃/분 이상, 500℃/분 이하의 평균 냉각 속도로 냉각함으로써, 금속 조직의 개선이 가능해진다.

[0085]

2000배 또는 5000배의 전자 현미경으로 금속 조직을 관찰하면, μ상이 존재하는지 여부의 경계의 냉각 속도는, 450℃에서 400℃까지의 온도 영역에 있어서 약 8℃/분이다. 특히, 모든 특성에 큰 영향을 미치는 임계의 냉각 속도는, 약 3℃/분, 혹은 약 4℃/분이다. 물론, μ상의 출현은, 조성에도 의존하며, Cu 농도가 높고, Si 농도가 높으며, 금속 조직의 관계식 f1의 값이 높을수록, μ상의 형성이 빠르게 진행된다.

즉, 450℃에서 400℃까지의 온도 영역의 냉각 속도가 약 8℃/분보다 느리면, 입계에 석출되는 μ상의 장변의 길이가 약 1μm에 도달하고, 냉각 속도가 느려짐에 따라 추가로 성장한다. 그리고 냉각 속도가 약 5℃/분이 되면, μ상의 장변의 길이가 약 3μm에서 10μm가 된다. 냉각 속도가 약 3℃/분 미만이 되면, μ상의 장변의 길이가 15μm를 초과하고, 경우에 따라서는 25μm를 초과한다. μ상의 장변의 길이가 약 10μm에 도달하면, 1000배의 금속 현미경으로, μ상을 결정립계와 구별할 수 있어, 관찰하는 것이 가능해진다. 한편, 냉각 속도의 상한은, 열간 가공 온도 등에 따라 다르지만, 냉각 속도가 너무 빠르면, 고온에서 형성된 구성상이 그대로 상온으로까지 넘어가, κ상이 많아지고, 내식성, 충격 특성에 영향을 미치는 β상, γ상이 증가한다.

[0086]

현재, Pb를 함유하는 황동 합금이, 구리 합금의 압출재의 대부분을 차지한다. 이 Pb를 함유하는 황동 합금의 경우, 특허문헌 1에 있는 바와 같이, 350~550℃의 온도에서 필요에 따라서 열처리된다. 하한인 350℃는, 재결정되어, 재료가 거의 연화되는 온도이다. 상한인 550℃에서는, 재결정이 완료되어, 재결정립이 조대화하기 시작한다. 또, 온도를 올리는 것에 의한 에너지상의 문제가 있고, 또 550℃ 초과의 온도에서 열처리하면 β상이 현저하게 증가한다. 이로 인하여, 상한이 550℃라고 생각된다. 일반적인 제조 설비로서는, 배치로(batch爐), 또는 연속로가 이용되고, 배치로의 경우는, 노랭 후, 약 300℃에서 약 50℃에 도달하고 나서 공랭된다. 연속로의 경우는, 약 300℃로 재료 온도가 내려갈 때까지는 비교적 느린 속도로 냉각된다. 본 실시형태의 합금의 제조 방법과는 다른 냉각 속도로 냉각된다.

[0087]

본 실시형태의 합금의 금속 조직에 관하여, 제조 공정에서 중요한 것은, 열처리 후, 또는 열간 가공 후의 냉각 과정에서, 450℃에서 400℃의 온도 영역에 있어서의 냉각 속도이다. 냉각 속도가 3℃/분 미만인 경우, μ상이 차지하는 비율이 증대한다. μ상은, 주로, 결정립계, 상 경계를 중심으로 형성된다. 열악한 환경하에서는, μ상은, α상, κ상에 비하여 내식성이 나쁘기 때문에, μ상의 선택 부식이나 입계 부식의 원인이 된다. 또, μ상은, γ상과 마찬가지로, 응력 집중원이 되거나, 혹은 입계 미끄러짐의 원인이 되어, 충격 특성이나, 고온 강도를 저하시킨다. 바람직하게는, 열간 가공 후의 냉각에 있어서, 450℃에서 400℃의 온도 영역에 있어서의 냉각 속도는, 3℃/분 이상이고, 바람직하게는 4℃/분 이상이며, 보다 바람직하게는 8℃/분 이상이고, 상한은, 열변형의 영향을 고려하여 500℃/분 이하이며, 바람직하게는 300℃/분 이하이다.

[0088]

(냉간 가공 공정)

높은 강도를 얻기 위하여, 치수 정밀도를 양호하게 하기 위하여, 또는 압출된 코일을 직선으로 하기 위하여, 열간 압출재에 대하여 냉간 가공을 실시해도 된다. 예를 들면 열간 압출재에 대하여, 약 2%~약 20%, 바람직하게는 약 2%~약 15%, 보다 바람직하게는 약 2%~약 10%의 가공률로 냉간 추신을 실시하여, 열처리가 실시된다. 또는 열간 가공, 이어서 열처리 후, 약 2%~약 20%, 바람직하게는 약 2%~약 15%, 보다 바람직하게는 약 2%~약 10%의 가공률로, 냉간에서 신선 가공, 압연 가공이 실시되고, 경우에 따라서는 교정 공정이 더해진다. 최종 제품의 치수에 따라서는, 냉간 가공과 열처리가 반복하여 실시되는 경우도 있다. 또한, 교정 설비에 의해서만 봉재의 직선도를 향상시키는 경우, 또는 열간 가공 후의 단조품에 쇼트 피닝을 실시하는 경우가 있어, 실질적인 냉간 가공률은, 약 0.1%~약 1.5% 정도이지만, 작은 냉간 가공률이더라도, 강도는 높아진다.

냉간 가공의 이점은, 합금의 강도를 높일 수 있는 점이다. 열간 가공재에 대하여, 2%~20%의 가공률에서의 냉간 가공과, 열처리를 조합함으로써, 그 순서가 반대여도, 높은 강도, 연성, 충격 특성의 균형을 잡을 수 있어, 용도에 따라 강도 중시, 연성이나 인성 중시의 특성을 얻을 수 있다.

가공률 2~15%의 냉간 가공 후, 본 실시형태의 열처리를 실시하는 경우, 열처리에 의하여, α상, κ상의 양(兩) 상은 충분히 회복되지만, 완전하게 재결정되지 않아, 양 상에 가공 변형이 잔류한다. 동시에, γ상이 감소하는 한편, α상 내에 바늘상의 κ상(κ1상)이 존재하여 α상이 강화되고, 그리고 κ상이 증가한다. 그 결과, 연성, 충격 특성, 인장 강도, 고온 특성, 강도·연성 밸런스 지수 모두가, 열간 가공재를 상회하여, 밸런스 지수 f8은 690 이상, 나아가서는 700 이상이 된다. 또는, f9가, 715 이상, 또 725 이상에 도달한다. 이와 같은 제조 프로세스를 채용함으로써, 내식성이 우수하고, 충격 특성, 연성, 강도, 피삭성이 우수한 합금으로 완성된다.

또한, 쾌삭성 구리 합금으로서, 널리 일반적으로 사용되고 있는 구리 합금에서는, 2~15%의 냉간 가공을 실시한 후에, 505℃~575℃로 가열하면, 재결정에 의하여 강도는 큰 폭으로 저하된다. 즉, 냉간 가공을 실시한 종래의 쾌삭 구리 합금에서는, 재결정 열처리에 의하여 강도가 큰 폭으로 저하되지만, 냉간 가공을 실시한 본 실시형태의 합금은 반대로 강도가 상승하여, 매우 높은 강도를 얻는다. 이와 같이, 냉간 가공을 실시한 본 실시형태의 합금과 종래의 쾌삭 구리 합금은 열처리 후의 거동이 완전히 다른 것이다.

[0089]

(저온 소둔)

봉재, 단조품, 주물에 있어서는, 잔류 응력의 제거나 봉재의 교정을 주된 목적으로 하여, 재결정 온도 이하의 온도에서 봉재, 단조품을 저온 소둔하는 경우가 있다. 본 실시형태의 합금의 경우, 인장 강도를 유지하면서, 연신, 내력이 향상된다. 그 저온 소둔의 조건으로서, 재료 온도를 240℃ 이상 350℃ 이하로 하고, 가열 시간을 10분에서 300분으로 하는 것이 바람직하다. 또한 저온 소둔의 온도(재료 온도)를 T(℃), 가열 시간을 t(분)로 하면, 150≤(T-220)×(t)^1/2≤1200의 관계를 충족시키는 조건으로 저온 소둔을 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 여기에서, 소정의 온도 T(℃)에 도달하는 온도보다 10℃ 낮은 온도(T-10)로부터, 가열 시간 t(분)를 카운트(계측)하는 것으로 한다.

[0090]

저온 소둔의 온도가 240℃보다 낮은 경우, 잔류 응력의 제거가 불충분하고, 또 충분히 교정을 행할 수 없다. 저온 소둔의 온도가 350℃를 초과하는 경우, 결정립계, 상 경계를 중심으로 μ상이 형성된다. 저온 소둔의 시간이 10분 미만이면, 잔류 응력의 제거가 불충분하다. 저온 소둔의 시간이 300분을 초과하면, μ상이 증대된다. 저온 소둔의 온도를 높게 하거나, 혹은 시간이 길어짐에 따라, μ상이 증대되어, 내식성, 충격 특성, 고온 특성이 저하된다. 그러나, 저온 소둔을 실시함으로써, μ상의 석출은 피할 수 없어, 어떻게 하여, 잔류 응력을 제거하면서, μ상의 석출을 최소한에 그치게 할지가 포인트가 된다.

또한, (T-220)×(t)^1/2의 값의 하한은, 150이며, 바람직하게는 180 이상이고, 보다 바람직하게는 200 이상이다. 또, (T-220)×(t)^1/2의 값의 상한은, 1200이며, 바람직하게는 1100 이하이고, 보다 바람직하게는 1000 이하이다.

[0091]

이와 같은 제조 방법에 의하여, 본 발명의 제1, 2의 실시형태에 관한 고강도 쾌삭성 구리 합금이 제조된다.

열간 가공 공정, 열처리(소둔이라고도 함) 공정, 저온 소둔 공정은, 구리 합금을 가열하는 공정이다. 저온 소둔 공정을 행하지 않는 경우, 또는 저온 소둔 공정 후에 열간 가공 공정이나 열처리 공정을 행하는 경우(저온 소둔 공정이 마지막으로 구리 합금을 가열하는 공정이 되지 않는 경우), 냉간 가공의 유무에 관계없이, 열간 가공 공정, 열처리 공정 중, 후에 행하는 공정이 중요해진다. 열처리 공정 후에 열간 가공 공정을 행하거나, 또는 열간 가공 공정 후에 열처리 공정을 행하지 않는 경우(열간 가공 공정이 마지막으로 구리 합금을 가열하는 공정이 되는 경우), 열간 가공 공정은, 상술한 가열 조건과 냉각 조건을 충족시킬 필요가 있다. 열간 가공 공정 후에 열처리 공정을 행하거나, 또는 열처리 공정 후에 열간 가공 공정을 행하지 않는 경우(열처리 공정이 마지막으로 구리 합금을 가열하는 공정이 되는 경우), 열처리 공정은, 상술한 가열 조건과 냉각 조건을 충족시킬 필요가 있다. 예를 들면, 열간 단조의 공정 후에 열처리 공정을 행하지 않는 경우, 열간 단조의 공정은, 상술한 열간 단조의 가열 조건과 냉각 조건을 충족시킬 필요가 있다. 열간 단조의 공정 후에 열처리 공정을 행하는 경우, 열처리 공정이 상술한 열처리의 가열 조건과 냉각 조건을 충족시킬 필요가 있다. 이 경우, 열간 단조의 공정은, 반드시 상술한 열간 단조의 가열 조건과 냉각 조건을 충족시킬 필요는 없다.

저온 소둔 공정에서는, 재료 온도가 240℃ 이상 350℃ 이하이며, 이 온도는, μ상이 생성되는지 여부에 관련되고, γ상이 감소하는 온도 범위(575~525℃, 525~505℃)와는 관련되지 않는다. 이와 같이, 저온 소둔 공정에서의 재료 온도는, γ상의 증감에 관련되지 않는다. 이로 인하여, 열간 가공 공정이나 열처리 공정 후에, 저온 소둔 공정을 행하는 경우(저온 소둔 공정이 마지막으로 구리 합금을 가열하는 공정이 되는 경우), 저온 소둔 공정의 조건과 함께, 저온 소둔 공정 전의 공정(저온 소둔 공정의 직전에 구리 합금을 가열하는 공정)의 가열 조건이나 냉각 조건이 중요해져, 저온 소둔 공정과 저온 소둔 공정 전의 공정은, 상술한 가열 조건과 냉각 조건을 충족시킬 필요가 있다. 상세하게는, 저온 소둔 공정 전의 공정에 있어서, 열간 가공 공정, 열처리 공정 중, 후에 행하는 공정의 가열 조건이나 냉각 조건도 중요해져, 상술한 가열 조건과 냉각 조건을 충족시킬 필요가 있다. 저온 소둔 공정 후에 열간 가공 공정이나 열처리 공정을 행하는 경우, 상술한 바와 같이 열간 가공 공정, 열처리 공정 중, 후에 행하는 공정이 중요해져, 상술한 가열 조건과 냉각 조건을 충족시킬 필요가 있다. 또한, 저온 소둔 공정의 전 또는 후에 열간 가공 공정이나 열처리 공정을 행해도 된다.

[0092]

이상과 같은 구성으로 된 본 발명의 제1, 제2 실시형태에 관한 쾌삭성 합금에 의하면, 합금 조성, 조성 관계식, 금속 조직, 조직 관계식을 상술과 같이 규정하고 있기 때문에, 열악한 환경하에서의 내식성, 충격 특성, 고온 특성이 우수하다. 또, Pb의 함유량이 적어도 우수한 피삭성을 얻을 수 있다.

[0093]

이상, 본 발명의 실시형태에 대하여 설명했지만, 본 발명은 이에 한정되는 것은 아니고, 그 발명의 기술적 요건을 벗어나지 않는 범위에서 적절히 변경하는 것이 가능하다.

실시예

[0094]

이하, 본 발명의 효과를 확인하기 위하여 행한 확인 실험의 결과를 나타낸다. 또한, 이하의 실시예는, 본 발명의 효과를 설명하기 위한 것으로서, 실시예에 기재된 구성 요건, 프로세스, 조건이 본 발명의 기술적 범위를 한정하는 것은 아니다.

[0095]

(실시예 1)

<실제 조업(操業) 실험>

실제 조업에서 사용하고 있는 저주파 용해로 및 반연속 주조기를 이용하여 구리 합금의 시작(試作) 시험을 실시했다. 표 2에 합금 조성을 나타낸다. 또한, 실제 조업 설비를 이용하고 있는 점에서, 표 2에 나타내는 합금에 있어서는 불순물에 대해서도 측정했다. 또, 제조 공정은, 표 5~표 11에 나타내는 조건으로 했다.

[0096]

(공정 No. A1~A14, AH1~AH14)

실제 조업하고 있는 저주파 용해로 및 반연속 주조기에 의하여 직경 240mm의 빌릿을 제조했다. 원료는, 실제 조업에 준한 것을 사용했다. 빌릿을 길이 700mm로 절단하여 가열했다. 열간 압출을 행하여 직경 25.6mm의 환봉상으로 하고, 코일에 권취했다(압출재). 이어서, 코일의 보온과 팬의 조정에 의하여, 575℃~525℃의 온도 영역, 및 450℃에서 400℃의 온도 영역을 20℃/분의 냉각 속도로 압출재를 냉각했다. 400℃ 이하의 온도 영역에서도 약 20℃/분의 냉각 속도로 냉각했다. 온도 측정은, 열간 압출의 종반을 중심으로 방사 온도계를 이용하여 행하고, 압출기로부터 압출되었을 때로부터 약 3~4초 후의 압출재의 온도를 측정했다. 또한, 온도 측정에는, 다이도 도쿠슈코 주식회사제의 모델 DS-06DF의 방사 온도계를 이용했다.

그 압출재의 온도의 평균값이 표 5, 6에 나타내는 온도의 ±5℃((표 5, 6에 나타내는 온도)-5℃~(표 5, 6에 나타내는 온도)+5℃의 범위 내)인 것을 확인했다.

공정 No. AH14에서는, 압출 온도를 580℃로 했다. 공정 AH14 이외의 공정에서는, 압출 온도를 640℃로 했다. 압출 온도가 580℃인 공정 No. AH14에서는, 준비한 2 종류의 재료 모두, 마지막까지 압출할 수 없어 단념했다.

압출 후, 공정 No. AH1에서는, 교정만을 실시했다. 공정 No. AH2에서는, 직경 25.6mm의 압출재를 직경 25.0mm로 냉간에서 추신했다.

공정 No. A1~A6, AH3~AH6에서는, 직경 25.6mm의 압출재를 직경 25.0mm로 냉간에서 추신했다. 추신재를 실제 조업의 전기로(電氣爐) 또는 실험실의 전기로에서, 소정의 온도, 시간으로 가열 유지하며, 냉각 과정의 575℃에서 525℃의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도, 또는 450℃에서 400℃의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도를 변화시켰다.

공정 No. A7~A9, AH7~AH8에서는, 직경 25.6mm의 압출재를 직경 25.0mm로 냉간에서 추신했다. 추신재를 연속로에서 열처리하여, 최고 도달 온도, 냉각 과정의 575℃에서 525℃의 온도 영역에서의 냉각 속도, 또는 450℃에서 400℃의 온도 영역에서의 냉각 속도를 변화시켰다.

공정 No. A10, A11에서는, 직경 25.6mm의 압출재를 열처리했다. 이어서, 공정 No. A10, A11에 있어서, 냉간 가공률이 각각 약 5%, 약 8%인 냉간 추신을 실시하고, 그리고 직경을 각각 25mm, 24.5mm로 하여 교정했다(열처리 후에 추신, 교정).

공정 No. A12는, 추신 후의 치수가 φ24.5mm인 것 이외에는, 공정 No. A1과 동일한 공정이다.

공정 No. A13, 공정 No. A14와, 공정 No. AH12, 공정 No. AH13에서는, 열간 압출 후의 냉각 속도를 변경하여, 냉각 과정의 575℃에서 525℃의 온도 영역에서의 냉각 속도, 또는 450℃에서 400℃의 온도 영역에서의 냉각 속도를 변화시켰다.

열처리 조건에 관하여, 표 5, 6에 나타내는 바와 같이, 열처리의 온도를 490℃에서 635℃까지 변화시키고, 유지 시간도 5분에서 180분으로 변화시켰다.

또한, 이하의 표에 있어서, 열처리 전에 냉간 추신을 행한 경우를 "○"로 나타내고, 행하지 않은 경우를 "-"으로 나타냈다.

합금 No. 1에 관해서는, 용탕을 유지로로 옮기고, Sn, Fe를 추가로 함유시켜, 공정 No. EH1, E1을 행하여, 평가했다.

[0097]

(공정 No. B1~B3, BH1~BH3)

공정 No. A10에서 얻어진 직경 25mm의 재료(봉재)를, 길이 3m로 절단했다. 이어서, 이 봉재를 거푸집에 나열하고, 교정 목적으로 저온 소둔했다. 그때의 저온 소둔 조건을 표 8에 나타내는 조건으로 했다.

또한, 표 중의 조건식의 값은, 이하의 식의 값이다.

(조건식)=(T-220)×(t)^1/2

T: 온도(재료 온도)(℃), t: 가열 시간(분)

결과는, 공정 No. BH1만이, 직선도가 나빴다. 이로 인하여, 공정 No. BH1에서 제작된 구리 합금에 관하여, 특성의 평가를 행하지 않았다.

[0098]

(공정 No. C0, C1)

실제 조업하고 있는 저주파 용해로 및 반연속 주조기에 의하여 직경 240mm의 주괴(빌릿)를 제조했다. 원료는, 실제 조업에 준한 것을 사용했다. 빌릿을 길이 500mm로 절단하여 가열했다. 그리고, 열간 압출을 행하여 직경 50mm의 환봉상의 압출재로 했다. 이 압출재는, 직봉의 형상으로 압출 테이블에 압출했다. 온도 측정은, 압출의 종반을 중심으로 방사 온도계를 이용하여 행하고, 압출기로부터 압출된 시점으로부터 약 3초~4초 후의 압출재의 온도를 측정했다. 그 압출재의 온도의 평균값이 표 9에 나타내는 온도의 ±5℃((표 9에 나타내는 온도)-5℃~(표 9에 나타내는 온도)+5℃의 범위 내)인 것을 확인했다. 또한, 압출 후의 575℃에서 525℃의 냉각 속도 및 450℃에서 400℃의 냉각 속도는, 각각 15℃/분, 15℃/분이었다(압출재). 후술하는 공정에서, 공정 No. C0에서 얻어진 압출재(환봉)를 단조용 소재로서 이용했다. 공정 No. C1은, 560℃에서, 60분 가열하고, 이어서 450℃에서 400℃의 냉각 속도를 12℃/분으로 했다.

[0099]

(공정 No. D1~D7, DH1~DH6)

공정 No. C0에서 얻어진 직경 50mm의 환봉을 길이 180mm로 절단했다. 이 환봉을 가로 배치로 하고, 열간 단조 프레스 능력 150톤의 프레스기로, 두께 16mm로 단조했다. 소정의 두께로 열간 단조된 직후로부터 약 3초~약 4초 경과 후에, 방사 온도계를 이용하여 온도의 측정을 행했다. 열간 단조 온도(열간 가공 온도)는, 표 10에 나타내는 온도±5℃의 범위((표 10에 나타내는 온도)-5℃~(표 10에 나타내는 온도)+5℃의 범위 내)인 것을 확인했다.

공정 No. D1~D4, DH2, DH6에서는, 실험실의 전기로에서 열처리를 행하고, 열처리의 온도, 시간, 575℃에서 525℃의 온도 영역에서의 냉각 속도, 및 450℃에서 400℃의 온도 영역에서의 냉각 속도를 변경하여 실시했다.

공정 No. D5, D7, DH3, DH4에서는, 연속로에서, 565℃ 내지 590℃에서 3분간 가열하고, 냉각 속도를 변경하여 실시했다.

또한, 열처리의 온도는, 재료의 최고 도달 온도이며, 유지 시간으로서는, 최고 도달 온도로부터 (최고 도달 온도-10℃)까지의 온도 영역에서 유지된 시간을 채용했다.

공정 No. DH1, D6, DH5에서는, 열간 단조 후의 냉각에서, 575℃에서 525℃, 및 450℃에서 400℃의 온도 영역에서의 냉각 속도를 변경하여 실시했다. 또한, 모두 단조 후의 냉각으로 시료의 제작 작업을 종료했다.

[0100]

<실험실 실험>

실험실 설비를 이용하여 구리 합금의 시작 시험을 실시했다. 표 3 및 표 4에 합금 조성을 나타낸다. 또한, 잔부는 Zn 및 불가피 불순물이다. 표 2에 나타내는 조성의 구리 합금도 실험실 실험에 이용했다. 또, 제조 공정은, 표 12~표 16에 나타내는 조건으로 했다.

[0101]

(공정 No. E1, EH1)

실험실에 있어서, 소정의 성분비로 원료를 용해했다. 직경 100mm, 길이 180mm의 금형에 용탕을 캐스팅하여, 빌릿을 제작했다. 또한, 실제 조업하고 있는 용해로로부터도, 용탕의 일부를 직경 100mm, 길이 180mm의 금형에 캐스팅하여, 빌릿을 제작했다. 이 빌릿을 가열하여, 공정 No. E1, EH1에서는 직경 40mm의 환봉으로 압출했다.

압출 시험기가 정지한 직후에 방사 온도계를 이용하여 온도 측정을 행했다. 결과적으로 압출기로부터 압출되었을 때로부터 약 3초 또는 4초 후의 압출재의 온도에 상당한다.

공정 No. EH1에서는, 압출로 시료의 제작 작업을 종료로 하고, 얻어진 압출재는, 후술하는 공정에서, 열간 단조 소재로서 이용했다.

공정 No. E1에서는, 압출 후에 표 12에 나타내는 조건으로 열처리를 행했다.

[0102]

(공정 No. F1~F5, FH1, FH2)

공정 No. EH1, 및 후술하는 공정 No. PH1에서 얻어진 직경 40mm의 환봉을 길이 180mm로 절단했다. 공정 No. EH1의 환봉 또는 공정 No. PH1의 주물을 가로 배치로 하고, 열간 단조 프레스 능력 150톤의 프레스기로, 두께 15mm로 단조했다. 소정의 두께로 열간 단조된 직후로부터 약 3초~4초 경과 후에, 방사 온도계를 이용하여 온도의 측정을 행했다. 열간 단조 온도(열간 가공 온도)는, 표 13에 나타내는 온도±5℃의 범위((표 13에 나타내는 온도)-5℃~(표 13에 나타내는 온도)+5℃의 범위 내)인 것을 확인했다.

575℃에서 525℃까지의 온도 영역에서의 냉각 속도, 및 450℃에서 400℃까지의 온도 영역에서의 냉각 속도를 각각 20℃/분, 18℃/분으로 했다. 공정 No. FH1에서는, 공정 No. EH1에서 얻어진 환봉에 대하여 열간 단조를 실시했는데, 열간 단조 후의 냉각으로 시료의 제작 작업을 종료로 했다.

공정 No. F1, F2, F3, FH2에서는, 공정 No. EH1에서 얻어진 환봉에 대하여 열간 단조를 실시하고, 열간 단조 후에 열처리를 행했다. 가열 조건, 575℃에서 525℃까지의 온도 영역에서의 냉각 속도, 및 450℃에서 400℃까지의 온도 영역에서의 냉각 속도를 변경하여 열처리를 실시했다.

공정 No. F4, F5에서는, 단조 소재로서 금형에 캐스팅된 주물(No. PH1)을 이용하여, 열간 단조했다. 열간 단조 후에 가열 조건, 냉각 속도를 변경하여 열처리(소둔)를 실시했다.

[0103]

(공정 No. P1~P3, PH1)

공정 No. PH1에서는, 소정의 성분비로 원료를 용해한 용탕을, 내경 φ40mm의 금형에 캐스팅하여, 주물을 얻었다. 실제 조업하고 있는 용해로로부터, 용탕의 일부를 내경 40mm의 금형에 캐스팅하여, 주물을 제작했다.

공정 No. PC에서는, 연속 주조에 의하여 직경 φ40mm의 연속 주조봉을 제작했다(표에 기재 없음).

공정 No. P1에서는, 공정 No. PH1의 주물에 대하여 열처리를 실시하고, 공정 No. P2, P3에서는, 공정 No. PC의 주물에 대하여 열처리를 실시했다. 공정 No. P1~P3에서는, 가열 조건, 냉각 속도를 변경하여 열처리를 실시했다.

[0104]

공정 No. R1에서는, 실제 조업하고 있는 용해로로부터, 용탕의 일부를, 35mm×70mm의 주형에 캐스팅했다. 주물의 표면을 면삭(面削)하여 30mm×65mm로 하고, 780℃로 가열하여, 3패스의 열간 압연을 실시하여 두께를 8mm로 했다. 최종의 열간 압연의 종료 후, 약 3초~약 4초 후의 재료 온도는 640℃이며, 그 후에 공랭했다. 그리고 얻어진 압연판을 전기로로 열처리했다.

[0105]

[0106]

[0107]

[0108]

[0109]

[0110]

[0111]

[0112]

[0113]

[0114]

[0115]

[0116]

[0117]

[0118]

[0119]

[0120]

상술한 시험재에 대하여, 이하의 수순으로, 금속 조직 관찰, 내식성(탈아연 부식 시험/침지 시험), 피삭성에 대하여 평가를 행했다.

[0121]

(금속 조직의 관찰)

이하의 방법에 의하여 금속 조직을 관찰하고, α상, κ상, β상, γ상, μ상의 면적률(%)을 화상 해석에 의하여 측정했다. 또한, α'상, β'상, γ'상은, 각각 α상, β상, γ상에 포함시키는 것으로 했다.

각 시험재의 봉재, 단조품을, 길이 방향에 대하여 평행하게, 또는 금속 조직의 유동 방향에 대하여 평행하게 절단했다. 이어서 표면을 연경(경면 연마)하고, 과산화 수소와 암모니아수의 혼합액으로 에칭했다. 에칭에서는, 3vol%의 과산화 수소수 3mL와, 14vol%의 암모니아수 22mL를 혼합한 수용액을 이용했다. 약 15℃~약 25℃의 실온에서 이 수용액에 금속의 연마면을 약 2초~약 5초 침지했다.

금속 현미경을 이용하여, 주로 배율 500배로 금속 조직을 관찰하고, 금속 조직의 상황에 따라서는 1000배로 금속 조직을 관찰했다. 5시야의 현미경 사진에 있어서, 화상 처리 소프트웨어 "Photoshop CC"를 이용하여, 각 상(α상, κ상, β상, γ상, μ상)을 수동으로 전부 칠했다. 이어서 화상 해석 소프트웨어 "WinROOF2013"으로 2치화하여, 각 상의 면적률을 구했다. 상세하게는, 각 상에 대하여, 5시야의 면적률의 평균값을 구하고, 평균값을 각 상의 상 비율로 했다. 그리고, 모든 구성상의 면적률의 합계를 100%로 했다.

γ상, μ상의 장변의 길이는, 이하의 방법에 의하여 측정했다. 주로 500배, 판별하기 어려운 경우는 1000배의 금속 현미경 사진을 이용하고, 1시야에 있어서, γ상의 장변의 최대 길이를 측정했다. 이 작업을 임의의 5시야에 있어서 행하고, 얻어진 γ상의 장변의 최대 길이의 평균값을 산출하여, γ상의 장변의 길이로 했다. 마찬가지로, μ상의 크기에 따라, 500배 또는 1000배의 금속 현미경 사진, 혹은 2000배 또는 5000배의 2차 전자상 사진(전자 현미경 사진)을 이용하고, 1시야에 있어서, μ상의 장변의 최대 길이를 측정했다. 이 작업을 임의의 5시야에 있어서 행하고, 얻어진 μ상의 장변의 최대 길이의 평균값을 산출하여, μ상의 장변의 길이로 했다.

구체적으로는, 약 70mm×약 90mm의 사이즈로 프린트 아웃한 사진을 이용하여 평가했다. 500배의 배율인 경우, 관찰 시야의 사이즈는 276μm×220μm였다.

[0122]

상의 동정(同定)이 곤란한 경우는, FE-SEM-EBSP(Electron Back Scattering Diffracton Pattern)법에 의하여, 배율 500배 또는 2000배로 상을 특정했다.

또, 냉각 속도를 변화시킨 실시예에 있어서는, 주로 결정립계에 석출되는 μ상의 유무를 확인하기 위하여, 니혼 덴시 주식회사제의 JSM-7000F를 이용하여, 가속 전압 15kV, 전륫값(설정값 15)의 조건으로, 2차 전자상을 촬영하고, 2000배 또는 5000배의 배율로 금속 조직을 확인했다. 2000배 또는 5000배의 2차 전자상으로 μ상을 확인할 수 있어도, 500배 또는 1000배의 금속 현미경 사진으로 μ상을 확인할 수 없는 경우는, 면적률로는 산정하지 않았다. 즉, 2000배 또는 5000배의 2차 전자상으로 관찰되었지만 500배 또는 1000배의 금속 현미경 사진에서는 확인할 수 없었던 μ상은, μ상의 면적률에는 포함시키지 않았다. 왜냐하면, 금속 현미경으로 확인할 수 없는 μ상은, 주로 장변의 길이가 5μm 이하, 폭은 0.3μm 이하이기 때문에, 면적률에 미치는 영향은 작기 때문이다.

μ상의 길이는, 임의의 5시야에서 측정하고, 상술한 바와 같이 5시야의 최장의 길이의 평균값을 μ상의 장변의 길이로 했다. μ상의 조성 확인은, 부속의 EDS로 행했다. 또한, μ상을 500배 또는 1000배에서 확인할 수 없었지만, 보다 높은 배율에서 μ상의 장변의 길이가 측정된 경우, 표 중의 측정 결과에 있어서, μ상의 면적률은 0%이지만 μ상의 장변의 길이는 기재하고 있다.

[0123]

(μ상의 관찰)

μ상에 관해서는, 열간 압출 후나 열처리 후, 450℃~400℃의 온도 영역을 8℃/분, 또는 15℃/분 이하의 냉각 속도로 냉각하면, μ상의 존재를 확인할 수 있었다. 도 1은, 시험 No. T05(합금 No. S01/공정 No. A3)의 2차 전자상의 일례를 나타낸다. α상의 결정립계에, μ상이 석출되고 있는 것이 확인되었다(백회색의 가늘고 긴 상).

[0124]

(α상 중에 존재하는 바늘상의 κ상)

α상 중에 존재하는 바늘상의 κ상(κ1상)은, 폭이 약 0.05μm에서 약 0.5μm이고, 가늘고 긴 직선상, 바늘상의 형태이다. 폭이 0.1μm 이상이면, 금속 현미경으로, κ1상의 존재를 확인할 수 있다.

도 2는, 대표적인 금속 현미경 사진으로서, 시험 No. T73(합금 No. S02/공정 No. A1)의 금속 현미경 사진을 나타낸다. 도 3은, 대표적인 α상 내에 존재하는 바늘상의 κ상의 전자 현미경 사진으로서, 시험 No. T73(합금 No. S02/공정 No. A1)의 전자 현미경 사진을 나타낸다. 또한, 도 2, 3의 관찰 개소는 동일하지 않다. 구리 합금에 있어서는, α상에 존재하는 쌍정과 혼동할 우려가 있지만, α상 중에 존재하는 κ상은, κ상 자신의 폭이 좁고, 쌍정은 2개로 1세트가 되어 있기 때문에, 구별이 된다. 도 2의 금속 현미경 사진에 있어서, α상 내에, 가늘고 긴 직선적인 바늘상의 모양의 상이 확인된다. 도 3의 2차 전자상(전자 현미경 사진)에 있어서, 명료하게, α상 내에 존재하는 모양이, κ상인 것이 확인된다. κ상의 두께는, 약 0.1~약 0.2μm였다.

α상 중에서의 바늘상의 κ상의 양(수)은, 금속 현미경으로 판단했다. 금속 구성상의 판정(금속 조직 관찰)에서 촬영된 배율 500배 또는 1000배의 5시야의 현미경 사진을 이용했다. 세로가 약 70mm, 가로가 약 90mm인 치수로 프린트 아웃한 확대 시야에 있어서, 바늘상의 κ상의 수를 측정하고, 5시야의 평균값을 구했다. 바늘상의 κ상의 수의 5시야에서의 평균값이 20 이상 70 미만인 경우, 바늘상의 κ상을 대략 충분히 갖는다고 판단하여, "△"라고 표기했다. 바늘상의 κ상의 수의 5시야에서의 평균값이 70 이상인 경우, 많은 바늘상의 κ상을 갖는다고 판단하여, "○"라고 표기했다. 바늘상의 κ상의 수의 5시야에서의 평균값이 19 이하인 경우, 바늘상의 κ상을 갖지 않거나, 또는 충분한 양의 바늘상의 κ상이 존재하지 않는다고 판단하여, "×"라고 표기했다. 사진으로 확인할 수 없는 바늘상의 κ1상의 수는 포함시키지 않았다.

[0125]

(기계적 특성)

(인장 강도)

각 시험재를 JIS Z 2241의 10호 시험편으로 가공하고, 인장 강도의 측정을 행했다. 냉간 가공 공정을 포함하지 않는 열간 압출재, 혹은 열간 단조재의 인장 강도가, 550N/mm² 이상, 바람직하게는 580N/mm² 이상, 보다 바람직하게는, 600N/mm² 이상, 최적으로는 625N/mm² 이상이면, 쾌삭성 구리 합금 중에서도 최고의 수준이며, 각 분야에서 사용되는 부재의 박육·경량화, 혹은 허용 응력의 증대를 도모할 수 있다.

또한, 본 실시형태의 합금은, 높은 인장 강도를 갖는 구리 합금이기 때문에, 인장 시험편의 완성면 조도가, 연신이나 인장 강도에 영향을 미친다. 이로 인하여, 하기의 조건을 충족시키도록 인장 시험편을 제작했다.

(인장 시험편의 완성면 조도의 조건)

인장 시험편의 표점 간의 임의의 장소의 기준 길이 4mm당 단면 곡선에 있어서, Z축의 최댓값과 최솟값의 차가 2μm 이하인 것. 단면 곡선이란, 측정 단면 곡선에 컷 오프값 λs의 저감 필터를 적용하여 얻어지는 곡선을 가리킨다.

(고온 크리프)

각 시험편으로부터, JIS Z 2271의 직경 10mm의 플랜지가 있는 시험편을 제작했다. 실온의 0.2% 내력에 상당하는 하중을 시험편에 가한 상태에서, 150℃에서 100시간 경과 후의 크리프 변형을 측정했다. 0.2% 내력 즉 상온에 있어서의 표점 간의 연신으로, 0.2%의 소성 변형에 상당하는 하중을 더하고, 이 하중을 가한 상태에서 시험편을 150℃, 100시간 유지한 후의 크리프 변형이 0.3% 이하이면 양호하다. 이 크리프 변형이 0.2% 이하이면, 구리 합금에서는 최고의 수준이며, 예를 들면, 고온에서 사용되는 밸브, 엔진 룸에 가까운 자동차 부품에서는, 신뢰성이 높은 재료로서 사용할 수 있다.

(충격 특성)

충격 시험에서는, 압출봉재, 단조재 및 그 대체재, 주조재, 연속 주조봉재로부터, JIS Z 2242에 준한 U 노치 시험편(노치 깊이 2mm, 노치 바닥 반경 1mm)을 채취했다. 반경 2mm의 충격날로 샤르피 충격 시험을 행하여, 충격값을 측정했다.

또한, V 노치 시험편과 U 노치 시험편에서 행했을 때의 충격값의 관계는, 대략 이하와 같다.

(V 노치 충격값)=0.8×(U 노치 충격값)-3

[0126]

(피삭성)

피삭성의 평가는, 이하와 같이, 선반(旋盤)을 이용한 절삭 시험으로 평가했다.

직경 50mm, 40mm, 또는 25.6mm의 열간 압출봉재, 직경 25mm(24.5mm)의 냉간 추신재, 및 주물에 대해서는, 절삭 가공을 실시하고 직경을 18mm로 하여 시험재를 제작했다. 단조재에 대해서는, 절삭 가공을 실시하고 직경을 14.5mm로 하여 시험재를 제작했다. 포인트 노즈·스트레이트 공구, 특히 칩 브레이커가 형성되어 있지 않은 텅스텐·카바이드 공구를 선반에 장착했다. 이 선반을 이용하여, 건식하에서, 경사각 -6도, 노즈 반경 0.4mm, 절삭 속도 150m/분, 절삭 깊이 1.0mm, 전송 속도 0.11mm/rev의 조건으로, 직경 18mm 또는 직경 14.5mm의 시험재의 원주 상을 절삭했다.

공구에 장착된 3부분으로 이루어지는 동력계(미호 덴키 세이사쿠쇼제, AST식 공구 동력계 AST-TL1003)로부터 발생하는 시그널이, 전기적 전압 시그널로 변환되어, 리코더에 기록되었다. 다음으로 이들 시그널은 절삭 저항(N)으로 변환되었다. 따라서, 절삭 저항, 특히 절삭 시에 가장 높은 값을 나타내는 주 분력을 측정함으로써, 합금의 피삭성을 평가했다.

동시에 부스러기를 채취하여, 부스러기 형상에 의하여 피삭성을 평가했다. 실용의 절삭에서 가장 문제가 되는 것은, 부스러기가 공구에 휘감기거나, 부스러기 부피가 커지는 것이다. 이로 인하여, 부스러기 형상이 1회 이하 감긴 부스러기밖에 생성하지 않은 경우를 양호 "○"(good)라고 평가했다. 부스러기 형상이 1회 감긴 것을 초과하여 3회까지 감긴 부스러기가 생성된 경우를 가능 "△"(fair)라고 평가했다. 부스러기 형상이 3회를 초과하여 감긴 부스러기가 생성된 경우를 "×"(poor)라고 평가했다. 이와 같이, 3단계의 평가를 했다.

절삭 저항은, 재료의 강도, 예를 들면, 전단 응력, 인장 강도나 0.2% 내력에도 의존하고, 강도가 높은 재료일수록 절삭 저항이 높아지는 경향이 있다. 절삭 저항이 Pb를 1~4% 함유하는 쾌삭 황동봉의 절삭 저항에 대하여 약 10%에서 약 20% 높아지는 정도이면, 실용상 충분히 허용된다. 본 실시형태에 있어서는, 절삭 저항이 130N을 경계(경곗값)로 하여 평가했다. 상세하게는, 절삭 저항이 130N 이하이면, 피삭성이 우수하다(평가: ○)고 평가했다. 절삭 저항이 130N 초과 150N 이하이면, 피삭성을 "가능(△)"이라고 평가했다. 절삭 저항이 150N 초과이면, "불가(×)"라고 평가했다. 참고로, 58mass%Cu-42mass%Zn 합금에 대하여 공정 No. F1을 실시하여 시료를 제작하여 평가한바, 절삭 저항은 185N이었다.

[0127]

(열간 가공 시험)

직경 50mm, 직경 40mm, 직경 25.6mm, 또는 직경 25.0mm의 봉재, 및 주물을 절삭에 의하여 직경 15mm로 하고, 길이 25mm로 절단하여, 시험재를 제작했다. 시험재를 740℃ 또는 635℃에서 15분간 유지했다. 이어서 시험재를 세로 배치로 하고, 열간 압축 능력 10톤으로 전기로가 병설되어 있는 암슬러 시험기를 이용하여, 변형 속도 0.02/초, 가공률 80%로 고온 압축하여, 두께 5mm로 했다.

열간 가공성의 평가는, 배율 10배의 확대경을 이용하여, 0.2mm 이상의 개구된 균열이 관찰된 경우, 균열 발생이라고 판단했다. 740℃, 635℃의 2조건 모두 균열이 발생하지 않았을 때를 "○"(good)라고 평가했다. 740℃에서 균열이 발생했지만 635℃에서 균열이 발생하지 않은 경우를 "△"(fair)라고 평가했다. 740℃에서 균열이 발생하지 않았지만 635℃에서 균열이 발생한 경우를 "▲"(fair)라고 평가했다. 740℃, 635℃의 2조건 모두 균열이 발생한 경우를 "×"(poor)라고 평가했다.

740℃, 635℃의 2조건에서 균열이 발생하지 않은 경우, 실용상의 열간 압출, 열간 단조에 관하여, 실시상, 다소의 재료의 온도 저하가 발생해도, 또 금형이나 다이스와 재료가 순간이지만 접촉하여, 재료의 온도 저하가 있어도, 적정한 온도에서 실시하면, 실용상 문제는 없다. 740℃, 635℃ 중 어느 하나의 온도에서 균열이 발생한 경우, 열간 가공이 실시 가능하다고 판단되지만, 실용상의 큰 제약을 받아, 보다 좁은 온도 범위에서 관리할 필요가 있다. 740℃, 635℃의 양자의 온도에서, 균열이 발생한 경우는, 실용상 큰 문제가 있다고 판단되어 불가이다.

[0128]

(코킹(굽힘) 가공성)

코킹(굽힘) 가공성을 평가하기 위하여, 봉재, 단조재의 외주를 절삭하여 외경을 13mm로 하고, 직경 φ10mm의 드릴로 구멍을 뚫어, 길이를 10mm로 절단했다. 이상에 의하여, 외경 13mm, 두께 1.5mm, 길이 10mm의 원통형 시료를 제작했다. 이 시료를 바이스에 끼워, 인력(人力)에 의하여 타원형으로 편평하게 하여, 균열의 유무를 조사했다.

균열 발생 시의 코킹율(편평율)을 이하의 식에 의하여 산출했다.

(코킹율)=(1-(편평하게 한 후의 내측의 단변의 길이)/(내경))×100(%)

(편평하게 한 후의 내측의 단변의 길이(mm))=(편평하게 한 타원 형상의 외측의 단변의 길이)-(두께)×2

(내경(mm))=(원통의 외경)-(두께)×2

또한, 원통상의 재료에 힘을 가하여 편평하게 하고, 하중 제거하면 스프링 백에 의하여, 원래의 형상으로 되돌아가려고 하지만, 여기에서는, 영구 변형된 형상을 가리킨다.

여기에서, 균열 발생할 때의 코킹율(굽힘 가공률)이, 30% 이상인 경우, 코킹(굽힘) 가공성을 "○"(양호, good)라고 평가했다. 코킹율(굽힘 가공률)이 15% 이상, 30% 미만인 경우, 코킹(굽힘) 가공성을 "△"(가능, fair)라고 평가했다. 코킹율(굽힘 가공률)이 15% 미만인 경우, 코킹(굽힘) 가공성을 "×"(불가, poor)라고 평가했다.

참고로 시판 중인 Pb 첨가 쾌삭 황동봉(59%Cu-3%Pb-잔부 Zn)으로 코킹 시험을 한바, 코킹율이 9%였다. 우수한 쾌삭성을 구비하는 합금은, 어떤 종류의 부서지기 쉬움이 있다.

[0129]

(탈아연 부식 시험 1)

시험재가 압출재인 경우, 시험재의 노출 시료 표면이 압출 방향에 대하여 수직이 되도록 시험재를 페놀 수지재에 메워 넣었다. 시험재가 주물재(주조봉)인 경우, 시험재의 노출 시료 표면이 주물재의 길이 방향에 대하여 수직이 되도록 시험재를 페놀 수지재에 메워 넣었다. 시험재가 단조재인 경우, 시험재의 노출 시료 표면이 단조의 유동 방향에 대하여 수직이 되도록 하여 페놀 수지재에 메워 넣었다.

시료 표면을 1200번까지의 에머리지(紙)에 의하여 연마하고, 이어서, 순수 중에서 초음파 세정하여 블로어로 건조했다. 그 후, 각 시료를, 준비한 침지액에 침지했다.

시험 종료 후, 노출 표면이, 압출 방향, 길이 방향, 또는 단조의 유동 방향에 대하여 직각을 유지하도록, 시료를 페놀 수지재에 다시 메워 넣었다. 다음으로, 부식부의 단면이 가장 긴 절단부로서 얻어지도록 시료를 절단했다. 계속해서 시료를 연마했다.

금속 현미경을 이용하여, 500배의 배율로 현미경의 시야 10개소(임의의 10개소의 시야)에서, 부식 깊이를 관찰했다. 가장 깊은 부식 포인트가 최대 탈아연 부식 깊이로서 기록되었다.

[0130]

탈아연 부식 시험에서는, 침지액으로서 이하의 시험액을 준비하여 상기의 작업을 실시했다.

시험액은, 증류수에 시판 중인 약제를 투입하여 조정했다. 부식성이 높은 수돗물을 상정하고, 염화물 이온 80mg/L, 황산 이온 40mg/L, 질산 이온 30mg/L를 투입했다. 알칼리도 및 경도는 일본의 일반적인 수돗물을 기준으로 각각 30mg/L, 60mg/L로 조정했다. pH를 6.5로 낮추기 위하여 이산화 탄소를 유량 조정하면서 투입하고, 용존 산소 농도를 포화시키기 위하여 산소 가스를 상시 투입했다. 수온은 25℃±5℃(20~30℃)로 행했다. 이 용액을 이용하면, 그 열악한 부식 환경에서의 약 50배의 가속 시험이 되는 것이 추정된다. 최대 부식 깊이가 50μm 이하이면, 내식성은 양호하다. 우수한 내식성이 요구되는 경우는, 최대 부식 깊이는, 바람직하게는 35μm 이하이며, 더 바람직하게는 25μm 이하라고 추정된다. 본 실시예에서는, 이들 추정값을 기초로 평가했다.

또한, 시험액 중에 시료를 3개월간 유지했다. 이어서, 수용액 중으로부터 시료를 꺼내고, 그 탈아연 부식 깊이의 최댓값(최대 탈아연 부식 깊이)을 측정했다.

[0131]

(탈아연 부식 시험 2: ISO 6509 탈아연 부식 시험)

본 시험은, 탈아연 부식 시험 방법으로서, 많은 나라에서 채용되고 있으며, JIS 규격에 있어서도, JIS H 3250으로 규정되어 있다.

탈아연 부식 시험과 마찬가지로, 시험재를 페놀 수지재에 메워 넣었다. 각 시료를, 1.0%의 염화 제2 구리 2수화염(CuCl₂·2H₂O)의 수용액(12.7g/L) 중에 침지하여, 75℃의 온도 조건하에서 24시간 유지했다. 그 후, 수용액 중으로부터 시료를 꺼냈다.

노출 표면이 압출 방향, 길이 방향, 또는 단조의 유동 방향에 대하여 직각을 유지하도록, 시료를 페놀 수지재에 다시 메워 넣었다. 다음으로, 부식부의 단면이 가장 긴 절단부로서 얻어지도록 시료를 절단했다. 계속해서 시료를 연마했다.

금속 현미경을 이용하여, 100배, 또는 500배의 배율로, 현미경의 시야 10개소에서, 부식 깊이를 관찰했다. 가장 깊은 부식 포인트가 최대 탈아연 부식 깊이로서 기록되었다.

또한, ISO 6509의 시험을 행했을 때, 최대 부식 깊이가 200μm 이하이면, 실용상의 내식성에 관하여 문제없는 레벨로 되어 있다. 특히 우수한 내식성이 요구되는 경우는, 최대 부식 깊이는, 바람직하게는 100μm 이하이며, 더 바람직하게는 50μm 이하로 되어 있다.

본 시험에 있어서, 최대 부식 깊이가 200μm를 초과하는 경우는 "×"(poor)라고 평가했다. 최대 부식 깊이가 50μm 초과, 200μm 이하인 경우를 "△"(fair)라고 평가했다. 최대 부식 깊이가 50μm 이하인 경우를 "○"(good)라고 엄격하게 평가했다. 본 실시형태는, 열악한 부식 환경을 상정하고 있기 때문에 엄격한 평가기준을 채용하여, 평가가 "○"인 경우만을, 내식성이 양호하다고 했다.

[0132]

평가 결과를 표 17~표 55에 나타낸다.

시험 No. T01~T62, T71~T114, T121~T169는, 실제 조업의 실험에서의 결과이다. 시험 No. T201~T208은, 실제 조업로(操業爐)의 용탕에, 의도적으로 추가로 Sn, Fe를 함유시킨 것이다. 시험 No. T301~T337은, 실험실의 실험에서의 실시예에 상당하는 결과이다. 시험 No. T501~T537은, 실험실의 실험에서의 비교예에 상당하는 결과이다.

또한, 표 중의 μ상의 장변의 길이에 관하여, 값 "40"은, 40μm 이상을 의미한다. 또, 표 중의 γ상의 장변의 길이에 관하여, 값 "150"은, 150μm 이상을 의미한다.

[0133]

[0134]

[0135]

[0136]

[0137]

[0138]

[0139]

[0140]

[0141]

[0142]

[0143]

[0144]

[0145]

[0146]

[0147]

[0148]

[0149]

[0150]

[0151]

[0152]

[0153]

[0154]

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[0157]

[0158]

[0159]

[0160]

[0161]

[0162]

[0163]

[0164]

[0165]

[0166]

[0167]

[0168]

[0169]

[0170]

[0171]

[0172]

이상의 실험 결과는, 이하와 같이 정리할 수 있다.

1) 본 실시형태의 조성을 만족시키고, 조성 관계식 f1, f2, 금속 조직의 요건, 및 조직 관계식 f3, f4, f5, f6을 충족시킴으로써, 소량의 Pb의 함유로, 양호한 피삭성이 얻어지며, 양호한 열간 가공성, 열악한 환경하에서의 우수한 내식성을 구비하고, 또한 고강도이며, 양호한 연성, 충격 특성, 굽힘 가공성, 고온 특성을 갖는 열간 압출재, 열간 단조재가 얻어지는 것을 확인할 수 있었다(예를 들면, 합금 No. S01, S02, S13, 공정 No. A1, C1, D1, E1, F1, F4).

2) Sb, As를 함유함으로써, 열악한 조건하에서의 내식성을 더 향상시키는 것을 확인할 수 있었다(합금 No. S51, S52). 단, 과잉량의 Sb, As를 함유해도 내식성의 향상 효과는 포화하여, 오히려, 연성(연신), 충격 특성, 고온 특성이 나빠진다(합금 No. S51, S52, S116).

3) Bi의 함유에 의하여, 절삭 저항이 더 낮아지는 것을 확인할 수 있었다(합금 No. S51).

4) α상 중에 바늘상의 κ상 즉 κ1상이 존재함으로써, 강도가 상승하고, 강도·연신 밸런스 f8, 강도·연신·충격 밸런스 f9가 높아지며, 피삭성이 양호하게 유지되고, 내식성, 고온 특성이 향상되는 것을 확인할 수 있었다. 특히 κ1상의 양이 많아지면, 강도의 향상이 현저해져, γ상이 0%여도, 양호한 피삭성을 확보할 수 있었다(예를 들면 합금 No. S01, S02, S03).

[0173]

5) Cu 함유량이 적으면, γ상이 많아져 피삭성은 양호했지만, 내식성, 연성, 충격 특성, 굽힘 가공성, 고온 특성이 나빠졌다. 반대로 Cu 함유량이 많으면, 피삭성이 나빠졌다. 또, 연성, 충격 특성, 굽힘 가공성도 나빠졌다(합금 No. S102, S103, S112).

6) Si 함유량이, 3.05mass%보다 적으면, κ1상이 충분히 존재하지 않기 때문에, 인장 강도가 낮고, 피삭성이 나쁘며, 고온 특성도 나빴다. Si 함유량이, 3.55mass%보다 많으면, κ상의 양이 과잉이 되고, 또 κ1상도 과잉으로 존재했기 때문에, 연신이 낮으며, 가공성, 충격 특성, 피삭성이 나쁘고, 인장 강도도 포화하고 있었다(합금 No. S102, S104, S113).

7) P 함유량이 많으면, 충격 특성, 연성, 인장 강도, 굽힘 가공성이 나빠졌다. 한편, P 함유량이 적으면, 열악한 환경하에서의 탈아연 부식 깊이가 크고, 강도가 낮으며, 절삭성도 나빴다. 모두, f8, f9가 낮았다. Pb의 함유량이 많으면, 피삭성은 향상되었지만, 고온 특성, 연성, 충격 특성이 나빠졌다. Pb의 함유량이 적으면, 절삭 저항이 높아져, 부스러기 형상이 나빠졌다(합금 No. S108, S110, S118, S111).

8) 소량의 Sn 또는 Al를 함유하면, γ상의 증가는 적지만, 충격 특성, 고온 특성이 조금 나빠지고, 연신이 조금 낮아졌다. 상 경계 등에서 Sn 또는 Al이 농화한 것으로 생각된다. 또한, Sn 또는 Al의 함유량이 증가하여, 각각 0.05mass%를 초과하거나, 또는 Sn과 Al의 합계 함유량이 0.06mass%를 초과하면, γ상이 증가하여, 충격 특성, 연신, 고온 특성에 대한 영향이 명료해지고, 내식성이 나빠지며, 인장 강도도 낮아졌다(합금 No. S01, S11, S12, S41, S114, S115).

9) 실제 조업에서 행해지는 정도의 불가피 불순물을 함유해도, 모든 특성에 큰 영향을 미치지 않는 것을 확인할 수 있었다(합금 No. S01, S02, S03). 본 실시형태의 경곗값 부근의 조성이지만, 불가피 불순물의 바람직한 범위를 초과하는 Fe, 또는 Cr을 함유하면, Fe와 Si의 금속 간 화합물, 혹은 Fe와 P의 금속 간 화합물을 형성하고 있다고 생각되고, 그 결과, 유효하게 작용하는 Si 농도, P 농도가 감소하여, κ1상의 양이 적어지고, 내식성이 조금 나빠지며, 강도가 조금 낮아졌다. 금속 간 화합물의 형성과 어우러져 피삭 성능, 충격 특성, 냉간 가공성이 조금 낮아졌다(합금 No. S01, S13, S14, S117).

[0174]

10) 조성 관계식 f1의 값이 낮으면, γ상이 많아지고, β상이 출현하는 경우도 있어, 피삭성은, 양호했지만, 내식성, 충격 특성, 냉간 가공성, 고온 특성이 나빠졌다. 조성 관계식 f1의 값이 높으면, κ상이 많아지고, μ상이 출현하는 경우도 있어, 피삭성, 냉간 가공성, 열간 가공성, 충격 특성이 나빠졌다(합금 No. S103, S104, S112).

11) 조성 관계식 f2의 값이 낮으면, γ상의 양이 많아지고, 경우에 따라서는 β상이 출현하여, 피삭성은, 양호했지만, 열간 가공성, 내식성, 연성, 충격 특성, 냉간 가공성, 고온 특성이 나빠졌다. 특히, 합금 No. S109는, f2를 제외하고 모든 조성의 요건을 충족시키고 있지만, 열간 가공성, 내식성, 연성, 충격 특성, 냉간 가공성, 고온 특성이 나빴다. 조성 관계식 f2의 값이 높으면, Si 함유량에도 구애받지 않고, κ1상이 충분히 존재하지 않거나, 또는 적기 때문에, 인장 강도가 낮으며, 열간 가공성이 나빴다. 그리고 조대한 α상의 형성과 κ1상의 양이 적은 것이 주원인이라고 추측되지만, 절삭 저항이 높고, 부스러기의 분단성도 나빴다. 특히, 합금 No. S105~S107은, f2를 제외하고 모든 조성의 요건, 관계식 f3~f6의 대부분을 충족시키고 있지만, 인장 강도가 낮고, 피삭성이 나빴다(합금 No. S109, S105~S107).

[0175]

12) 금속 조직에 있어서, γ상의 비율이 0.3%보다 많으면, 또는 γ상의 장변의 길이가 25μm보다 길면, 피삭성은 양호했지만, 강도가 낮고, 내식성, 연성, 냉간 가공성, 충격 특성, 고온 특성이 나빠졌다(합금 No. S101, S102). γ상의 비율이, 0.1% 이하, 나아가서는 0%이면, 내식성, 충격 특성, 냉간 가공성, 상온 및 고온 강도가 양호해졌다(합금 No. S01, S02, S03).

μ상의 면적률이 1.0%보다 많은 경우, 또는 μ상의 장변의 길이가 20μm를 초과하는 경우, 내식성, 연성, 충격 특성, 냉간 가공성, 고온 특성이 나빠졌다(합금 No. S01, 공정 No. AH4, BH2, DH2). μ상의 비율이, 0.5% 이하이고, 또한 μ상의 장변의 길이가 15μm 이하이면, 내식성, 연성, 충격 특성, 상온 및 고온 특성이 양호해졌다(합금 No. S01, S11).

κ상의 면적률이 60%보다 많으면, 피삭성, 연성, 굽힘 가공성, 충격 특성이 나빠졌다. 한편, κ상의 면적률이 29%보다 적으면, 인장 강도가 낮고, 피삭성이 나빴다(합금 No. S104, S113).

[0176]

13) 조직 관계식 f5=(γ)+(μ)가 1.2%를 초과하는 경우, 또는 f3=(α)+(κ)가 98.6%보다 작은 경우, 내식성, 연성, 충격 특성, 굽힘 가공성, 상온 및 고온 특성이 나빠졌다. 조직 관계식 f5가, 0.5% 이하이면 내식성, 연성, 충격 특성, 상온 및 고온 특성이 양호해졌다(합금 No. S01, 공정 No. AH2, FH1, A1, F1).

조직 관계식 f6=(κ)+6×(γ)^1/2+0.5×(μ)가 62보다 크거나, 또는 30보다 작으면 피삭성이 나빴다. 또한, 동일한 조성을 갖고, 또한 다른 프로세스로 제조된 합금에 있어서, f6의 값이 동일하거나, 또는 높은 경우여도, κ1상의 양이 적으면, 절삭 저항은 높거나, 또는 동등하고, 부스러기의 분단성이 나빠지는 경우도 있었다(합금 No. S01, S02, S104, S113, 공정 No. A1, AH5~AH7, AH9~AH11).

[0177]

14) 조성의 요건, 금속 조직의 요건을 모두 충족시키고, 냉간 가공이 실시되지 않은 열간 압출재나 단조재에서는, U 노치의 샤르피 충격 시험값이 15J/cm² 이상이고, 대부분이 16J/cm² 이상이었다. 인장 강도는, 모두 550N/mm² 이상이고, 대부분은 580N/mm² 이상이었다. κ상이 약 33% 이상이고, κ1상이 많이 존재하면, 인장 강도는, 약 590N/mm² 이상이며, 620N/mm² 이상인 열간 단조품도 있었다. 그리고, 강도·연신의 밸런스 지수 f8은 675 이상이고, 대부분은 690 이상이었다. 강도·연신·충격의 밸런스 지수 f9는, 700을 초과하고, 대부분은 715를 초과하며, 강도와 연성의 균형이 잡혀 있었다(합금 No. S01, S02, S03, S23, S27).

15) 조성의 요건, 금속 조직의 요건을 모두 충족시키고 있으면, 냉간 가공과의 조합으로, U 노치의 샤르피 충격 시험값이 12J/cm² 이상을 확보하고, 인장 강도는, 600N/mm² 이상으로 높은 강도를 나타내며, 밸런스 지수 f8은, 690 이상, 대부분은 700 이상이고, f9는, 715 이상, 대부분은 725 이상이었다(합금 No. S01, S03, 공정 No. A1, A10~A12).

16) 인장 강도와 경도의 관계에 있어서, 합금 No. S01, S03, S101의 조성에 대하여 공정 No. F1을 실시하여 제작된 합금에서는, 인장 강도가 602N/mm², 625N/mm², 534N/mm² 이며, 경도 HRB는 각각, 84, 88, 68이었다.

17) Si양이, 약 3.05% 이상이고, α상 내에 바늘상의 κ1상이 존재하기 시작하며(△), Si양이, 약 3.15% 이상이고, κ1상이 큰 폭으로 증가했다(○). 관계식 f2는, κ1상의 양에 영향을 미쳐, f2가 61.0 이하이면 κ1상이 증가했다.

κ1상의 양이 증가하면, 피삭성, 인장 강도, 고온 특성, 강도·연신·충격의 균형이 양호해졌다. α상의 강화나 피삭성의 향상이 주된 원인으로 추측된다(합금 No. S01, S02, S26, S29 등).

18) ISO 6509의 시험 방법에서는, β상을 약 1% 이상, 또는 γ상을 약 5% 이상 포함하는 합금은 불합격(평가: △, ×)이었지만, γ상을 약 3% 함유하거나, μ상을 약 3% 포함하는 합금은 합격(평가: ○)이었다. 본 실시형태에서 채용한 부식 환경은, 열악한 환경을 상정한 것인 것의 증명이다(합금 No. S01, S26, S103, S109 등).

[0178]

19) 양산 설비를 이용한 재료와 실험실에서 제작한 재료의 평가에서는, 거의 동일한 결과가 얻어졌다(합금 No, S01, S02, 공정 No. C1, E1, F1).

20) 제조 조건에 대하여:

열간 압출재, 압출·추신된 재료, 열간 단조재를, 525℃ 이상, 575℃ 이하의 온도 영역 내에서 15분 이상 유지하거나, 혹은 505℃ 이상 525℃ 미만의 온도에서 100분 이상 유지하거나, 또는 연속로에 있어서, 525℃ 이상 575℃ 이하의 온도에서, 3℃/분 이하의 냉각 속도로 냉각하며, 이어서, 450℃에서 400℃의 온도 영역을 3℃/분 이상의 냉각 속도로 냉각하면, γ상이 큰 폭으로 감소하여, μ상이 거의 존재하지 않는, 내식성, 연성, 고온 특성, 충격 특성, 냉간 가공성, 기계적 강도가 우수한 재료가 얻어졌다(공정 No. A1, A5, A8).

열간 가공재, 및 냉간 가공재를 열처리하는 공정에 있어서, 열처리의 온도가 낮거나(490℃), 또는 505℃ 이상 525℃ 미만의 온도에서의 열처리에서 유지 시간이 짧으면, γ상의 감소가 적고, κ1상의 양이 적으며, 내식성, 충격 특성, 연성, 냉간 가공성, 고온 특성, 강도·연성·충격 밸런스가 나빴다(공정 No. AH6, AH9, DH6). 열처리의 온도가 높으면 α상의 결정립이 조대화하고, κ1상이 적으며, γ상의 감소가 적었기 때문에, 내식성, 냉간 가공성이 나쁘고, 피삭성도 뒤떨어지며, 인장 강도도 낮고, f8, f9도 낮았다(공정 No. AH11, AH6).

열간 단조재, 압출재를 515℃ 또는 520℃의 온도에서, 120분 이상의 장시간에 열처리를 행하면, γ상은 큰 폭으로 감소하고, κ1상의 양도 많으며, 연신이나 충격값의 저하를 최소한에 그치게 하고, 인장 강도가 높아져, 고온 특성, f8, f9도 향상되기 때문에, 내압 성능이 요구되는 밸브 용도에 최적이다(공정 No. A5, D4, F2).

열처리 후의 냉각에서, 450℃에서 400℃까지의 온도 영역에서의 냉각 속도가 느리면 μ상이 존재하고, 내식성, 충격 특성, 연성, 고온 특성이 나쁘며, 인장 강도도 낮았다(공정 No. A1~A4, AH8, DH2, DH3).

열처리 방법으로서 525℃~620℃로 일단 온도를 올리고, 냉각 과정에서 575℃에서 525℃까지의 온도 영역에서의 냉각 속도를 느리게 함으로써, γ상이 큰 폭으로 감소하거나, 혹은 0%가 되며, 양호한 내식성, 충격 특성, 냉간 가공성, 고온 특성이 얻어졌다. 연속 열처리 방법에서도 특성이 개선되는 것을 확인할 수 있었다(공정 No. A7~A9, D5).

열간 단조 후, 열간 압출 후의 냉각에서, 575℃에서 525℃의 온도 영역에서의 냉각 속도를, 1.6℃/분으로 컨트롤함으로써, 열간 단조 후의 γ상이 차지하는 비율이 적은 단조품이 얻어졌다(공정 No. D6). 또, 열간 단조 소재로서 주물을 사용해도, 압출재의 사용과 마찬가지로, 양호한 모든 특성이 얻어졌다(공정 No. F4, F5). 주물을 적절한 조건으로 열처리하면, γ상이 차지하는 비율이 적은 주물이 얻어졌다(공정 No. P1~P3).

열간 압연재를 적절한 조건으로 열처리하면, γ상이 차지하는 비율이 적은 압연재가 얻어졌다(공정 No. R1).

압출재에 대하여 가공률이 약 5%, 약 8%인 냉간 가공을 실시한 후, 소정의 열처리를 행하면, 열간 압출재에 비하여, 내식성, 충격 특성, 고온 특성, 인장 강도가 향상되고, 특히 인장 강도는, 약 60N/mm², 약 70N/mm² 높아져, 밸런스 지수 f8, f9도 약 70~약 80 향상되었다(공정 No. AH1, A1, A12).

열처리재를 냉간 가공률 5%로 가공하면, 압출재에 비하여, 인장 강도는, 약 90N/mm² 높아지고, f8, f9는, 약 100 향상되며, 내식성, 고온 특성도 향상되었다. 냉간 가공률을 약 8%로 하면, 인장 강도는 약 120N/mm² 높아지고, f8, f9는, 약 120 향상되었다(공정 No. AH1, A10, A11).

적절한 열처리를 실시하면, α상 중에 바늘상의 κ상이 존재하게 되었다(공정 No. A1, D7, C1, E1, F1). κ1상이 존재함으로써, 인장 강도가 향상되고, 피삭성도 양호하며, γ상의 대폭적인 감소를 보충할 수 있었다고 추측된다.

냉간 가공 후, 혹은 열간 가공 후, 저온 소둔하는 경우는, 240℃ 이상 350℃ 이하의 온도에서 10분 내지 300분 가열하고, 가열 온도를 T℃, 가열 시간을 t분으로 할 때, 150≤(T-220)×(t)^1/2≤1200의 조건으로 열처리하면, 가혹한 환경하에서의 우수한 내식성을 구비하며, 양호한 충격 특성, 고온 특성을 갖는 냉간 가공재, 열간 가공재가 얻어지는 것을 확인할 수 있었다(합금 No. S01, 공정 No. B1~B3).

합금 No. S01, S02에 대하여 공정 No. AH14를 실시한 시료에 있어서는, 변형 저항이 높아서, 마지막까지 압출할 수 없었기 때문에, 그 후의 평가를 중지했다.

공정 No. BH1에 있어서는, 교정이 불충분하고 저온 소둔이 부적절하여, 품질상 문제가 발생했다.

[0179]

이상으로부터, 본 실시형태의 합금과 같이, 각 첨가 원소의 함유량 및 각 조성 관계식, 금속 조직, 각 조직 관계식이 적정한 범위에 있는 본 실시형태의 합금은, 열간 가공성(열간 압출, 열간 단조)이 우수하고, 내식성, 피삭성도 양호하다. 또, 본 실시형태의 합금에 있어서 우수한 특성을 얻기 위해서는, 열간 압출 및 열간 단조에서의 제조 조건, 열처리에서의 조건을 적정 범위로 함으로써 달성할 수 있다.

산업상 이용가능성

[0180]

본 실시형태의 쾌삭성 구리 합금은, 열간 가공성(열간 압출성 및 열간 단조성)이 우수하고, 피삭성이 우수하며, 고강도이고, 연신, 충격 특성과의 밸런스, 고온 특성, 내식성이 우수하다. 이로 인하여, 본 실시형태의 쾌삭성 구리 합금은, 급수전, 밸브, 이음매 등의 사람이나 동물이 매일 섭취하는 음료수에 사용되는 기구, 밸브, 이음매 등의 전기·자동차·기계·공업용 배관 부재, 상온, 고온, 저온에서 고압 가스, 액체와 접촉하는 밸브, 이음매, 기구, 부품, 수소와 접촉하는 밸브, 이음매, 기구, 부품에 적합하다.

구체적으로는, 음료수, 배수, 공업용수가 흐르는, 급수전 금구, 혼합 수전 금구, 배수 금구, 수전 보디, 급탕기 부품, 에코큐트 부품, 호스 금구, 스프링클러, 수도 미터, 지수전, 소화전, 호스 니플, 급배수 콕, 펌프, 헤더, 감압 밸브, 밸브 시트, 게이트 밸브, 밸브, 밸브 봉, 유니언, 플랜지, 분기전, 수전 밸브, 볼 밸브, 각종 밸브, 배관 이음매, 예를 들면 엘보, 소켓, 치즈, 벤드, 커넥터, 어댑터, 티, 조인트 등의 명칭으로 사용되고 있는 것의 구성재 등으로서 적합하게 적용할 수 있다.

또, 자동차 부품으로서 이용되는, 솔레노이드 밸브, 컨트롤 밸브, 각종 밸브, 라디에이터 부품, 오일 쿨러 부품, 실린더, 기계용 부재로서, 배관 이음매, 밸브, 밸브 봉, 열교환기 부품, 급배수 콕, 실린더, 펌프, 공업용 배관 부재로서, 배관 이음매, 밸브, 밸브 봉 등에 적합하게 적용할 수 있다.

또한 수소 스테이션, 수소 발전 등, 수소에 관한 밸브, 이음매, 내압 용기, 압력 용기 등에 적합하게 적용할 수 있다.

Claims

75.4mass% 이상 78.0mass% 이하의 Cu와, 3.05mass% 이상 3.55mass% 이하의 Si와, 0.05mass% 이상 0.13mass% 이하의 P와, 0.005mass% 이상 0.070mass% 이하의 Pb를 포함하고, 잔부가 Zn 및 불가피 불순물로 이루어지며,
상기 불가피 불순물인 Fe, Mn, Co, 및 Cr의 합계량은, 0.08mass% 미만이고,
불가피 불순물로서 존재하는 Sn의 함유량이 0.05mass% 이하, Al의 함유량이 0.05mass% 이하이고, Sn과 Al의 합계 함유량이 0.06mass% 이하이며,
Cu의 함유량을 [Cu]mass%, Si의 함유량을 [Si]mass%, Pb의 함유량을 [Pb]mass%, P의 함유량을 [P]mass%로 한 경우에,
78.0≤f1=[Cu]+0.8×[Si]+[P]+[Pb]≤80.8,
60.2≤f2=[Cu]-4.7×[Si]-[P]+0.5×[Pb]≤61.5,
의 관계를 가짐과 함께,
금속 조직의 구성상에 있어서, α상의 면적률을 (α)%, β상의 면적률을 (β)%, γ상의 면적률을 (γ)%, κ상의 면적률을 (κ)%, μ상의 면적률을 (μ)%로 한 경우에,
29≤(κ)≤60,
0≤(γ)≤0.3,
(β)=0,
0≤(μ)≤1.0,
98.6≤f3=(α)+(κ),
99.7≤f4=(α)+(κ)+(γ)+(μ),
0≤f5=(γ)+(μ)≤1.2,
30≤f6=(κ)+6×(γ)^1/2+0.5×(μ)≤62,
의 관계를 가짐과 함께,
γ상의 장변의 길이가 25μm 이하이고, μ상의 장변의 길이가 20μm 이하이며, α상 내에 바늘상의 κ상이 존재하고 있는 것을 특징으로 하는 고강도 쾌삭성 구리 합금.
청구항 1에 있어서,
0.01mass% 이상 0.07mass% 이하의 Sb, 0.02mass% 이상 0.07mass% 이하의 As, 0.005mass% 이상 0.10mass% 이하의 Bi로부터 선택되는 1 또는 2 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 쾌삭성 구리 합금.
75.6mass% 이상 77.8mass% 이하의 Cu와, 3.15mass% 이상 3.5mass% 이하의 Si와, 0.06mass% 이상 0.12mass% 이하의 P와, 0.006mass% 이상 0.045mass% 이하의 Pb를 포함하고, 잔부가 Zn 및 불가피 불순물로 이루어지며,
상기 불가피 불순물인 Fe, Mn, Co, 및 Cr의 합계량은, 0.08mass% 미만이고,
불가피 불순물로서 존재하는 Sn의 함유량이 0.03mass% 이하, Al의 함유량이 0.03mass% 이하이고, Sn과 Al의 합계 함유량이 0.04mass% 이하이며,
Cu의 함유량을 [Cu]mass%, Si의 함유량을 [Si]mass%, Pb의 함유량을 [Pb]mass%, P의 함유량을 [P]mass%로 한 경우에,
78.5≤f1=[Cu]+0.8×[Si]+[P]+[Pb]≤80.5,
60.4≤f2=[Cu]-4.7×[Si]-[P]+0.5×[Pb]≤61.3,
의 관계를 가짐과 함께,
금속 조직의 구성상에 있어서, α상의 면적률을 (α)%, β상의 면적률을 (β)%, γ상의 면적률을 (γ)%, κ상의 면적률을 (κ)%, μ상의 면적률을 (μ)%로 한 경우에,
33≤(κ)≤58,
(γ)=0,
(β)=0,
0≤(μ)≤0.5,
99.3≤f3=(α)+(κ),
99.8≤f4=(α)+(κ)+(γ)+(μ),
0≤f5=(γ)+(μ)≤0.5,
33≤f6=(κ)+6×(γ)^1/2+0.5×(μ)≤58,
의 관계를 가짐과 함께,
α상 내에 바늘상의 κ상이 존재하고 있고, μ상의 장변의 길이가 15μm 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 쾌삭성 구리 합금.
청구항 3에 있어서,
0.012mass% 이상 0.05mass% 이하의 Sb, 0.025mass% 이상 0.05mass% 이하의 As, 0.006mass% 이상 0.05mass% 이하의 Bi로부터 선택되는 1 또는 2 이상을 더 함유하고, 또한 Sb, As, Bi의 합계 함유량이 0.09mass% 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 쾌삭성 구리 합금.
청구항 1에 있어서,
U 노치 형상의 샤르피 충격 시험값이 12J/cm² 이상 50J/cm² 이하, 상온에서의 인장 강도가 550N/mm² 이상이고, 또한 실온에서의 0.2% 내력에 상당하는 하중을 부하한 상태에서 150℃에서 100시간 유지한 후의 크리프 변형이 0.3% 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 쾌삭성 구리 합금.
청구항 2에 있어서,
U 노치 형상의 샤르피 충격 시험값이 12J/cm² 이상 50J/cm² 이하, 상온에서의 인장 강도가 550N/mm² 이상이고, 또한 실온에서의 0.2% 내력에 상당하는 하중을 부하한 상태에서 150℃에서 100시간 유지한 후의 크리프 변형이 0.3% 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 쾌삭성 구리 합금.
청구항 1에 있어서,
열간 가공재이고, 인장 강도 S(N/mm²)가 550N/mm² 이상, 연신 E(%)가 12% 이상, U 노치 형상의 샤르피 충격 시험값 I(J/cm²)가 12J/cm² 이상이며, 또한
675≤f8=S×{(E+100)/100}^1/2, 또는
700≤f9=S×{(E+100)/100}^1/2+I인 것을 특징으로 하는 고강도 쾌삭성 구리 합금.
청구항 2에 있어서,
열간 가공재이고, 인장 강도 S(N/mm²)가 550N/mm² 이상, 연신 E(%)가 12% 이상, U 노치 형상의 샤르피 충격 시험값 I(J/cm²)가 12J/cm² 이상이며, 또한
675≤f8=S×{(E+100)/100}^1/2, 또는
700≤f9=S×{(E+100)/100}^1/2+I인 것을 특징으로 하는 고강도 쾌삭성 구리 합금.
청구항 1에 있어서,
수도용 기구, 공업용 배관 부재, 액체 또는 가스와 접촉하는 기구, 압력 용기·이음매, 자동차용 부품, 또는 전기 제품 부품에 이용되는 것을 특징으로 하는 고강도 쾌삭성 구리 합금.
청구항 2에 있어서,
수도용 기구, 공업용 배관 부재, 액체 또는 가스와 접촉하는 기구, 압력 용기·이음매, 자동차용 부품, 또는 전기 제품 부품에 이용되는 것을 특징으로 하는 고강도 쾌삭성 구리 합금.
청구항 1 내지 청구항 10 중 어느 한 항에 기재된 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법으로서,
열간 가공 공정 또는 상기 열간 가공 공정과 냉간 가공 공정의 양쪽 모두와, 상기 냉간 가공 공정 또는 상기 열간 가공 공정 후에 실시하는 소둔 공정을 갖고,
상기 소둔 공정에서는, 이하의 (1)~(4) 중 어느 하나의 조건으로 구리 합금을 가열, 냉각하며, 이어서, 450℃에서 400℃까지의 온도 영역을 3℃/분 이상 500℃/분 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법.
(1) 525℃ 이상 575℃ 이하의 온도에서 15분 내지 8시간 유지;
(2) 505℃ 이상 525℃ 미만의 온도에서, 100분 내지 8시간 유지;
(3) 최고 도달 온도가 525℃ 이상 620℃ 이하이고, 575℃에서 525℃까지의 온도 영역을 15분 이상 유지; 또는
(4) 575℃에서 525℃까지의 온도 영역을 0.1℃/분 이상, 3℃/분 이하의 평균 냉각 속도로 냉각.
청구항 1 내지 청구항 6 중 어느 한 항에 기재된 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법으로서,
주조 공정과, 상기 주조 공정 후에 실시하는 소둔 공정을 갖고,
상기 소둔 공정에서는, 이하의 (1)~(4) 중 어느 하나의 조건으로 구리 합금을 가열, 냉각하며, 이어서, 450℃에서 400℃까지의 온도 영역을 3℃/분 이상 500℃/분 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법.
(1) 525℃ 이상 575℃ 이하의 온도에서 15분 내지 8시간 유지;
(2) 505℃ 이상 525℃ 미만의 온도에서, 100분 내지 8시간 유지;
(3) 최고 도달 온도가 525℃ 이상 620℃ 이하이고, 575℃에서 525℃까지의 온도 영역을 15분 이상 유지; 또는
(4) 575℃에서 525℃까지의 온도 영역을 0.1℃/분 이상 3℃/분 이하의 평균 냉각 속도로 냉각.
청구항 1 내지 청구항 10 중 어느 한 항에 기재된 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법으로서,
열간 가공 공정을 포함하고,
열간 가공될 때의 재료 온도가, 600℃ 이상 740℃ 이하이며,
열간에서의 소성 가공 후의 냉각 과정에 있어서, 575℃에서 525℃까지의 온도 영역을 0.1℃/분 이상 3℃/분 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 450℃에서 400℃까지의 온도 영역을 3℃/분 이상 500℃/분 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법.
청구항 1 내지 청구항 10 중 어느 한 항에 기재된 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법으로서,
열간 가공 공정 또는 상기 열간 가공 공정과 냉간 가공 공정의 양쪽 모두와, 상기 냉간 가공 공정 또는 상기 열간 가공 공정 후에 실시하는 저온 소둔 공정을 갖고,
상기 저온 소둔 공정에 있어서는, 재료 온도를 240℃ 이상 350℃ 이하의 범위로 하며, 가열 시간을 10분 이상 300분 이하의 범위로 하고, 재료 온도를 T℃, 가열 시간을 t분으로 했을 때, 150≤(T-220)×(t)^1/2≤1200의 조건으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 쾌삭성 구리 합금의 제조 방법.