專利名稱:銅合金鑄件及其鑄造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種可切削性、強(qiáng)度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件，尤其是涉及一種，經(jīng)?；蚺R時(shí)地與水(自來水等)接觸的狀態(tài)下所使用的觸水金屬零件(例如，供水管道的水龍頭、閥門、旋塞類、接頭、法蘭類、龍頭、住宅設(shè)備機(jī)器、排水器具類、連接件、鍋爐用零件等)、與配合部件(回轉(zhuǎn)軸等)經(jīng)?；蚺R時(shí)接觸的狀態(tài)下相對運(yùn)動(dòng)的磨合部件(例如，軸承，齒輪、氣缸、滾動(dòng)軸承保持架、葉輪、泵類零件、軸承等)或作為這些的構(gòu)成材優(yōu)選使用的銅合金鑄件及其鑄造方法。
背景技術(shù)：
例如，通常，觸水金屬零件為銅合金鑄件，但是作為其構(gòu)成材的銅合金，最好是使用可切削性、強(qiáng)度、耐蝕性及鑄造性卓越的銅合金鑄件為佳。
而且，作為可切削性卓越的銅合金，眾所周知的是JIS H5120的CAC406等的青銅系合金。
但是，為了確保可切削性，這些含有大量的(4mass％以上)Pb。因?yàn)镻b是對人體和環(huán)境帶來危害的有害物質(zhì)，因此最近存在大幅抑制其用途的傾向。例如，在熔化、鑄造大量含有Pd的合金的高溫工作中，因產(chǎn)生的金屬蒸汽中含有Pb，因此對人體產(chǎn)生危害，及造成環(huán)境的污染。而且，在由大量含有Pb的合金構(gòu)成的水龍頭及閥門等中，與飲用水等的接觸而可能會(huì)溶出Pb成分。
而且上述的青銅系合金中，對于強(qiáng)度、耐蝕性、鑄造性等具有缺點(diǎn)。
然而，即使在現(xiàn)有技術(shù)中，為了提高銅合金鑄件的可切削性或鑄造性等，極有效的方法為，為了解消鑄件特有的枝晶組織謀求晶粒的細(xì)化。
而且，作為銅合金的晶粒細(xì)化的基本形式，一般分為，(A)銅合金熔融固化時(shí)晶粒細(xì)化，或(B)通過對熔融固化后的銅合金(鑄塊如扁坯等、鑄件如壓鑄件、熔融鑄造品等)實(shí)施軋制等變形加工或加熱處理，使畸變能等儲(chǔ)存能變成驅(qū)動(dòng)力，從而將晶粒細(xì)化。無論是(A)或(B)的何種情況，Zr均被認(rèn)為是對晶粒的細(xì)化起有效作用的元素。
然而，在方法(A)的情況下，Zr對熔融固化階段的晶粒的細(xì)化作用，很大程度上受其他元素及其含量的影響，因而無法達(dá)到所期望的晶粒細(xì)化。因而，一般采用方法(B)，即對熔融固化后的鑄塊、鑄造品等進(jìn)行熱處理后進(jìn)一步使之變形，從而實(shí)現(xiàn)晶粒的細(xì)化。
日本專利公開公報(bào)昭38-20467號公報(bào)，調(diào)查了對含有Zr、P和Ni的銅合金進(jìn)行了固熔處理，然后以75％的加工率進(jìn)行冷加工后的平均粒徑，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，隨著Zr的含量的增加，由不含有Zr時(shí)的280μm，逐漸變?yōu)?70μm(Zr0.05mass％)、50μm(Zr0.13mass％)、29μm(Zr0.22mass％)、6μm(Zr0.89mass％)，與Zr含量的增加相比例的細(xì)化。而且，在此公報(bào)中，為避免因Zr含量過多而帶來的影響，建議將Zr的含量規(guī)定為0.05～0.3mass％。
另外，在日本專利公開2004-233952號公報(bào)中，公開了如果鑄造添加0.15～0.5mass％的Zr的銅合金后，進(jìn)行固熔處理及為附加變形而進(jìn)行的變形加工，平均粒徑則細(xì)化到大約20μm以下的水平。
專利文獻(xiàn)1
日本專利公開昭38-20467號公報(bào)
專利文獻(xiàn)2
日本專利公開2004-233952號公報(bào)然而，如上述(B)的方法，為使粒徑細(xì)化，鑄造后進(jìn)行處理及加工，因而導(dǎo)致成本提高。而且，因鑄件制品的形狀各異，有時(shí)無法進(jìn)行畸變的變形加工。因此，應(yīng)優(yōu)選按上述(A)的方法，在銅合金熔融固化時(shí)進(jìn)行晶粒的細(xì)化。然而，如果采用(A)的方法，如上所述，由于在熔融固化階段的Zr，很大地受其他元素及其含量的影響，所以即使增加Zr的含量也未必能夠得到相應(yīng)的晶粒細(xì)化的效果。而且，因Zr與氧的親和能力非常強(qiáng)，因而在大氣中熔化并且添加Zr，則容易成為氧化物，從而大大降低了成品率。因此，即使鑄造后的產(chǎn)品中含有的量甚微，也需要在澆鑄階段投入相當(dāng)量的原料。另一方面，熔化過程中的氧化物的生成量過多，澆鑄時(shí)氧化物易于混入熔融合金中，從而有可能產(chǎn)生鑄造缺陷。為避免氧化物的生成，可以采用真空或惰性氣體的環(huán)境中進(jìn)行熔化、鑄造，但是會(huì)導(dǎo)致高成本。而且，由于Zr是貴重元素，因而從經(jīng)濟(jì)觀點(diǎn)出發(fā)，應(yīng)盡量減少Zr的添加量為理想。
因此，要求開發(fā)盡量減少Zr含量的同時(shí)，在鑄造工序的熔融固化的階段，進(jìn)行晶粒細(xì)化的銅合金。

發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明鑒于上述問題而作，其目的在于，提供一種實(shí)現(xiàn)晶粒細(xì)化、不含有大量的對人體有害的Pb而且具有充分的可切削性的同時(shí)，在強(qiáng)度、延性、耐蝕性、鑄造性等諸特性卓越，因此作為觸水金屬零件或者其構(gòu)成材料等可適合使用的銅合金鑄件，及可合適地制造出該銅合金鑄件的鑄造方法。
本發(fā)明為了達(dá)到上述目的，提供如下述的銅合金鑄件及其鑄造方法。
即，本發(fā)明的第1方面為一種銅合金鑄件(以下簡稱為[第1銅合金鑄件])，包含Cu58～72.5mass％(60～72.5mass％為理想、60.5～70mass％更為理想，61.5～66mass％為最適宜)、Zr0.0008～0.045mass％(0.003～0.029mass％為理想，0.005～0.024mass％較為理想，0.007～0.019mass％為最適宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.18mass％為理想，0.03～0.15mass％更為理想，0.035～0.12mass％為最適宜)、從Pb0.01～4mass％(0.05～2.5mass％為理想，0.45～1.5mass％更為理想，0.45～1mass％為最適宜)、Bi0.01～3mass％(0.05～2mass％為理想，0.45～1.5mass％更為理想，0.45～1mass％為最適宜)、Se0.03～1mass％(0.05～0.5mass％為理想，0.05～0.3mass％為最適宜)、Te0.05～1.2mass％(0.1～0.8mass％為理想，0.2～0.7mass％更為理想)中選擇的一種以上的元素及Zn剩余量，并滿足下述(1)～(5)條件。該第1銅合金鑄件除滿足上述條件外，最好應(yīng)滿足下述的(9)～(14)的條件。
本發(fā)明的第2方面為一種銅合金鑄件(以下簡稱為[第2銅合金鑄件])，其除了第1銅合金鑄件的構(gòu)成元素外，還含有Sn及/或Al，即，包含Cu58～72.5mass％(60～72.5mass％為理想、60.5～70mass％更為理想，61.5～66mass％為最適宜)、Zr0.0008～0.045mass％(0.003～0.029mass％為理想，0.005～0.024mass％較為理想，0.007～0.019mass％為最適宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.18mass％為理想，0.03～0.15mass％更為理想，0.035～0.12mass％為最適宜)、從Pb0.01～4mass％(0.05～2.5mass％為理想，0.45～1.5mass％更為理想，0.45～1mass％為最適宜)、Bi0.01～3mass％(0.05～2mass％為理想，0.45～1.5mass％更為理想，0.45～1mass％為最適宜)、Se0.03～1mass％(0.05～0.5mass％為理想，0.05～0.3mass％為最適宜)、Te0.05～1.2mass％(0.1～0.8mass％為理想，0.2～0.7mass％更為理想)中選擇的一種以上的元素、Sn0.05～4mass％(0.2～3.5mass％為理想，0.5～3mass％更為理想，0.7～2.5mass％為最適宜)及/或Al0.01～4mass％(0.03～2.5mass％為理想，0.05～1.5mass％更為理想，0.1～0.5mass％為最適宜)、Zn剩余量，并滿足下述(1)～(8)條件。該第2銅合金鑄件除滿足上述條件外，最好應(yīng)滿足下述的(9)～(14)的條件。
本發(fā)明的第3方面為的銅合金鑄件(以下簡稱為[第3銅合金鑄件])，其除了第1銅合金鑄件的構(gòu)成元素外，再包含As及/或Sb，即，包含Cu58～72.5mass％(60～72.5mass％為理想、60.5～70mass％更為理想，61.5～66mass％為最適宜)、Zr0.0008～0.045mass％(0.003～0.029mass％為理想，0.005～0.024mass％較為理想，0.007～0.019mass％為最適宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.18mass％為理想，0.03～0.15mass％更為理想，0.035～0.12mass％為最適宜)、從Pb0.01～4mass％(0.05～2.5mass％為理想，0.45～1.5mass％更為理想，0.45～1mass％為最適宜)、Bi0.01～3mass％(0.05～2mass％為理想，0.45～1.5mass％更為理想，0.45～1mass％為最適宜)、Se0.03～1mass％(0.05～0.5mass％為理想，0.05～0.3mass％為最適宜)、Te0.05～1.2mass％(0.1～0.8mass％為理想，0.2～0.7mass％更為理想)中選擇的一種以上的元素、As0.02～0.2mass％(0.03～0.12mass％為理想)及/或Sb0.02～0.2mass％(0.03～0.12mass％為理想)、Zn剩余量，并滿足下述(1)～(5)條件。該第3銅合金鑄件除滿足上述條件外，最好應(yīng)滿足下述的(9)～(14)的條件。
本發(fā)明的第4方面為一種銅合金鑄件(以下簡稱為[第4銅合金鑄件])，其除了第1銅合金鑄件的構(gòu)成元素外，還含有由Mn、Si及Mg中選擇的一種以上元素，即，包含Cu58～72.5mass％(60～72.5mass％為理想、60.5～70mass％更為理想，61.5～66mass％為最適宜)、Zr0.0008～0.045mass％(0.003～0.029mass％為理想，0.005～0.024mass％更為理想，0.007～0.019mass％為最適宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.18mass％為理想，0.03～0.15mass％更為理想，0.035～0.12mass％為最適宜)、從Pb0.01～4mass％(0.05～2.5mass％為理想，0.45～1.5mass％更為理想，0.45～1mass％為最適宜)、Bi0.01～3mass％(0.05～2mass％為理想，0.45～1.5mass％更為理想，0.45～1mass％為最適宜)、Se0.03～1mass％(0.05～0.5mass％為理想，0.05～0.3mass％為最適宜)、Te0.05～1.2mass％(0.1～0.8mass％為理想，0.2～0.7mass％更為理想)中選擇的一種以上的元素，由Mn0.1～5mass％(0.5～4.5mass％為理想，1～3.5mass％更為理想)、Si0.05～2mass％(0.2～1.5mass％為理想)及Mg0.001～0.2mass％(0.002～0.015mass％為理想，0.005～0.1mass％更為理想)中選擇的一種以上的元素、Zn剩余量，并滿足下述(1)～(5)條件。該第4銅合金鑄件除滿足上述條件外，最好應(yīng)滿足下述的(9)～(14)的條件。
本發(fā)明的第5方面為一種銅合金鑄件(以下簡稱為[第5銅合金鑄件])，其除了第1銅合金鑄件的構(gòu)成元素外，還含有Sn及/或Al、以及As及/或Sb元素，即，包含Cu58～72.5mass％(60～72.5mass％為理想、60.5～70mass％更為理想，61.5～66mass％為最適宜)、Zr0.0008～0.045mass％(0.003～0.029mass％為理想，0.005～0.024mass％更為理想，0.007～0.019mass％為最適宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.18mass％為理想，0.03～0.15mass％更為理想，0.035～0.12mass％為最適宜)、從Pb0.01～4mass％(0.05～2.5mass％為理想，0.45～1.5mass％更為理想，0.45～1mass％為最適宜)、Bi0.01～3mass％(0.05～2mass％為理想，0.45～1.5mass％更為理想，0.45～1mass％為最適宜)、Se0.03～1mass％(0.05～0.5mass％為理想，0.05～0.3mass％為最適宜)、Te0.05～1.2mass％(0.1～0.8mass％為理想，0.2～0.7mass％更為理想)中選擇的一種以上的元素、Sn0.05～4mass％(0.2～3.5mass％為理想，0.5～3mass％更為理想，0.7～2.5mass％為最適宜)及/或Al0.01～4mass％(0.03～2.5mass％為理想，0.05～1.5mass％更為理想，0.1～0.5mass％為最適宜)、As0.02～0.2mass％(0.03～0.12mass％為理想)及/或Sb0.02～0.2mass％(0.03～0.12mass％為理想)及Zn剩余量，并滿足下述(1)～(8)條件。該第4銅合金鑄件除滿足上述條件外，最好應(yīng)滿足下述的(9)～(14)的條件。
本發(fā)明的第6方面為一種銅合金鑄件(以下簡稱為[第6銅合金鑄件])，其除了第1銅合金鑄件的構(gòu)成元素外，還含有由Sn及/或Al、以及從Mn、Si及Mg中選擇的一種以上元素，即，包含Cu58～72.5mass％(60～72.5mass％為理想、60.5～70mass％更為理想，61.5～66mass％為最適宜)、Zr0.0008～0.045mass％(0.003～0.029mass％為理想，0.005～0.024mass％更為理想，0.007～0.019mass％為最適宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.18mass％為理想，0.03～0.15mass％更為理想，0.035～0.12mass％為最適宜)、從Pb0.01～4mass％(0.05～2.5mass％為理想，0.45～1.5mass％更為理想，0.45～1mass％為最適宜)、Bi0.01～3mass％(0.05～2mass％為理想，0.45～1.5mass％更為理想，0.45～1mass％為最適宜)、Se0.03～1mass％(0.05～0.5mass％為理想，0.05～0.3mass％更為理想)、Te0.05～1.2mass％(0.1～0.8mass％為理想，0.2～0.7mass％更為理想)中選擇的一種以上的元素、Sn0.05～4mass％(0.2～3.5mass％為理想，0.5～3mass％更為理想，0.7～2.5mass％為最適宜)及/或Al0.01～4mass％(0.03～2.5mass％為理想，0.05～1.5mass％更為理想，0.1～0.5mass％為最適宜)、從Mn0.1～5mass％(0.5～4.5mass％為理想，1～3.5mass％更為理想)、Si0.05～2mass％(0.2～1.5mass％為理想)及Mg0.001～0.2mass％(0.002～0.15mass％為理想，0.005～0.1mass％更為理想)中選擇的一種以上的元素及Zn剩余量，并滿足下述(1)～(8)條件。該第6銅合金鑄件除滿足上述條件外，最好應(yīng)滿足下述的(9)～(14)的條件。
本發(fā)明的第7方面為一種銅合金鑄件(以下簡稱為[第7銅合金鑄件])，其除了第1銅合金鑄件的構(gòu)成元素外，還含有由As及/或Sb、以及從Mn、Si及Mg中選擇的一種以上元素，即，包含Cu58～72.5mass％(60～72.5mass％為理想、60.5～70mass％更為理想，61.5～66mass％為最適宜)、Zr0.0008～0.045mass％(0.003～0.029mass％為理想，0.005～0.024mass％更為理想，0.007～0.019mass％為最適宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.18mass％為理想，0.03～0.15mass％更為理想，0.035～0.12mass％為最適宜)、從Pb0.01～4mass％(0.05～2.5mass％為理想，0.45～1.5mass％更為理想，0.45～1mass％為最適宜)、Bi0.01～3mass％(0.05～2mass％為理想，0.45～1.5mass％更為理想，0.45～1mass％為最適宜)、Se0.03～1mass％(0.05～0.5mass％為理想，0.05～0.3mass％更為理想)、Te0.05～1.2mass％(0.1～0.8mass％為理想，0.2～0.7mass％更為理想)中選擇的一種以上的元素、As0.02～0.2mass％(0.03～0.12mass％為理想)及/或Sb0.02～0.2mass％(0.03～0.12mass％為理想)、從Mn0.1～5mass％(0.5～4.5mass％為理想，1～3.5mass％更為理想)、Si0.05～2mass％(0.2～1.5mass％為理想)及Mg0.001～0.2mass％(0.002～0.15mass％為理想，0.005～0.1mass％更為理想)中選擇的一種以上的元素及Zn剩余量，并滿足下述(1)～(5)條件。該第7銅合金鑄件除滿足上述條件外，最好應(yīng)滿足下述的(9)～(14)的條件。
本發(fā)明的第8方面為一種銅合金鑄件(以下簡稱為[第8銅合金鑄件])，其除了第1銅合金鑄件的構(gòu)成元素外，還含有由Sn及/或Al、As及/或Sb、以及從Mn、Si及Mg中選擇的一種以上元素，即，包含Cu58～72.5mass％(60～72.5mass％為理想、60.5～70mass％更為理想，61.5～66mass％為最適宜)、Zr0.0008～0.045mass％(0.003～0.029mass％為理想，0.005～0.024mass％更為理想，0.007～0.019mass％為最適宜)、P0.01～0.25mass％(0.02～0.18mass％為理想，0.03～0.15mass％更為理想，0.035～0.12mass％為最適宜)、從Pb0.01～4mass％(0.05～2.5mass％為理想，0.45～1.5mass％更為理想，0.45～1mass％為最適宜)、Bi0.01～3mass％(0.05～2mass％為理想，0.45～1.5mass％更為理想，0.45～1mass％為最適宜)、Se0.03～1mass％(0.05～0.5mass％為理想，0.05～0.3mass％更為理想)、Te0.05～1.2mass％(0.1～0.8mass％為理想，0.2～0.7mass％更為理想)中選擇的一種以上的元素、Sn0.05～4mass％(0.2～3.5mass％為理想，0.5～3mass％更為理想，0.7～2.5mass％為最適宜)及/或Al0.01～4mass％(0.03～2.5mass％為理想，0.05～1.5mass％更為理想，0.1～0.5mass％為最適宜)、As0.02～0.2mass％(0.03～0.12mass％為理想)及/或Sb0.02～0.2mass％(0.03～0.12mass％為理想)、從Mn0.1～5mass％(0.5～4.5mass％為理想，1～3.5mass％更為理想)、Si0.05～2mass％(0.2～1.5mass％為理想)及Mg0.001～0.2mass％(0.002～0.15mass％為理想，0.005～0.1mass％更為理想)中選擇的一種以上的元素及Zn剩余量，并滿足下述(1)～(8)條件。該第8銅合金鑄件除滿足上述條件外，最好應(yīng)滿足下述的(9)～(14)的條件。
另外，在以下的說明中，[a]表示元素a的含量值，元素a的含量以[a]mass％表示。例如，Cu的含量以[Cu]mass％予以表示。另外，各相的含量表示為面積率，尤其是，γ相的含量(表面積率)表示為[γ]％。而且，各相的面積率是，通過圖像分析進(jìn)行測定的，具體地通過將光學(xué)顯微鏡放大200倍的銅合金鑄件組織以圖像處理軟件[WinROOF](TECH-JAM株式會(huì)社)進(jìn)行二值化而得到的，并面積率是在三個(gè)不同的位置測定的面積率的平均值。
(1)f1＝[Cu]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])-0.5[Sn]-1.8[Al]-([As+[Sb])+[Mn]-3.5[Si]-0.5[Mg]＝60～90(f1＝61～72為理想，f1＝61.5～68更為理想，f1＝62～67為最適宜)。而且，在式f1中，對于未含有的元素a，[a]＝0。
(2)f2＝[P]/[Zr]＝0.5～120(f2＝1～30為理想，f2＝1.4～16更為理想，f2＝2～12為最適宜)。而且，γ相的面積率的測定方法如同后述。
(3)f3＝0.05[γ]+([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝0.45～4(f3＝0.6～2為理想，f3＝0.95～1.5更為理想)。而且，對于未含有的元素a，[a]＝0。
(4)α相及γ相的合計(jì)含量為85％以上(90％為理想，95％更為理想，98％為最適宜)，且γ相的含量為25％以下(15％以下為理想，0.1～10％更為理想)。
(5)在熔融固化時(shí)的宏觀組織中的平均粒徑為250μm以下(100μm以下為理想，并且在微觀組織中，60μm以下更為理想)。其中，在熔融固化時(shí)的宏觀組織(或微觀組織)上的平均粒徑，是指在通過鑄造(包括利用金屬型鑄造、砂型鑄造、水平連鑄、上鑄(上引鑄造)、半固態(tài)金屬鑄造、半固態(tài)金屬鍛造、熔融合金鍛造等以往公知的各種鑄造法的鑄造)、焊接或熔化，熔融固化后一概不進(jìn)行變形加工(擠壓及滾軋等)或加熱處理等的狀態(tài)下，宏觀組織(或微觀組織)上的粒徑的平均值。而且，本說明書所引用的“鑄件”的用語意味著全部或部分熔融后凝固的物質(zhì)，并且包括滾軋或擠壓用鋼錠、扁坯和鋼坯，以及砂型鑄件、金屬型鑄件、低壓鑄造鑄件、壓鑄件、蠟?zāi)ｈT件、半固態(tài)鑄件(例如，觸融壓鑄件、流變鑄件)、壓力鑄件、離心鑄件、連續(xù)鑄件(例如，通過水平連鑄、上鑄、上引鑄造制造的棒材、空心棒材、異型棒材、異型空心棒材、線圈材料、線材等)、通過熔融合金鍛造(直接鍛造)、熱噴鍍、加厚、加襯里、覆蓋而形成的鑄件。對于焊接件，由于部分熔化母材，然后凝固從而連結(jié)在一起，因此廣義上應(yīng)包含在鑄件的范疇。
(6)f4＝[Zn]+2.5[Sn]+3[Al]＝15～42(f4＝20～41為理想，f4＝25～40更為理想，f4＝30～39為最適宜)。而且，對于未含有的元素a，[a]＝0。
(7)f5＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[Zr]＝500～20000(f5＝800～10000為理想，f5＝1200～6000更為理想，f5＝1600～4500為最適宜)。而且，對于未含有的元素a，[a]＝0。
(8)及f6＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[P]＝75～3000(f6＝150～1600為理想，f6＝200～1200更為理想，f6＝250～1000為最適宜)。而且，對于未含有的元素a，[a]＝0。
(9)熔融固化時(shí)出現(xiàn)的初晶為α相。
(10)熔融固化時(shí)，發(fā)生包晶反應(yīng)。
(11)熔融固化時(shí)，形成枝晶網(wǎng)被分割的晶體結(jié)構(gòu)。
(12)熔融固化時(shí)的晶粒的二維形狀呈圓狀、基本上圓狀、橢圓狀、十字狀、針狀或者多角狀。
(13)α相被微細(xì)分割在基質(zhì)中，且由γ相及/或偏析產(chǎn)生的Sn的高濃度部分均勻地分散于基質(zhì)內(nèi)。
(14)含有Pb或Bi時(shí)，微細(xì)且大小均勻的Pb粒子或者Bi粒子均勻地分散于基質(zhì)內(nèi)。
而且，在第1～第8銅合金鑄件中，Cu為構(gòu)成該鑄件的銅合金的主要元素，為確保作為工業(yè)用材料的耐蝕性(耐脫鋅腐蝕性、耐應(yīng)力腐蝕及抗龜裂性)及機(jī)械特性，其含量應(yīng)為58mass％以上。但，Cu含量超過72.5mass％時(shí)，會(huì)使強(qiáng)度、耐腐蝕性降低，并對后述的因同時(shí)添加Zr及P而引起的晶粒細(xì)化效果造成障礙。考慮到這些事實(shí)，有必要將Cu含量控制為58～72.5mass％，60～72.5mass％為比較理想，60.5～70mass％為更適宜，61.5～66mass％為最理想。而且，為進(jìn)行晶粒的細(xì)化，也應(yīng)重視與其他元素之間的關(guān)系，且滿足(1)的條件。即，Cu及其他構(gòu)成元素的含量之間應(yīng)成立以下關(guān)系式f1＝([Cu]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])-0.5[Sn]-1.8[Al]-([As+[Sb])+[Mn]-3.5[Si]-0.5[Mg])＝60～90。而且，f1＝61～72為理想，f1＝61.5～68更為理想，f1＝62～67為最適宜。
在第1～第8銅合金中，Zn與Cu共同作為構(gòu)成該鑄件的銅合金的主要元素，除降低合金的堆垛層錯(cuò)能、引起包晶反應(yīng)、具有鑄件的晶粒細(xì)化作用、增強(qiáng)熔融合金的流動(dòng)性并降低熔點(diǎn)的作用、防止Zr的氧化損失的作用、提高耐蝕性及提高可切削性的作用外，也具有提高拉伸強(qiáng)度、屈服應(yīng)力、沖擊強(qiáng)度及疲勞強(qiáng)度等機(jī)械強(qiáng)度的功效?？紤]到上述事實(shí)，將Zn的含量規(guī)定為減去各構(gòu)成元素之含量的剩余量。
第1～第8銅合金中，Zr及P是，以進(jìn)行銅合金晶粒的細(xì)化、尤其熔融固化時(shí)晶粒的細(xì)化為目的而共同添加的元素。即，單獨(dú)的Zr及P元素，與所添加的其他一般元素同樣，對銅合金晶粒的細(xì)化的作用極小，但在Zr及P共存的狀態(tài)下，對晶粒的細(xì)化發(fā)揮極為有效的作用。
對于Zr，其含量在0.0008mass％以上時(shí)發(fā)揮這樣的晶粒細(xì)化作用，在0.003mass％以上時(shí)顯著地發(fā)揮，在0.005mass％以上時(shí)更顯著地發(fā)揮，在0.007mass％以上時(shí)極其顯著地發(fā)揮。對于P，其含量在0.01mass％以上時(shí)發(fā)揮這樣的晶粒細(xì)化作用，在0.02mass％以上時(shí)顯著地發(fā)揮，在0.03mass％以上時(shí)更顯著地發(fā)揮在0.035mass％以上時(shí)極其顯著地發(fā)揮。
另一方面，Zr的添加量達(dá)到0.045mass％，同時(shí)P的添加量也達(dá)到0.25mass％時(shí)，與其他構(gòu)成元素的種類、含量無關(guān)地，因Zr及P的共同添加而帶來的晶粒細(xì)化作用會(huì)完全地處于飽和狀態(tài)。因此，有必要將有效發(fā)揮相關(guān)功能所必需的Zr及P的添加量規(guī)定為，Zr為0.045mass％以下，P為0.25mass％以下。而且，Zr及P，只要其添加量為在上述的范圍內(nèi)設(shè)定的微量，則不會(huì)對由其他構(gòu)成元素發(fā)揮出的合金特性造成障礙，例如，通過晶粒細(xì)化，將偏析的高Sn濃度部分在基質(zhì)內(nèi)均勻地進(jìn)行分布，而不是在某些區(qū)域富集。同時(shí)，對于Pb、Bi等未固溶的可切削性改善元素也是，能使之成為揮最佳使用狀態(tài)(具有微細(xì)且大小均勻的粒徑且均勻地分散于基質(zhì)內(nèi))。其結(jié)果不僅能夠防止鑄件龜裂，可得到疏松、縮孔、砂眼、顯微疏松較少的健全的鑄件，而且可以提高鑄造后進(jìn)行的冷拉伸、冷拉拔的加工性，進(jìn)一步地提高該合金的諸特性。
另外，Zr是與氧的親和力非常強(qiáng)的元素，因此在大氣中熔融Zr或把廢料作為原料使用時(shí)，易于生成Zr的氧化物和硫化物。添加過量的Zr時(shí)，熔融合金的粘度將增大，因而鑄造過程中混入氧化物、硫化物而產(chǎn)生鑄造缺陷，易于產(chǎn)生砂眼或顯微疏松。盡管為避免這種現(xiàn)象，可在真空或完全為惰性氣體的環(huán)境下進(jìn)行熔化和鑄造，但這種方法存在無通用性，對于將Zr專門作為細(xì)化元素而添加的銅合金，其成本大幅度增加?？紤]到上述事實(shí)，為避免生成氧化物、硫化物，Zr的添加量最好控制在0.029mass％以下，0.024mass％以下更為理想，0.019mass％以下為最適宜。而且，如果將Zr的含量控制在此范圍，即使把該鑄件作為再利用材料在大氣中熔化時(shí)，Zr的氧化物及硫化物的生成量也會(huì)減少，因而能夠再度得到由微細(xì)晶粒構(gòu)成的健全的第1～第8銅合金鑄件。
因此，考慮到工業(yè)上添加微量的Zr，有必要將Zr的添加量控制在0.0008～0.045mass％，0.0003～0.029mass％為理想，0.005～0.024mass％更為理想，0.007～0.019mass％為最適宜。
此外，如上所述，P元素通過與Zr元素共同添加而發(fā)揮晶粒的細(xì)化作用，但同時(shí)對耐蝕性、鑄造性等帶來影響。因而，除通過與Zr共同添加而發(fā)揮的晶粒的細(xì)化作用外，再考慮到對耐蝕性、鑄造性等帶來的影響，有必要將P的添加量控制在0.01～0.25mass％，0.02～0.18mass％為理想，0.03～0.15mass％較為理想，0.35～0.12mass％為最適宜。
因此，只通過在上述的范圍內(nèi)各自確定Zr及P的含量，無法發(fā)揮通過共同添加Zr及P而產(chǎn)生的晶粒的細(xì)化效果，兩者的含量需要滿足條件(2)。盡管晶粒的細(xì)化可通過從熔融液晶析的α相初晶的成核速度遠(yuǎn)遠(yuǎn)超出枝晶的成長速度而予以實(shí)現(xiàn)，但為了使相關(guān)的現(xiàn)象發(fā)生，只通過各自確定Zr及P的添加量的方法不夠充分，有必要考慮共添比例(f2＝[P]/[Zr])。通過把Zr及P的含量控制在適宜范圍內(nèi)的適宜添加比例，就可通過Zr及P的共添功能或相互作用，能夠顯著地促進(jìn)α相初晶的成核，其結(jié)果，該α相的成核速度遠(yuǎn)遠(yuǎn)超出枝晶的生長速度。當(dāng)Zr及P的含量在適宜范圍內(nèi)且Zr及P的配合比例([P]/[Zr])為化學(xué)計(jì)量比時(shí)，通過添加數(shù)十ppm程度的微量Zr，可在α相晶體中生成Zr、P的金屬間化合物(例如，ZrP，ZrP1～x)，該α相的成核速度因[P]/[Zr]的值f2為0.5～120而提高，其程度因f2＝1～30而進(jìn)一步提高，因f2＝1.4～16而明顯地提高，因f2＝2～12而飛躍提高。即，Zr及P的共添比例f2為進(jìn)行晶粒的細(xì)化的重要因素，f2在上述的范圍內(nèi)時(shí)，熔融固化時(shí)的成核速度將明顯地超出晶粒生長速度。
隨著熔融固化的進(jìn)行以及固相的比例逐漸增大，開始頻繁地進(jìn)行晶粒生長，部分晶粒開始融合，通常α相的晶粒變大。其中，如果熔融物質(zhì)固化的過程中發(fā)生包晶反應(yīng)，則未固化的熔融合金和固相α相進(jìn)行固液反應(yīng)，因而α相被消耗的同時(shí)生成β相。其結(jié)果，α相被β相包圍，α相晶粒自身的大小也隨之變小，且該形狀也變成不帶角的橢圓狀。固相一旦變成如此微細(xì)的橢圓狀，氣體會(huì)容易漏掉，產(chǎn)生伴隨固化時(shí)的凝固收縮的對龜裂的耐性的同時(shí)，順利地收縮，因而有利于提高常溫下的強(qiáng)度、耐蝕性等的諸特性。不用說，若固相為微細(xì)的橢圓狀，則熔融合金具有良好的流動(dòng)性且適于半固態(tài)金屬凝固法。此外，若在凝固的最終階段，熔融合金中殘留微細(xì)橢圓狀的固相和熔融液，則即使對于復(fù)雜形狀的鑄模，熔融合金也會(huì)被充分地供給到各個(gè)角落，因而可以得到具有良好形狀的鑄件，即，近凈成形鑄件。而且，實(shí)用上不同于平衡狀態(tài)，一般在比平衡狀態(tài)更寬的組成而發(fā)生包晶反應(yīng)。其中，關(guān)系式f1和f4起重要的作用，f1的上限值(f4的下限值)主要與熔融固化后的晶粒大小和確定包晶反應(yīng)是否發(fā)生有關(guān)的尺度相關(guān)。f1的下限值(f4的上限值)主要與熔融固化后的晶體大小和確定初晶是否為α相的閾值相關(guān)。若f1和f4的值取上述的理想范圍、更理想的范圍或最適宜范圍的值，α相初晶的量隨之增多，在非平衡反應(yīng)中發(fā)生的包晶反應(yīng)變得異常活躍起來，結(jié)果在常溫下得到的晶粒更小。f5和f6分別表示的是f4和Zr，以及f4和P之間的關(guān)系，因此f5和f6也同樣重要。
這一系列的熔融固化現(xiàn)象，理所當(dāng)然取決于冷卻速度。即，在冷卻速度為105℃/秒以上進(jìn)行的急速冷卻過程中，沒有時(shí)間進(jìn)行晶體的成核，因而存在晶粒無法進(jìn)行細(xì)化的問題。相反地，冷卻速度為10～3℃度/秒以下進(jìn)行的緩慢的冷卻速度下，會(huì)促進(jìn)晶粒生長或晶粒融合，因而存在晶粒無法進(jìn)行細(xì)化的問題。另外，由于接近于平衡狀態(tài)，所以發(fā)生包晶反應(yīng)的組成范圍也變小。因而。熔融固化階段的理想的冷卻速度應(yīng)為10～2～104℃/秒的范圍，最佳范圍應(yīng)為10～1～103℃/秒。即使在這些冷卻速度的范圍內(nèi)，越接近上限的冷卻速度則晶粒細(xì)化的組成領(lǐng)域隨之變寬，晶粒也越來越細(xì)化。
第1～第8銅合金鑄件中，如周知的那樣，Pb、Bi、Se和Te元素不僅提高可切削性，也可以提高用于軸承之類的摩合構(gòu)件是配合部件的磨合性及滑動(dòng)性，即發(fā)揮卓越的耐磨性能。但是，Pb的大量添加對人體帶來危害，因此，不要添加超過必要量的Pb。另外，γ相是極為硬質(zhì)的相，但是如同Pb等，通過均勻地分散于基質(zhì)內(nèi)而成為切削時(shí)的應(yīng)力集中源。當(dāng)γ相均勻地分布在基質(zhì)中時(shí)，通過與Pb等的協(xié)同作用，可提高可切削性。即，生成厚度為薄的剪斷型切屑而得出被分?jǐn)嗟那行?，且結(jié)果表示低的切削阻力。因此，通過謀求晶粒的細(xì)化、有效地利用γ相，即使不大量地添加Pb等，也能夠確保滿足工業(yè)要求的可切削性。即，滿足(5)的條件為前提，可將Pb等的含量控制在上述范圍內(nèi)，而且在這些元素與γ相的含量之間滿足(3)的條件，從而不必添加大量的Pb等也能夠確保滿足工業(yè)要求的可切削性。通過滿足(13)和(14)的條件，即，通過晶粒的細(xì)化，Pb、Bi粒子及γ相微細(xì)及大小均勻地分散、配置在基質(zhì)內(nèi)，并可更為有效提高可切削性。一般，單獨(dú)添加Pb、Bi、Se和Te或以Pb及Te、Bi及Se，或Bi及Te中的任一組合形式添加。
然而，Pb、Bi在常溫下不固溶，其不僅以Pb粒子或Bi粒子的形式存在，在熔融固化階段的熔融狀態(tài)下也以粒子狀分布并存在于固相之間。因此，這些Pb、Bi粒子的數(shù)目越多則在熔融固化階段越容易產(chǎn)生龜裂(伴隨由凝固的收縮，拉伸應(yīng)力的產(chǎn)生所引起)。而且，Pb、Bi即使在固化后也是以熔融狀態(tài)主要存在于晶界。這些粒子一多起來，就很容易產(chǎn)生高溫龜裂。解決這些問題的有效的方法是，通過將晶粒進(jìn)行細(xì)化以釋放應(yīng)力(以及增大晶界面積)，并進(jìn)一步減小Pb、Bi粒子的大小且均勻地予以分布。Pb、Bi除對可切削性以外，如上述對銅合金的特性也產(chǎn)生壞的影響。對于常溫下的延性，也因應(yīng)力集中于Pb、Bi而造成損害(晶粒大時(shí)，延性受到協(xié)同性的破壞是眾所周知的常識(shí))。應(yīng)了解通過晶粒的細(xì)化能夠解決這些問題。
第2、第5、第6及第8銅合金鑄件中，添加Sn、Al元素的主要目的在于提高該鑄件的特性。Sn可提高機(jī)械特性(強(qiáng)度等)、耐蝕性和耐磨性。它還具有能夠分割枝晶臂，擴(kuò)大發(fā)生包晶反應(yīng)的Cu或Zn的組成范圍因而更有效地進(jìn)行包晶反應(yīng)的功能，而且能夠減少合金的堆垛層錯(cuò)能，其結(jié)果能夠更有效地實(shí)現(xiàn)晶粒的粒狀化及細(xì)化。但是，這些功能只在Zr及P的存在下尤其發(fā)揮顯著的作用。而且，由Sn的添加而生成的γ相抑制熔融固化時(shí)的晶粒的生長，幫助晶粒細(xì)化。γ相是Sn的高濃度部分的變化而成的區(qū)域，但是在熔融固化階段中Sn的高濃度部分處于均勻且微細(xì)地分散的狀態(tài)，因此生成的γ相也是微細(xì)的分散狀態(tài)，因此抑制固化之后的在高溫區(qū)上的α相晶粒的生長。而且，γ相是處于微細(xì)的分散狀態(tài)，因此耐蝕性和耐磨性也是良好。另外，Al具有提高在強(qiáng)度、流動(dòng)性、高速流下的耐沖蝕性和耐磨性的功能，且與Sn的關(guān)系來看，Al在鑄件表面上形成堅(jiān)固的Al-Sn耐蝕性皮膜，使之能夠提高耐蝕性和耐磨性。如同Sn，這些功能通過共同添加Zr及P的晶粒的細(xì)化，有效發(fā)揮其功能。Sn不僅發(fā)揮細(xì)化效果，而且提高耐蝕性，尤其是耐沖蝕性，因此是一種可提高強(qiáng)度和耐磨性的元素。并且在0.05mass％上開始發(fā)揮其效果，添加0.2mass％或0.5mass％更加具有效果，尤其，若添加0.7mass％以上，將會(huì)在高流速下形成富有Sn的耐蝕性皮膜，因此其效果為顯著。而且，Sn屬低熔點(diǎn)金屬，盡管取決于Cu、Pb、Bi等的其他元素的比率，但是即使說Zr和P的存在下，若添加超過4mass％的Sn，就很難得出健全的鑄件，得出也是脆性鑄件。設(shè)定Sn的添加量為3.5mass％以下或3mass％以下更為理想，設(shè)定為2.5mass％為最適宜。Al與Sn具有相同的效果，并且比Sn更能提高強(qiáng)度及耐磨性，但，若添加超過4mass％的Al，提高耐磨性的效果上沒有發(fā)揮作用，卻變脆弱。因此，設(shè)定Al的添加量為2.5mass％以下更為理想，設(shè)定為1.5mass％為最適宜。另外，提高耐蝕性為目的時(shí)，應(yīng)添加0.01mass％的Al，且0.03mass％為理想。提高耐沖蝕性或強(qiáng)度為目的時(shí)，添加0.05mass％以上的Al為理想，0.1mass％以上更為理想。因此，根據(jù)Zr和P的共同添加晶粒的細(xì)化功能有效地發(fā)揮，并且更有效地發(fā)揮Sn和Al的功能，將Sn和Al的含量規(guī)定在上述范圍之內(nèi)的同時(shí)，考慮到與Zr及P的含量之間的關(guān)系和與Zn的關(guān)系，有必要滿足(6)～(8)的條件。即，添加Sn及/或Al時(shí)，在謀求晶粒的細(xì)化中為重要要素，f4(＝[Zn]+2.5[Sn]+3[Al])、f5(＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[Zr])及f6(＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[P])具有給定的值；因此，要求f4＝15～42、f5＝500～20000及f6＝75～3000。為了更有效地謀求晶粒的細(xì)化，f4＝20～41、f5＝800～10000及f6＝150～1600為理想，f4＝25～40、f5＝1200～6000及f6＝200～1200更為理想，并且f4＝30～39、f5＝1600～4500及f6＝250～1000為最適宜。
對第3、第5、第7及第8銅合金鑄件，添加As及/或Sb的主要目的在于提高耐蝕性(尤其是，耐脫鋅腐蝕性)。通過添加0.02mass％以上的Sb或As，可以提高耐海水性或耐蝕性，但是，為了顯著地提高其耐蝕性的效果，添加0.03mass％的Sb或As為佳。另外，即使是Sb或As的添加量超過0.2mass％，也不可能得出其添加量對應(yīng)的效果，反而會(huì)降低延性，并且產(chǎn)生對人體有危害的有毒性問題。從這些點(diǎn)出發(fā)，Sb或As的添加量應(yīng)控制在0.2mass％以下，則0.12mass％以下更為理想。
對第4、第6至第8銅合金鑄件，添加Mn、Si、Mg的主要目的在于提高強(qiáng)度、熔融合金的流動(dòng)性、脫氧和脫硫效果、在高流速下的耐沖蝕性，及耐磨性。但是，部分的銅合金原料中一般使用廢料(廢棄傳熱管等)，且相關(guān)的廢料中多半是含有S成分(硫磺成分)。但，若在熔融合金中含有S成分，則晶粒細(xì)化元素Zr形成硫化物，便會(huì)降低根據(jù)Zr的有效的晶粒組織細(xì)化功能，從而導(dǎo)致熔融合金流動(dòng)性的降低，易產(chǎn)生氣孔或龜裂等鑄造缺陷。Mg除具有提高耐蝕性的功能以外，即使將含有這種S成分的廢料作為合金原料使用時(shí)，也具有提高鑄造時(shí)的熔融合金流動(dòng)性的功能。而且，Mg以更無害的MgS形式除掉S成分，即使該MgS成分殘留在合金中也不會(huì)對耐蝕性造成影響，并有效地防止因原料中含有S成分而造成的耐蝕性降低。而且，在原料中含有S成分時(shí)，S成分容易存在于結(jié)晶晶界并引起晶界腐蝕現(xiàn)象，但通過添加Mg成分，能夠有效地防止晶界腐蝕現(xiàn)象。而且，Mn雖然不如Mg、但也具有除去包括在熔融合金中的S成分的作用。若熔融合金中的氧含量大，Zr就會(huì)形成氧化物，導(dǎo)致喪失Zr晶粒細(xì)化功能，但，Mg等發(fā)揮防止形成這種Zr氧化物的作用。另外，即便因熔融合金中的S濃度增大而存在Zr被S消耗掉的隱患，在加入Zr之前，使熔融合金中的Mg含量達(dá)到0.001mass％以上，則熔融合金中的S成分以MgS形式被除掉或固定下來，因而不會(huì)發(fā)生上述問題。但，如果添加過量的Mg(超過0.2mass％)，則與Zr同樣，Mg生成氧化物、提高熔融合金的粘性而導(dǎo)致由于氧化物的混入而產(chǎn)生的鑄造缺陷。因此，添加Mg時(shí)，有必要考慮這些點(diǎn)。若Si與Zr、P、Cu及Zn共同含有，則下降合金的堆垛層錯(cuò)能，從而具有顯著發(fā)揮晶粒細(xì)化效果的功能。另外，Si具有提高熔融合金的流動(dòng)性、防止熔融合金的氧化、降低熔點(diǎn)的作用，且具有提高耐蝕性，尤其是，提高耐脫鋅腐蝕性及耐應(yīng)力腐蝕及抗龜裂性的作用。而且，Si具有提高可切削性以及諸如拉伸強(qiáng)度、屈服應(yīng)力、沖擊強(qiáng)度及疲勞強(qiáng)度等機(jī)械強(qiáng)度的功效。這些作用，對鑄件的晶粒的細(xì)化產(chǎn)生協(xié)同效果。并且，共同添加Mn和Si時(shí)，形成Mn-Si的金屬間化合物，從而提高耐磨性?？紤]到這些點(diǎn)，Mn、Si和Mg的含量控制在上述范圍內(nèi)。
第1至第8銅合金鑄件為了確保充分的耐蝕性、耐磨性、強(qiáng)度等而形成為上述的合金組織，要求每種銅合金鑄件具有上述的合金組成，且應(yīng)滿足(4)的條件。即，第1至第8銅合金鑄件應(yīng)滿足α相及γ相的合計(jì)含量為85％以上(90％以上為理想，95％以上更為理想，98％以上為最適宜)的相組織(金屬組織)。但是，如果γ相的含量為過剩，產(chǎn)生相的選擇腐蝕而降低耐蝕性。而且，雖然γ相具有提高耐磨性極耐沖蝕性的作用，但另一方面，γ相的存在即便成為降低延性的原因。因此，不降低耐蝕性的同時(shí)為了具有較好的強(qiáng)度、耐磨性及延性，最好是將在上述相組織中的γ相的含量控制在25％面積率以下，尤其，含有15％以下(0.1～10％為佳)的γ相為理想。若通過共同添加Zr和P晶粒被細(xì)化，γ相必然分割且球狀化，而且γ相能夠均勻地分布在基質(zhì)內(nèi)，從而可大幅度地提高可切削性、機(jī)械特性及耐磨性(滑動(dòng)性)。為了發(fā)揮相應(yīng)的效果，Pb、Bi粒子及γ相均勻地分散于基質(zhì)內(nèi)的狀態(tài)為前提的γ相所占的比率(面積率)1％為相當(dāng)于0.05mass％的Pb添加量，且應(yīng)滿足(3)的條件。即，γ相的含量(面積率)與Pb等的含量之間應(yīng)滿足關(guān)系式f3＝0.05[γ]+([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝0.45～4，f3＝0.6～2更為理想，f3＝0.95～1.5為最適宜。為了進(jìn)一步地提高可切削性，應(yīng)滿足(13)和(14)的條件，即，γ相及Pb、Bi粒子均勻地分散于基質(zhì)內(nèi)為佳。
第2、第5、第6及第8銅合金鑄件中，為了形成上述相組織且為了滿足(5)條件，應(yīng)考慮與Cu及其他添加元素之間的關(guān)系之后進(jìn)行調(diào)整Sn和Al的含量。即，為了更有效地進(jìn)行晶粒的細(xì)化，除了滿足(2)～(4)及(7)、(8)的條件之外，確定Sn等的含量以滿足(1)和(6)的條件?；蛘?，f1(＝[Cu]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])-0.5[Sn]-1.8[Al]-([As]+[Sb])+[Mn]-3.5[Si]-0.5[Mg])的上限值或f4(＝[Zn]+2.5[Sn]+3[Al])的下限值，在考慮到與主要元素的Cu等的含量關(guān)系后，為了確保更好的耐蝕性(耐沖蝕性)及耐磨性，設(shè)定為如上所述為佳。另外，考慮到γ對于延性、耐蝕性及鑄造性的影響，應(yīng)控制f1的下限值或f4的上限值，且設(shè)定為如上述所述為佳。確保這些特性，Sn濃度按Cu的濃度而變。
第1～第8銅合金鑄件中，通過添加Zr及P實(shí)現(xiàn)晶粒的細(xì)化，并通過滿足(5)的條件，即通過將熔融固化時(shí)的宏觀組織上的平均粒徑控制在250μm以下(100μm以下為理想，微觀組織中60μm以下為最適宜)，能夠得到高質(zhì)量的鑄件。此外，能夠提供利用水平連鑄、上鑄(上引鑄造)等連續(xù)鑄造的鑄件并予以實(shí)用。晶粒未細(xì)化時(shí)，為消除鑄件所特有的枝晶組織、消除Sn的偏析和將γ相的分割成球形形狀等，則需要經(jīng)過一次以上的熱處理過程，而且因晶粒的粗大化而導(dǎo)致表面狀態(tài)的惡化，但晶粒如上述已被細(xì)化時(shí)，偏析也只不過是微觀水平上的現(xiàn)象，因而沒有必要進(jìn)行熱處理，表面也處于良好的狀態(tài)。而且，析出γ相時(shí)，這些存在于晶界中，晶粒越微小且均勻地分散，則其相長度變得越短，因此，要么沒有必要進(jìn)行為分割γ相的特別的處理工序，要么即使有必要也能夠最大限度地減少該處理工序。如此地，通過大幅度削減制造過程的工序數(shù)目，能夠盡可能地減少制造成本。而且，通過滿足(5)的條件，不再引發(fā)如下的問題，因而能過發(fā)揮銅合金的卓越的特性，即，含有大量的低熔點(diǎn)金屬Sn的γ相的大小不齊或分布不均勻時(shí)，由于基質(zhì)中的α相與γ相之間的強(qiáng)度差而容易產(chǎn)生龜裂，并有損于延性。另外，Pb及Bi晶粒原本存在于α相與其他相如γ相之間的邊界或晶界，因而相較大時(shí)，特別易于在凝固時(shí)產(chǎn)生龜裂。
而且，添加Zr和P的目的在于晶粒的細(xì)化，而不是在于如何阻礙銅合金原本的特性。而且，通過添加Zr及P而進(jìn)行的晶粒細(xì)化，除了將Zr及P不作為結(jié)晶粒細(xì)化元素含有以外，確保具有與形成同種成分的銅合金所具有的特性同等或其以上的特性。為了將熔融固化時(shí)的平均粒徑設(shè)定為如上所述的微小形狀，Zr等的含量應(yīng)定在，第1、第3、第4及第7銅合金鑄件應(yīng)滿足(1)～(4)的條件，且第2、第5、第6及第8銅合金應(yīng)滿足(1)～(4)及(6)～(8)的條件上。
第1～第8銅合金的鑄件中，盡管原材料中有時(shí)會(huì)使用廢料，但使用廢料時(shí)，不可避免地，實(shí)用鑄造過程中上允許含有不純物。但，廢料為鎳電鍍材料的情況下，不可避免地含有不純物Fe及/或Ni時(shí)，就有必要限制Fe及/或Ni的含量。即，一旦這些不純物的含量增加，對晶粒的細(xì)化有用的Zr及P就會(huì)被Fe及/或Ni所消耗掉，發(fā)生阻礙晶粒細(xì)化的不良現(xiàn)象。因此，理想的是限制Fe及Ni的含量在不阻礙晶粒細(xì)化的范圍內(nèi)。具體地，當(dāng)含有Fe及Ni中的任一元素時(shí)，該含量應(yīng)被限制為0.2mass％以下(0.1mass％以下為理想，0.05mass％以下更為理想)。如果同時(shí)含有Fe及Ni時(shí)，F(xiàn)e及Ni的合計(jì)含量應(yīng)被限制為0.25mass％以下(0.13mass％以下為理想，0.8mass％以下更為理想)。
第1～第8銅合金的鑄件中，如上所示，通過晶粒的細(xì)化及Pb粒子等的均勻分散，可切削性、強(qiáng)度、耐磨性(含滑動(dòng)性)及耐蝕性極為卓越，能夠應(yīng)用于經(jīng)?；蚺R時(shí)地與自來水等接觸的狀態(tài)下使用的觸水金屬零件(例如，供水管道的水龍頭、供排水的金屬零件類、閥門、連接件、軸桿、鍋爐用零件等)、或與配合部件經(jīng)常或臨時(shí)接觸的狀態(tài)下相對配合部件運(yùn)動(dòng)的磨合部件(例如，軸承，齒輪、氣缸、軸承等)等作為這些的構(gòu)成元件等有效被利用。
本發(fā)明提出可切削性、強(qiáng)度、耐磨性及耐蝕性卓越的銅合金鑄件的鑄造方法，其特征為，在鑄造上述第1～第8銅合金的鑄件時(shí)，通過剛好在進(jìn)行澆鑄之前或原料熔化的最終階段，以含有Zr的銅合金的形式添加Zr(謀求更好、更穩(wěn)定的晶粒細(xì)化作為目的添加的物質(zhì))，使得進(jìn)行鑄造時(shí)不以氧化物及/或硫化物的形式添加Zr。作為上述含有Zr的銅合金，以Cu-Zr合金或Cu-Zn-Zr合金或這樣的合金，其除了Cu-Zr合金或Cu-Zn-Zr合金(基材合金)外，進(jìn)一步含有從P、Mg、Al、Sn、Mn及B中選擇的一種以上元素為佳。
即，在第1～第8銅合金鑄件的鑄造工序中，通過剛好在澆鑄之前以粒狀物、薄板狀物、棒狀物或線狀物的形狀的中間合金(銅合金)的形式，添加Zr，可以盡可能地減少添加Zr時(shí)的損失，且避免發(fā)生因鑄造時(shí)以氧化物及/或硫化物的形式添加Zr而不能確保發(fā)揮晶粒細(xì)化效果所必需且充分的Zr量的問題。并且，如此剛好在澆鑄之前添加Zr時(shí)，因Zr的熔點(diǎn)比該銅合金的熔點(diǎn)高出800～1000℃，因此最好使用具有粒狀物(粒徑2～50mm左右)、薄板狀物(厚度1～10mm左右)、棒狀物(直徑2～50mm左右)或線狀物形狀的中間合金，并且它們是接近于該銅合金的熔點(diǎn)且含有很多必需成分的低熔點(diǎn)合金(例如含有0.5～65mass％Zr的Cu-Zr合金或Cu-Zn-Zr合金或以這些的合金作為基質(zhì)，進(jìn)一步含有從P、Mg、Al、Sn、Mn及B中選擇的一種以上元素的合金(含有(各元素的含量0.1～5mass％)的合金)。尤其，為了降低熔點(diǎn)易于熔化的同時(shí)避免Zr的因氧化所引起的損失，最好以含有0.5～35mass％的Zr及15～50mass％的Zn的Cu-Zn-Zr合金(含有1～15mass％的Zr及25～45mass％的Zn的Cu-Zn-Zr合金為理想)的形式使用中間合金。Zr也與共同添加的P的配合比有關(guān)，盡管Zr是削弱作為銅合金的本質(zhì)性特征的電、熱傳導(dǎo)性能的元素，但不作為氧化物、硫化物形式的Zr量為0.045mass％以下(尤其是0.019mass％以下)時(shí)，幾乎不會(huì)因添加Zr而導(dǎo)致電和/或熱傳導(dǎo)性能的降低，即便電和/或熱傳導(dǎo)性能降低，其降低率與不添加Zr時(shí)相比極小。
另外，為得到滿足條件(5)的第1～第8銅合金鑄件，應(yīng)適當(dāng)?shù)卣{(diào)整鑄造條件、尤其是澆鑄溫度及冷卻速度。即，對于澆鑄溫度，設(shè)定為相對于該銅合金的液相線溫度高出20～250℃的溫度(25～150℃為理想)。即，澆鑄溫度的范圍應(yīng)是，(液相線溫度+20℃)≤澆鑄溫度≤(液相線溫度+250℃)為理想，(液相線溫度+25℃)≤澆鑄溫度≤(液相線溫度+150℃)更為理想。一般情況下，澆鑄溫度為1150℃以下，1100℃以下為理想，1050℃以下更為理想。只要熔融合金能夠填充到鑄模的每個(gè)角落，就不必特別地限制澆鑄溫度的下限值。但，澆鑄溫度越低，則越傾向于進(jìn)行晶粒的細(xì)化。而且，應(yīng)當(dāng)理解這些溫度條件因合金的配合量而異。
本發(fā)明的銅合金鑄件，因在熔融固化階段晶粒的細(xì)化，可耐于凝固時(shí)的收縮，從而可以盡可能地減少了鑄造龜裂的產(chǎn)生。而且，能夠?qū)δ踢^程中產(chǎn)生的孔穴、疏松等輕易地向外部排除，因而可得到?jīng)]有鑄造缺陷等的健全鑄件(無疏松等鑄造缺陷，不形成枝晶網(wǎng)，因而表面光滑且盡可能地減小縮孔深度的鑄件)。
而且，根據(jù)本發(fā)明銅合金鑄件在凝固過程中析出的枝晶組織不是鑄造組織所特有的典型的樹枝形狀，而是枝臂被分割的形狀，呈圓形、橢圓形、多角形或十字形的形狀。因此，提高熔融合金的流動(dòng)性，而且即使使用薄壁并且復(fù)雜形狀的鑄模時(shí)，熔融合金也能夠填充到鑄模的各個(gè)角落。
本發(fā)明的銅合金鑄件，能夠通過晶粒的細(xì)化、α相以外的相(因Sn形成的γ相)或Sn偏析等的均勻分散化及Pb粒子等的均勻分散化，即使不添加大量的具有斷屑器(chip breaker)功能的、提高可切削性元素的Pb等，也可確保工業(yè)上所滿足的可切削性。另外，本發(fā)明的銅合金鑄件具有借助構(gòu)成元素發(fā)揮而大幅提高的強(qiáng)度、耐磨性(滑動(dòng)性)及耐蝕性，因而能夠應(yīng)用于經(jīng)?；蚺R時(shí)地與水(自來水等)接觸的狀態(tài)下使用的觸水金屬零件(例如，供水管道的水龍頭；閥門、旋塞類；接頭、法蘭類；閥栓零件、住宅設(shè)備機(jī)器、排水器具類；連接件、鍋爐用零件等)或與配合部件(旋轉(zhuǎn)軸等)經(jīng)?；蚺R時(shí)接觸的狀態(tài)下相對配合部件運(yùn)動(dòng)的磨合部件(例如，軸承，齒輪、氣缸、滾動(dòng)軸承保持架、葉輪、閥門、開閉閥、泵類零件、軸承等)或作為這些的構(gòu)成材料。
另外，根據(jù)本發(fā)明的方法，則不會(huì)出現(xiàn)因Zr以氧化物及/或硫化物的形式被添加而引起的不良現(xiàn)象，通過Zr及P的共同添加來實(shí)現(xiàn)晶粒的細(xì)化，因而能夠有效、良好地鑄造出上述銅合金鑄件。
圖1包括實(shí)施例鑄件No.16的侵蝕面(橫截面)照片，其中圖1(A)表示宏觀組織，并且圖1(B)表示微觀組織。
圖2包括比較例鑄件No.204的侵蝕面(橫截面)照片，其中圖2(A)表示宏觀組織，并且圖2(B)表示微觀組織。
圖3包括實(shí)施例鑄件No.16的侵蝕面(橫截面)的X射線顯微分析儀照片，其中圖3(A)表示成分像(composition image)，圖3(B)表示Sn的分布，并且圖3(C)表示Pb的分布。
圖4包括比較例鑄件No.204的侵蝕面(橫截面)的X射線顯微分析儀照片，其中圖4(A)表示成分像，圖4(B)表示Sn的分布，并且圖4(C)表示Pb的分布。
圖5包括表示Tatur收縮試驗(yàn)結(jié)果的橫截面視圖，其中圖5(A)表示[良好]的試驗(yàn)結(jié)果，圖5(B)表示[稍差]的試驗(yàn)結(jié)果，并且圖5(C)表示[不良]的試驗(yàn)結(jié)果。
圖6是表示鑄造龜裂試驗(yàn)的試樣鑄造狀態(tài)的垂直剖面正視圖。
圖7包括鑄造龜裂試驗(yàn)中鑄造出的試樣的正視圖，其中圖7(A)表示沒有產(chǎn)生龜裂時(shí)的狀態(tài)，圖7(B)是產(chǎn)生細(xì)微龜裂時(shí)的狀態(tài)，并且圖7(C)是生成顯著龜裂時(shí)的狀態(tài)。
圖8包括表示在切削試驗(yàn)中生成的切屑的形態(tài)的透視圖。
具體實(shí)施方式作為實(shí)施例，將表1至表4所示的銅合金材料，用電爐熔化后，通過向預(yù)熱至200℃的鐵制鑄模中澆鑄該熔融合金中的每一種而獲得圓柱狀(直徑40mm，長度280mm)的鑄件(以下稱「實(shí)施例鑄件」)No.1～No.107。此時(shí)，Zr是粒狀的(邊長為數(shù)毫米長的立方體)Cu-Zn-Zr合金并且剛好在澆鑄之前添加于每種熔融合金中，從而防止了Zr以氧化物及/或硫化物的形態(tài)被添加的情況。而且，澆鑄溫度設(shè)定為比該銅合金的液相線溫度高100℃的溫度。
比較例而言，將表5所示的銅合金材料，用電爐熔化后，通過與實(shí)施例同樣的條件預(yù)熱至200℃的鐵制鑄模中澆鑄該熔融合金中的每一種而獲得圓柱狀(直徑40mm，長度280mm)的鑄件(以下稱「比較例鑄件」)No.201～No.222。
而且，從每個(gè)實(shí)施例鑄件及每個(gè)比較例鑄件中選取JIS Z 2201中規(guī)定的10號試驗(yàn)片，對此試驗(yàn)片，通過阿姆斯勒(AMSLER)萬能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測量拉伸強(qiáng)度(N/mm2)、0.2％屈服應(yīng)力(N/mm2)、延伸率(％)以及疲勞強(qiáng)度(N/mm2)。其結(jié)果，如表6至表10所示。
另外，為了確認(rèn)實(shí)施例鑄件及比較例鑄件的耐磨性(滑動(dòng)性)，進(jìn)行了以下的耐磨試驗(yàn)。
首先，從實(shí)施例鑄件及比較例鑄件中選取試驗(yàn)材料，通過對其進(jìn)行切削加工、開孔加工等，獲得了外徑32mm、厚度(軸線方向長度)10mm的環(huán)狀試驗(yàn)片。其次，將該試驗(yàn)片嵌合固定在旋轉(zhuǎn)軸上，同時(shí)通過使SUS304制滾輪(外徑48mm)與環(huán)狀試驗(yàn)片的外周面接觸而施加25kg負(fù)荷給環(huán)狀試驗(yàn)片的狀態(tài)下旋轉(zhuǎn)。然后，在試驗(yàn)片的外周面上，一邊滴下多效能機(jī)械油，一邊以209r.p.m.的速度轉(zhuǎn)動(dòng)旋轉(zhuǎn)軸。當(dāng)試驗(yàn)片的旋轉(zhuǎn)數(shù)達(dá)到10萬次時(shí)，停止試驗(yàn)片的旋轉(zhuǎn)，測量試驗(yàn)片的旋轉(zhuǎn)前后的質(zhì)量差，也就是，磨耗減量(mg)。所涉及的磨耗減量越少，說明是耐磨性越優(yōu)異的銅合金。其結(jié)果，如表6至表10所示。
而且，為了確認(rèn)實(shí)施例鑄件及比較例鑄件的耐蝕性，進(jìn)行了如下的沖蝕試驗(yàn)I至IV和在“ISO 6509”中規(guī)定的脫鋅腐蝕試驗(yàn)。
即，在沖蝕試驗(yàn)I至IV中，對從鑄件中選取的試驗(yàn)材料，在與其軸線垂直的方向上，用口徑1.9mm的噴嘴以11m/秒的流速噴射試驗(yàn)液(30℃)進(jìn)行沖蝕試驗(yàn)，并測量經(jīng)過規(guī)定時(shí)間后的腐蝕減量(mg/cm2)。作為試驗(yàn)液，在試驗(yàn)I中使用了，3％食鹽水、在試驗(yàn)II中使用了在3％食鹽水和CuCl2·2H2O(0.13g/L)的混合食鹽水、在試驗(yàn)III中在次氯酸鈉溶液(NaClO)里添加微量鹽酸(HCl)的混合液、在試驗(yàn)IV中在3％食鹽水里混合平均直徑為0.115mm的玻璃珠(5vol％)的混合鹽水。腐蝕減量，是從試驗(yàn)開始前的試驗(yàn)材料質(zhì)量與T時(shí)間噴射之后的試驗(yàn)材料重量的每1cm2的質(zhì)量差(mg/cm2)。試驗(yàn)時(shí)間(噴射的持續(xù)時(shí)間)，在試驗(yàn)I至III中都是T＝96小時(shí)，試驗(yàn)IV中是T＝24小時(shí)。沖蝕試驗(yàn)I至IV的結(jié)果，如表6至表10所示。
而且，在“ISO 6509”的脫鋅腐蝕試驗(yàn)中，將從每個(gè)實(shí)施例鑄件和每個(gè)比較例鑄件中選取的試驗(yàn)材料埋在酚醛樹脂材料中，使暴露的試驗(yàn)材料表面與伸縮方向垂直，然后將試料表面用剛玉砂紙一直研磨至1200號后，在純凈水中用超聲波洗凈并干燥。而且，將這樣獲得的被腐蝕試驗(yàn)材料，浸漬在1.0％的二水氯化銅(CuCl2·2H2O)中，以75℃的溫度條件下保持24小時(shí)之后，從水溶液中取出并測量其脫鋅腐蝕最大深度，也就是最大脫鋅腐蝕深度(μm)。其結(jié)果，如表6至表10所示。
而且，為了確認(rèn)實(shí)施例鑄件及比較例鑄件的切削性，進(jìn)行了如下的切削試驗(yàn)并測出了主切削分力(N)。
即，利用具有真鋒車刀(前角-6°、刀尖半徑0.4mm)的車床，以100m/分的切削速度、1.5mm的切削深度、0.11mm/rev的進(jìn)給速度，干式切削本發(fā)明鑄件的外周面，并用安裝在車刀側(cè)的三分量測力計(jì)測量切削力，并換算為主切削分力。其結(jié)果，如表6至表10所示。
而且，在上述切削試驗(yàn)中觀察所形成的切屑形狀，將銅合金鑄件的可切削性按其形狀分類成7種，即(a)呈梯形或者三角形的小片狀(圖8(A))；(b)長度為25mm以下的帶狀(圖8(B))；(c)針狀(圖8(C))；(d)長度為75mm以下的帶狀(除(b)外)(圖8(D)；(e)三圈以下的螺旋狀(圖8(E))；(f)長度超過75mm的帶狀(圖8(F))；及(g)超過三圈的螺旋狀(圖8(G))，以此判斷可切削性，并表示在表6至表10中。即，切屑呈(f)和(g)的形狀時(shí)，切屑處理(切屑的回收及再利用等)成為困難，而且出現(xiàn)切屑纏繞在車刀上或者損傷切削表面等問題，因此不能進(jìn)行良好的切削加工。而且，切屑呈(d)和(e)的形狀時(shí)，雖然不產(chǎn)生如(f)和(g)的大問題，但是切屑的處理仍然困難，而且進(jìn)行連續(xù)切削加工等時(shí)，可能產(chǎn)生切屑纏繞在車刀上和切削表面損傷等問題。但是，切屑呈(a)至(c)的形狀時(shí)，不產(chǎn)生如上述的問題，切屑不會(huì)如(f)和(g)那樣增大，從而切屑處理也較容易。但是，對于(c)形狀的切屑，根據(jù)切削條件的不同，發(fā)生切屑進(jìn)入到車床等工作機(jī)械的滑動(dòng)面而引起機(jī)械性故障，或者有可能刺傷操作員的手指和眼睛。因此，判斷可切削性的觀點(diǎn)上可以認(rèn)為(a)和(b)(尤其是(a))為最理想，其次(c)為良好，(d)和(e)在允許限度內(nèi)，(f)和(g)為不合適。表6至表10中，最好的切屑形狀為(a)和(b)的鑄件用“◎”、良好的切削形狀(c)的鑄件用“○”、允許范圍內(nèi)的切削形狀(d)和(e)的鑄件用“△”、不適合的切削形狀(f)和(g)的鑄件用“×”，各自表示。對于進(jìn)行了切削試驗(yàn)的實(shí)施例鑄件，沒有不良的切削形態(tài)。
從以上的各試驗(yàn)結(jié)果中證實(shí)了，與比較例鑄件相比，實(shí)施例鑄件在各個(gè)方面大幅提高了切削性、機(jī)械特性(強(qiáng)度、延伸率等)、耐磨性及耐蝕性。而且，盡管通常認(rèn)為晶粒細(xì)化降低延伸率，但是，上述的拉伸試驗(yàn)證實(shí)了，本發(fā)明的銅合金鑄件中，晶粒微細(xì)化不降低延伸率，反而提高延伸率。
而且，為了對實(shí)施例鑄件和比較例鑄件評價(jià)冷加工性，進(jìn)行了如下的冷壓縮試驗(yàn)。
即，從每個(gè)實(shí)施例鑄件和每個(gè)比較例鑄件中選取，用車床切削成直徑為5mm、長度為7.5mm的圓柱狀試驗(yàn)材料，并用阿姆斯勒萬能材料試驗(yàn)機(jī)壓縮此試驗(yàn)材料。根據(jù)與壓縮率(加工率)相關(guān)而產(chǎn)生的龜裂的有無來評價(jià)冷壓縮加工性。其結(jié)果，如表6至表8及表10所示。在這些表中，壓縮率為35％的情況下產(chǎn)生龜裂的試驗(yàn)材料視為冷壓縮加工性差，用“×”表示。壓縮率為50％的情況下沒有產(chǎn)生龜裂的試驗(yàn)材料視為冷壓縮加工性優(yōu)異，用“○”表示。而且，雖然在壓縮率為35％的情況下沒有產(chǎn)生龜裂，但在壓縮率為50％的情況下產(chǎn)生龜裂的試驗(yàn)材料視為具有良好的冷壓縮加工性，用“△”表示。該冷壓縮加工性也可以理解為斂縫加工性，評價(jià)為“○”的鑄件，可以進(jìn)行容易且高精度的斂縫加工。評價(jià)為“△”的鑄件，可以進(jìn)行一般的斂縫加工。而評價(jià)為“×”的鑄件，不可能進(jìn)行適當(dāng)?shù)臄靠p加工。進(jìn)行冷壓縮試驗(yàn)的實(shí)施例鑄件，都是“△”或“○”，從而證實(shí)了其具有優(yōu)異的冷壓縮加工性，也就是鉚接加工性。
而且，對于實(shí)施例鑄件和比較例鑄件，確認(rèn)熔融固化之后的常溫狀態(tài)下的金屬組織(相組織)，并根據(jù)圖像分析測定了α相及γ相的面積率(％)。即，通過將用光學(xué)顯微鏡放大200倍的組織以圖像分析軟件[WinROOF]進(jìn)行二值化，得出了各相的面積率。面積率的測定是在三個(gè)不同的視場中進(jìn)行，并將其平均值定為各相的面積率。其結(jié)果，對于金屬組織，如表1至5所示、對于α相及γ相的合計(jì)面積率，如表6至10所示。實(shí)施例鑄件均滿足(4)的條件。而且，鑄造過程中的熔融固化時(shí)的初晶是如表1至表5所示。實(shí)施例鑄件都滿足(9)的條件。并且，在實(shí)施例鑄件中，對于金屬組織中β相多的，通過退火方式來增量α相來解決，因此通過增加α相的比例而得到具有更好特性的實(shí)施例材料。
而且，關(guān)于每個(gè)實(shí)施例鑄件及每個(gè)比較例鑄件，測量了其熔化固化時(shí)的平均粒徑(μm)。即，切割鑄件，用硝酸侵蝕其橫截面之后，測量其侵蝕面上出現(xiàn)的微觀組織上的晶粒的平均直徑(平均粒徑)。此測量是基于JISH0501的用于評價(jià)可鍛銅和銅合金的平均粒徑的比較法進(jìn)行的，其中用硝酸侵蝕橫截面之后，粒徑超過0.5mm的晶粒用肉眼觀察，對于0.5mm以下的晶粒，放大7.5倍后觀察，而對小于約0.1mm的晶粒，用過氧化氫和氨水的混合液侵蝕之后，用光學(xué)顯微鏡放大至75倍后觀察。其結(jié)果，如表6至表10所示，實(shí)施例鑄件都滿足(5)的條件。而且，對于雖然適當(dāng)含有Zr但不含有P的比較例鑄件No.222，晶粒僅得到輕微的細(xì)化。從而可以看出，謀求晶粒的細(xì)化過程中，只添加Zr是不充分的，而且需要共同添加Zr和P。而且，對于實(shí)施例鑄件，也證實(shí)了滿足(10)～(14)的條件。在圖1至圖4中，舉出了實(shí)例。
圖1包括關(guān)于實(shí)施例鑄件No.16的宏觀組織照片(圖1(A))及微觀組織照片(圖1(B))。圖2包括關(guān)于比較例鑄件No.204的宏觀組織照片(圖2(A))及微觀組織照片(圖2(B))。從圖1及圖2中，清楚地了解到比較例鑄件No.204雖然不滿足(11)和(12)的條件，但是實(shí)施例鑄件No.16滿足(11)和(12)的條件。
圖3包括實(shí)施例鑄件No.16的X射線顯微分析儀照片，其中圖3(A)是表示成分像、圖3(B)是表示Sn的分布情況并且圖3(C)是表示Pb的分布情況。而且，圖4包括比較例鑄件No.204的X射線顯微分析儀圖像，其中圖4(A)是表示成分像、圖4(B)是表示Sn的分布情況并且圖4(C)是表示Pb的分布情況。如圖3中明確所示，實(shí)施例鑄件No.16中，Sn的高濃度部分(圖3(B)中的白色部分)及Pb粒子(圖3(C)中的白色部分)成為大小均勻的細(xì)微形狀且均勻地分散，從而滿足(13)和(14)的條件。另外，比較例鑄件No.204中，如圖4所示，Sn的高濃度部分(圖4(B)中的白色部分)及Pb粒子(圖4(C)中的白色部分)的大小為不均勻，其分布也不均勻，從而不滿足(13)和(14)的條件。
而且，比較例鑄件No.204，除了Zr含量低于上述適當(dāng)范圍的下限值以外的問題，同實(shí)施例No.16具有幾乎相同的構(gòu)成。因此，從這一點(diǎn)，可以理解，在上述條件下，共同添加適量的Zr和P，則可以有效地謀求晶粒的細(xì)化，由此可謀求Pb粒子等的更細(xì)分化和分散化。而且，從對于這些的鑄件No.16及No.204的耐磨試驗(yàn)的結(jié)果(磨耗減量)及切削試驗(yàn)的結(jié)果來看，前者具有明顯的耐磨性及可切削性。從而，滿足(11)至(14)條件，對于進(jìn)一步提高耐磨性(滑動(dòng)性)及切削性起著重要作用。
從以上的情況中，證實(shí)了實(shí)施例鑄件，在上述的范圍內(nèi)含有各構(gòu)成元素，并且通過滿足(1)～(5)(對于第2、第5、第6及第8銅合金還要滿足(6)至(8)的條件，與不滿足這些條件中的至少一部分的比較例鑄件相比，大幅提高了切削性、強(qiáng)度、延伸率、耐磨性及耐蝕性。而且，證實(shí)了在上述條件之上，通過滿足(9)～(14)的條件，能更有效得到提高這些特性。
而且，通過滿足(5)的條件，即，通過晶粒細(xì)化，認(rèn)為能提高鑄造性，為了確認(rèn)該想法，進(jìn)行了tatur試驗(yàn)(tatur shrinkage test)及鑄造龜裂試驗(yàn)。
即，使用鑄造實(shí)施例鑄件及比較例鑄件時(shí)使用的熔融合金(表1至表5中的成分所構(gòu)成的銅合金材料的熔融合金，且澆鑄溫度也同樣)進(jìn)行了tatur試驗(yàn)，并根據(jù)內(nèi)部收縮部分的形態(tài)及其附近的疏松、孔、收縮孔的缺陷的有無，評價(jià)了鑄造性。鑄造性的評價(jià)為如下。如圖5(A)所示，內(nèi)部收縮部分的形態(tài)為光滑且在該最終凝固部上不產(chǎn)生疏松等缺陷的鑄件為“良”。如圖5(C)所示，內(nèi)部收縮部分的形態(tài)為不光滑而有顯著的凹凸形狀且該最凝固部上明顯產(chǎn)生疏松等缺陷的鑄件為“不良”。如同圖5(B)所示，不能由“良”或“不良”評價(jià)的中間部分用“稍差”表示。其結(jié)果，如表6至表10所示。這些表中，“良”用“○”表示，“稍差”用“△”表示，且“不良”用“×”表示。對于tatur試驗(yàn)中得出的鑄件，證實(shí)了宏觀組織中的晶粒的粒徑。其結(jié)果，如表6至表10所示，對于粒徑在100μm以下的鑄件用“○”表示，粒徑在100μm以上250μm以下的鑄件用“△”表示，粒徑超過250μm的鑄件用“×”表示。其結(jié)果與如上所述對于實(shí)施例鑄件及比較例鑄件測定的平均粒徑的測定結(jié)果相對應(yīng)。
從表6至表10所示的tatur試驗(yàn)的結(jié)果，明確地證實(shí)了，對于實(shí)施例鑄件，其一小部分為“稍差”，其大部分為“良”，與大部分為“不良”的比較例鑄件相比，由晶粒的細(xì)化鑄造性極為出色。
而且，如圖6所示，在鑄造龜裂試驗(yàn)中，根據(jù)上下鑄模1、1及左右鑄模2、2鑄造出試樣3。然后，根據(jù)在試樣3上發(fā)生龜裂的與否判斷其鑄造性。即，試樣3是由將中間部分作為龜裂判定部31a(由在此部發(fā)生的龜裂判定鑄造性)的帶板部分31和在該兩端上形成的三角板部分32、32構(gòu)成，且兩端為箭狀。上下鑄模1、1之間形成有鑄造帶板部分31的空腔，在其內(nèi)面的一部上設(shè)有絕熱材料4，并在被該絕熱材料4(在此固化減慢)圍繞的空腔的特定部位上鑄造龜裂判定部31a。左右鑄模2、2中形成有鑄造三角板部分32、32在每個(gè)鑄模的另外兩個(gè)空腔。而且，如在這些空腔中澆鑄熔融合金，由于絕熱材料4，龜裂判定部31a中的固化比其它部分進(jìn)行得慢。因此，帶板部分32由固化而向長度方向收縮，該收縮受到三角板部分32的控制，由此來自收縮的應(yīng)力只集中在固化較慢的龜裂判定部31a中。從而，根據(jù)龜裂判定部31a上產(chǎn)生龜裂的與否，可判斷出鑄造性的良否。該龜裂試驗(yàn)中，帶板部分31a的長度設(shè)為L1＝200mm且龜裂判定部31a的長度設(shè)為L2＝100mm。同tatur試驗(yàn)一樣，根據(jù)與鑄造實(shí)施例鑄件(No.1及No.2)及比較例鑄件(No.204～No.209，No.211，No.213，No.215及No.219～No.221)時(shí)的同樣成分且同樣溫度的熔融合金，制造了試樣3。其結(jié)果，如表6至表8及表10所示。鑄造性的評價(jià)為如下。如圖6(C)所示，在龜裂判定部31a上產(chǎn)生了用肉眼可以看出顯著的龜裂33a時(shí)，將鑄造性定為不良，用“×”表示。而且，如圖圖6(A)所示，肉眼及用5倍的放大鏡也觀察不出龜裂判定部31a時(shí)，將鑄造性定為優(yōu)良，用“○”表示。而且，如圖6(B)所示，在龜裂判定部31a中，肉眼觀察沒有顯著的龜裂33a，且用5倍的放大鏡仔細(xì)觀察時(shí)，可以確認(rèn)出細(xì)微的龜裂33b時(shí)，將定為具有一般的鑄造性，用“△”表示。進(jìn)行該龜裂試驗(yàn)的實(shí)施例鑄件，都用“○”表示，因此確認(rèn)出具有良好的鑄造性。
而且，只要是半固態(tài)金屬狀態(tài)中的固相為粒狀化，當(dāng)然，半固態(tài)金屬鑄造性變?yōu)榱己茫纱丝蛇M(jìn)行良好的半固態(tài)金屬鑄造。而且，最終固化階段中的含有固相的熔液的流動(dòng)性，主要是依賴于半固態(tài)金屬狀態(tài)中的固相的形狀和液相的粘性和組成，但是，對于鑄造的成形性的良否(在要求高精度或復(fù)雜形狀時(shí)是否也能鑄造出健全的鑄件)，前者(固相的形狀)的影響為大。即，半固態(tài)金屬狀態(tài)的固相開始形成枝晶網(wǎng)時(shí)，含有該固相的熔液很難傳達(dá)到鑄模的各個(gè)角落，因此鑄造的成形性劣化，并很難得出高精度鑄件和復(fù)雜形狀鑄件。另外，半固態(tài)金屬狀態(tài)的固相為粒狀化，因此其越接近于球狀(二維中越接近于圓形)并且粒徑越小，包括半固態(tài)金屬鑄造性的鑄造性就越卓越，因此可得出健全的高精度鑄件和復(fù)雜形狀鑄件(當(dāng)然，得出高品質(zhì)的半固態(tài)金屬鑄件)。因此，通過半固態(tài)金屬狀態(tài)的固相的形狀，可以評價(jià)出半固態(tài)金屬鑄造性，且由半固態(tài)金屬鑄造性，可確認(rèn)其它鑄造性(包括復(fù)雜形狀鑄造性、精密鑄造性及半固態(tài)金屬鍛造性)。一般，在包括30～80％固相的半固態(tài)金屬狀態(tài)，至少形成枝晶網(wǎng)被分割在晶體組織中且固相的二維形態(tài)呈圓狀、基本上圓狀、橢圓狀、十字狀或者多角狀時(shí)，可以說半固態(tài)金屬鑄造性為良好。特別是在包括60％固相的半固態(tài)金屬狀態(tài)中，該固相的平均粒徑為150μm以下(100μm以下為理想，50μm以下更為理想)及固相的平均最大長度為300μm以下(150μm以下為理想，100μm以下更為理想)中的任一項(xiàng)時(shí)，可以說半固態(tài)金屬鑄造性為卓越。
此外，為了比較評價(jià)實(shí)施例鑄件和比較例鑄件的半固態(tài)金屬鑄造性，進(jìn)行了如下的半固態(tài)金屬鑄造性試驗(yàn)。
即，向坩鍋里加入鑄造實(shí)施例鑄件和比較例鑄件時(shí)使用的原料，并升溫至半固態(tài)金屬狀態(tài)(固相比約60％)的溫度，在其溫度保持5分鐘之后，急速冷卻(水冷)。然后，調(diào)查在半固態(tài)金屬狀態(tài)下的固相形狀，評價(jià)半固態(tài)金屬鑄造性。其結(jié)果，如表6至表8及表10所示。證實(shí)了實(shí)施例鑄件具有優(yōu)異的半固態(tài)金屬鑄造性。在這些表中，將該固相的平均粒徑為150μm以下或者晶粒的平均最大長度為300μm以下的鑄件，視為具有優(yōu)異的半固態(tài)金屬鑄造性，用“○”表示。該固相的晶粒，雖然不滿足這種條件，但是沒有形成明顯的枝晶網(wǎng)的，評價(jià)為具有滿足工業(yè)要求的良好的半固態(tài)金屬鑄造性，用“△”表示。形成枝晶網(wǎng)的鑄件，評價(jià)為半固態(tài)金屬鑄造性差，用“×”表示。
而且，將從實(shí)施例中得到的銅合金鑄件No.25(以下稱為“產(chǎn)品鑄件”)作為原料鑄造了新的鑄件(以下稱為“再生鑄件”)。即，將產(chǎn)品鑄件(銅合金鑄件No.25)，在木炭的覆蓋下，以1000℃的溫度再熔化并保持5分鐘后，將熔化時(shí)的Zr的氧化損失估計(jì)為0.002mass％，追加添加與其Zr損失量相抵的含有3mass％Zr的Cu-Zn-Zr合金，并加入到熔融合金內(nèi)。其結(jié)果，對于所獲得的鑄件，Zr含量與原料的產(chǎn)品鑄件No.25大致相同(0.009mass％)。測量平均粒徑的結(jié)果，為與產(chǎn)品鑄件No.25大致相同的30μm。在此試驗(yàn)，證實(shí)了本發(fā)明的銅合金，將其鑄造中生成的澆道部等剩余部分乃至不要部分，在完全不損害晶粒的細(xì)化效果的情況下，作為再生原料能有效地利用。因此，可以將澆道部等剩余部分乃至不要部分，可以作為補(bǔ)充原料投入到連續(xù)操作中使用。因而，能高效率且有經(jīng)濟(jì)性地進(jìn)行連續(xù)操作。
表1
表2
表3
表4
表5
表6
表7
表8
表9
表10
工業(yè)上的利用可能性本發(fā)明的銅合金鑄件，可以用于包括如下的產(chǎn)品及其構(gòu)成材料的鑄件產(chǎn)品為理想。
1，要求鑄造性、導(dǎo)電性、熱傳導(dǎo)性和高機(jī)械特性的一般機(jī)械部件。
2，要求高導(dǎo)電性和高熱傳導(dǎo)性的電氣用終端設(shè)備和連接器，要求可容易進(jìn)行釬焊和焊接的電氣部件。
3，要求鑄造簡單的計(jì)量儀器部件。
4，要求機(jī)械特性優(yōu)異的給排水金屬零件、建筑用金屬零件、日用品雜貨品。
5，要求高強(qiáng)度、高硬度及優(yōu)異的耐蝕性和韌性的船用推進(jìn)器、軸、軸承、閥座、閥桿、緊固金屬零件、夾鉗、連接件、門把捏手、管卡環(huán)和凸輪。
6，要求高強(qiáng)度、高硬度和高耐磨性的閥門、軸桿、軸瓦、渦輪、支架、氣缸部件、閥座、不銹鋼軸承和泵葉輪。
7，要求耐壓性、耐磨性、可切削性和鑄造性的閥門、泵體、葉輪、供水閥、混水閥、自來水閥、接頭、噴灑頭、旋塞、水表、止水閥、傳感器部件、渦旋式壓縮機(jī)部件、高壓閥門和夾套壓力容器。
8，要求優(yōu)異的硬度及耐磨性的滑動(dòng)部件、液壓氣缸、氣缸、齒輪、釣具用卷盤和飛機(jī)固定器。
9，要求優(yōu)異的強(qiáng)度、耐蝕性和耐磨性的螺栓、螺母和配管用連接器。
10，要求適于簡單形狀的大型鑄件且要求高強(qiáng)度及優(yōu)異的耐蝕性和耐磨性的化學(xué)機(jī)械部件和工業(yè)閥門。
11，要求接合強(qiáng)度、加厚焊接、加襯里、覆蓋、耐蝕性和鑄造性的海水脫鹽裝置用焊接管、供水管、熱交換器用管、熱交換器用管板、煤氣配管用管、彎頭、海洋設(shè)備材料、焊接部件、焊接用材料等。
12，觸水金屬零件(接頭、法蘭盤類)螺紋接套、軟管螺紋接套、管套、彎頭、岐形管接頭、栓塞、襯套、管套節(jié)、接合件、法蘭。
13，觸水金屬零件(閥門、旋塞類)斷流閥、過濾器、泄水閥、閘閥、止回閥、球閥、隔膜閥、節(jié)流閥、球閥、針形閥、微型閥、放空閥、旋塞、轉(zhuǎn)向旋塞、填料旋塞(ground cock)、雙向旋塞、3向旋塞、4向旋塞、煤氣旋塞、球閥、安全閥、放氣閥、減壓閥、電磁閥、蒸汽疏水閥、水表(自來水用戶水表、流量計(jì))。
14，觸水金屬零件(水龍頭金屬零件)水龍頭(供水拴、灑水拴、止水栓、萬向水栓、混水拴、分水栓)、自來水龍頭、分流拴、止逆閥、分流閥、沖洗閥、切換旋塞、淋浴器、淋浴器掛架、栓塞、內(nèi)六角直通接頭(水管用銅合金接頭)、灑水噴嘴和噴灑頭。
15，觸水金屬零件(住宅設(shè)備器械、排水器具類)疏水閥、消火栓閥、二重連接。
16，泵類葉輪、機(jī)殼、連接件、滑動(dòng)軸瓦。
17，與汽車相關(guān)的器械閥門、接頭類、壓力開關(guān)、壓力傳感器、溫度傳感器(感溫體)、連接器類、軸承、軸承部件、壓縮機(jī)部件、汽化器部件、電纜固定件。
18，家電部件手機(jī)天線部件，端子、連接器，螺絲桿，馬達(dá)軸承(流體軸承)，復(fù)印機(jī)軸和輥筒，空調(diào)用閥門、接頭和螺母，傳感器部件。
19，摩合部件油壓缸活塞滑履，氣缸的活塞滑履，軸瓦，滑動(dòng)部件，電線固定件，高壓閥，接頭，齒輪，傳動(dòng)裝置，軸，軸承部件，泵，軸承，閥滑履，六角形螺母、水箱供水拴部件。
權(quán)利要求
1.一種銅合金鑄件，其特征在于，包含Cu58～72.5mass％、Zr0.0008～0.045mass％、P0.01～0.25mass％、從Pb0.01～4mass％、Bi0.01～3mass％、Se0.03～1mass％及Te0.05～1.2mass％中選擇的一種以上的元素和Zn剩余量；且f1＝[Cu]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝60～90、f2＝[P]/[Zr]＝0.5～120及f3＝0.05[γ]+([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝0.45～4(元素a的含量為[a]mass％，按面積率計(jì)，γ相的含量為[γ]％，對于沒有含有元素a的為[a]＝0)；并且按面積率計(jì)，α相及γ相的合計(jì)含量為85％以上，且按面積率計(jì)，γ相的含量為25％以下；在熔融固化時(shí)的宏觀組織中的平均粒徑為250μm以下。
2.根據(jù)權(quán)利要求
1所述的銅合金鑄件，其特征在于還含有Sn0.05～4mass％及/或Al0.01～4mass％；且f1＝[Cu]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])-0.5[Sn]-1.8[Al]＝60～90、f2＝[P]/[Zr]＝0.5～120、f3＝0.05[γ]+([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝0.45～4、f4＝[Zn]+2.5[Sn]+3[Al]＝15～42、f5＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[Zr]＝500～20000及f6＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[P]＝75～3000(元素a的含量為[a]mass％，按面積率計(jì)，γ相的含量為[γ]％，對于沒有含有元素a的為[a]＝0)；并且按面積率計(jì)，α相及γ相的合計(jì)含量為85％以上，且按面積率計(jì)，γ相的含量為25％以下；熔融固化時(shí)的宏觀組織中的平均粒徑為250μm以下。
3.根據(jù)權(quán)利要求
1所述的銅合金鑄件，其特征在于還含有As0.02～0.2mass％及/或Sb0.02～0.2mass％；且f1＝[Cu]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])-([As]+[Sb])＝60～90、f2＝[P]/[Zr]＝0.5～120及f3＝0.05[γ]+([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝0.45～4(元素a的含量為[a]mass％，按面積率計(jì)，γ相的含量為[γ]％，對于沒有含有元素a的為[a]＝0)；并且按面積率計(jì)，α相及γ相的合計(jì)含量為85％以上，且γ相的含量為25％以下；在熔融固化時(shí)的宏觀組織中的平均粒徑為250μm以下。
4.根據(jù)權(quán)利要求
1所述的銅合金鑄件，其特征在于還含有從Mn0.1～5mass％、Si0.05～2mass％及Mg0.001～0.2mass％中選擇的1種以上的元素；且f1＝[Cu]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])+[Mn]-3.5[Si]-0.5[Mg]＝60～90、f2＝[P]/[Zr]＝0.5～120及f3＝0.05[γ]+([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝0.45～4(元素a的含量為[a]mass％，按面積率計(jì)，γ相的含量為[γ]％，對于沒有含有元素a的為[a]＝0)；并且按面積率計(jì)，α相及γ相的合計(jì)含量為85％以上，且按面積率計(jì)，γ相的含量為25％以下；在熔融固化時(shí)的宏觀組織中的平均粒徑為250μm以下。
5.根據(jù)權(quán)利要求
1所述的銅合金鑄件，其特征在于還含有Sn0.05～4mass％及/或Al0.01～4mass％、As0.02～0.2mass％及/或Sb0.02～0.2mass％；且f1＝[Cu]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])-0.5[Sn]-1.8[Al]-([As]+[Sb])＝60～90、f2＝[P]/[Zr]＝0.5～120、f3＝0.05[γ]+([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝0.45～4、f4＝[Zn]+2.5[Sn]+3[Al]＝15～42、f5＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[Zr]＝500～20000及f6＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[P]＝75～3000(元素a的含量為[a]mass％，按面積率計(jì)，γ相的含量為[γ]％，對于沒有含有元素a的為[a]＝0)；并且按面積率計(jì)，α相及γ相的合計(jì)含量為85％以上，且按面積率計(jì)γ相的含量為25％以下；在熔融固化時(shí)的宏觀組織中的平均粒徑為250μm以下。
6.根據(jù)權(quán)利要求
1所述的銅合金鑄件，其特征在于還含有由Sn0.05～4mass％及/或Al0.01～4mass％、以及從Mn0.1～5mass％、Si0.05～2mass％及Mg0.001～0.2mass％中選擇的一種以上的元素；且f1＝[Cu]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])-0.5[Sn]-1.8[Al]+[Mn]-3.5[Si]-0.5[Mg]＝60～90、f2＝[P]/[Zr]＝0.5～120、f3＝0.05[γ]+([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝0.45～4、f4＝[Zn]+2.5[Sn]+3[Al]＝15～42、f5＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[Zr]＝500～20000及f6＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[P]＝75～3000(元素a的含量為[a]mass％，按面積率計(jì)，γ相的含量為[γ]％，對于沒有含有元素a的為[a]＝0)；并且按面積率計(jì)，α相及γ相的合計(jì)含量為85％以上，且按面積率計(jì)，γ相的含量為25％以下；在熔融固化時(shí)的宏觀組織中的平均粒徑為250μm以下。
7.根據(jù)權(quán)利要求
1所述的銅合金鑄件，其特征在于還含有由As0.02～0.2mass％及/或Sb0.02～0.2mass％、以及從Mn0.1～5mass％、Si0.05～2mass％及Mg0.001～0.2mass％中選擇的一種以上的元素；且f1＝[Cu]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])-([As]+[Sb])+[Mn]-3.5[Si]-0.5[Mg]＝60～90、f2＝[P]/[Zr]＝0.5～120、以及f3＝0.05[γ]+([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝0.45～4(元素a的含量為[a]mass％，按面積率計(jì)，γ相的含量為[γ]％，對于沒有含有元素a的為[a]＝0)；并且按面積率計(jì)，α相及γ相的合計(jì)含量為85％以上，且按面積率計(jì)，γ相的含量為25％以下；在熔融固化時(shí)的宏觀組織中的平均粒徑為250μm以下。
8.根據(jù)權(quán)利要求
1所述的銅合金鑄件，其特征在于還含有由Sn0.05～4mass％及/或Al0.01～4mass％、As0.02～0.2mass％及/或Sb0.02～0.2mass％、以及從Mn0.1～5mass％、Si0.05～2mass％及Mg0.001～0.2mass％中選擇的一種以上的元素；且f1＝[Cu]-3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])-0.5[Sn]-1.8[Al]-([As]+[Sb])+[Mn]-3.5[Si]-0.5[Mg]＝60～90、f2＝[P]/[Zr]＝0.5～120、f3＝0.05[γ]+([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝0.45～4、f4＝[Zn]+2.5[Sn]+3[Al]＝15～42、f5＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[Zr]＝500～20000及f6＝([Zn]+2.5[Sn]+3[Al])/[P]＝75～3000(元素a的含量為[a]mass％，按面積率計(jì)，γ相的含量為[γ]％，對于沒有含有元素a的為[a]＝0)；并且按面積率計(jì)，α相及γ相的合計(jì)含量為85％以上，且按面積率計(jì)，γ相的含量為25％以下；在熔融固化時(shí)的宏觀組織中的平均粒徑為250μm以下。
9.根據(jù)權(quán)利要求
1至8中任意一項(xiàng)所述的銅合金鑄件，其特征在于作為不可避免的不純物含有Fe及/或Ni時(shí)，如果含有其中任意一種時(shí)，F(xiàn)e或者Ni的含量被限定在0.2mass％以下，并且在含有Fe及Ni時(shí)，其合計(jì)含量被限定在0.25mass％以下。
10.根據(jù)權(quán)利要求
1至9中任意一項(xiàng)所述的銅合金鑄件，其特征在于熔融固化時(shí)的初晶為α相。
11.根據(jù)權(quán)利要求
1至9中任意一項(xiàng)所述的銅合金鑄件，其特征在于在熔融固化時(shí)，發(fā)生包晶反應(yīng)。
12.根據(jù)權(quán)利要求
1至9中任意一項(xiàng)所述的銅合金鑄件，其特征在于在熔融固化時(shí)，枝晶網(wǎng)被分割在晶體結(jié)構(gòu)中。
13.根據(jù)權(quán)利要求
1至9中任意一項(xiàng)所述的銅合金鑄件，其特征在于在熔融固化時(shí)的晶粒的二維形狀呈圓狀、基本上圓狀、橢圓狀、十字狀、針狀或者多角狀。
14.根據(jù)權(quán)利要求
1至9中任意一項(xiàng)所述的銅合金鑄件，其特征在于α相被微細(xì)地分割在基質(zhì)中，且由γ相或偏析中產(chǎn)生的Sn高濃度部分均勻地分散在基質(zhì)內(nèi)。
15.根據(jù)權(quán)利要求
1至9中任意一項(xiàng)所述的銅合金鑄件，其特征在于在含有Pb或者Bi時(shí)，大小均勻的Pb粒子或Bi粒子均勻地分散在基質(zhì)內(nèi)。
16.根據(jù)權(quán)利要求
1至15中任意一項(xiàng)所述的銅合金鑄件，其特征在于所述的銅合金鑄件是與水經(jīng)?；蚺R時(shí)接觸的狀態(tài)下所使用的觸水金屬零件或者其構(gòu)成材。
17.根據(jù)權(quán)利要求
1至15中任意一項(xiàng)所述的銅合金鑄件，其特征在于所述的銅合金鑄件是與配合部件經(jīng)?；蚺R時(shí)接觸的狀態(tài)下，與配合部件相對運(yùn)動(dòng)的摩合構(gòu)件或者其構(gòu)成材。
18.一種鑄造權(quán)利要求
1至17中任意一項(xiàng)所述的銅合金鑄件的方法，其特征在于在鑄造過程中，通過以含有Zr的銅基中間合金的形式添加所含有的Zr，以細(xì)化晶粒，從而防止以氧化物及/或硫化物的形式添加Zr。
19.根據(jù)權(quán)利要求
18所述的鑄造銅合金鑄件的方法，其特征在于上述含有Zr的銅基中間合金是，Cu-Zr合金，Cu-Zn-Zr合金，或者是還含有從P、Mg、Al、Sn、Mn及B中選擇的一種以上元素的Cu-Zr合金或Cu-Zn-Zr合金合金。
專利摘要
本發(fā)明涉及一種銅合金鑄件，其特征在于，包含Cu58～72.5mass％、Zr0.0008～0.045mass％、P0.01～0.25mass％、從Pb0.01～4mass％、Bi0.01～3mass％、Se0.03～1mass％及Te0.05～1.2mass％中選擇的一種以上的元素和Zn剩余量，且f1＝[Cu]－3[P]+0.5([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝60～90、f2＝[P]/[Zr]＝0.5～120及f3＝0.05[γ]+([Pb]+[Bi]+[Se]+[Te])＝0.45～4(元素a的含量為[a]mass％，按面積率計(jì)，γ相的含量為[γ]％，對于沒有含有元素a的為[a]＝0)。此外，按面積率計(jì)，α相及γ相的合計(jì)含量為85％以上，且按面積率計(jì)，γ相的含量為25％以下，在熔融固化時(shí)的宏觀組織中的平均粒徑為250μm以下。
文檔編號B22D27/20GK1993486SQ200580026791
公開日2007年7月4日 申請日期2005年8月10日
發(fā)明者大石惠一郎 申請人:三寶伸銅工業(yè)株式會(huì)社導(dǎo)出引文BiBTeX, EndNote, RefMan