专利名称：铜基合金以及采用该合金的铸锭和接触液体部件的制作方法
技术领域：
本发明涉及具有通过减少铸造缺陷同时降低铅含量而改善的合金坚固性的铜基合金，以及使用该合金的铸锭和接触液体部件。
背景技术：
一般而言，合金铸造是固化过程，可能由于体积收缩产生收缩孔隙缺陷。固化过程中的铸造从表面开始冷却，最后在壁厚的中心部分形成固化部分。在该中心部分，待固化的液体相被吸到前面固化的表面部分方向，并因此产生体积收缩。所述收缩孔隙缺陷在形式上随着相关合金的组成、冷却条件等变化。特别地，对于容易诱发溶质偏析(浓度偏差)并具有宽的固化温度范围的铜合金而言，所述缺陷可能以称作微孔隙的微小收缩孔(收缩孔隙)的形式出现。使合金中的低熔点金属或金属间化合物结晶从而抑致这种缺陷的出现并确保常用管道材料，比如阀门，旋塞和接头所期望的耐压性的技术是本领域公知的。
在青铜铸件(CAC406 JIS)中，例如，加入铅，并且铅作为低熔点金属结晶。CAC406含有约5重量％的铅。由于此处铅起到填充在中心部分形成的收缩孔的作用，所以它使得可以很容易制造出这种没有许多铸造缺陷比如收缩孔隙的致密铸件。由于这种铸件有极好的加工性，所以被大量用作所讨论的这种管道材料中的接触液体金属部件。但是，当这种青铜合金用作接触液体金属部件，比如阀门的原材料时，铅很少能在青铜铸件中形成固溶体和成功结晶，所以它能够洗脱到周围的水中破坏水质量。当水滞留在该接触液体金属部件中时，这种现象变得尤其明显。
因此，正在促进开发所谓的无铅铜合金，而且已经成功提出了数种新合金(参见，例如，专利文献1-4)。
JP-B HEI 5-63536(专利文献)，例如，公开了无铅铜合金，它通过用Bi替代铜合金中的铅提高了机械加工性和防止脱锌。
日本专利No.2889829(专利文献2)公开了无铅青铜合金，它加入Bi改善机械加工性，加入Sb抑致铸造过程中孔隙的形成和提高机械强度。
JP-A 2000-336442(专利文献3)公开了无铅易切削青铜合金，它通过加入Bi获得了机械加工性并改善了防粘性，而且通过加入Sn、Ni和P确保了防脱锌能力和机械性能。
JP-A 2002-60868(专利文献4)公开了无铅青铜合金，它通过加入不多于1重量％的Bi和Sb作为杂质并考虑了回收性能，保证了可铸造性、机械加工性和机械性质。
专利文献1JP-B HEI 5-63536专利文献2日本专利No.2889829专利文献3JP-A 2000-336442专利文献4JP-A 2002-60868发明内容本发明解决的问题上面提出的前述无铅铜合金结合了Bi作为代替铅的组分。由于过量加入Bi不仅仅提高了成本，而且导致机械性能比如拉伸强度和伸长率下降，所以要求加入的Bi量不多于常规青铜铸件中铅含量的1/2(体积比)。而且，在这种固化温度范围宽的合金比如青铜中，Bi的溶入可能导致逆偏析，即浓度在铸件表面发生偏离。因此，铸件壁厚的中心部分，即最后固化的部分，不能保证Bi的量足以补偿体积收缩，因而很容易产生微气孔(收缩孔隙缺陷)，并可能必然破坏合金的抗压性。
基于对上述问题的努力研究，提出了本发明。本发明的目标是提供通过抑制密集微孔隙的产生并同时降低铅含量而改善了合金坚固性的铜基合金，以及使用该合金的铸锭和接触液体部件。
解决问题的方法为了实现上述目标，权利要求1的发明涉及这种铜基合金它在铜基合金的固化过程中，通过在该合金的枝晶间隙中结晶能够在固相线以上的温度固化的金属间化合物，抑制溶质的迁移，从而使微孔隙分散开；另外，利用所述金属间化合物的结晶，使能够在低于液相线的温度固化的低熔点金属或者低熔点金属间化合物发生散布结晶，并依赖所述低熔点金属或低熔点金属间化合物进入所述微孔隙中从而抑制微孔隙的出现，改进了坚固性。
权利要求2的发明涉及这种铜基合金它含有至少5.0-10.0重量％的Zn和0＜Se≤1.5重量％的Se，而且在该铜基合金的固化过程中使ZnSe以金属间化合物的形式在该合金的枝晶间隙中结晶。
权利要求3的发明涉及所述铜基合金，其中所述金属间化合物的表面比为0.3％或以上以及5.0％或以下。
权利要求4的发明涉及这种铜基合金它含有至少0.25-3.0重量％的Bi，而且在该铜基合金的固化过程中Bi作为低熔点金属在溶质区中结晶。
权利要求5的发明涉及所述铜基合金，其中所述低熔点金属或低熔点金属间化合物的表面比为0.2％或以上以及2.5％或以下。
权利要求6的发明涉及这种铜基合金，它包含至少5.0-10.0重量％的Zn、2.8-5.0重量％的Sn、0.25-3.0重量％的Bi、0＜Se≤1.5重量％的Se、小于0.5重量％的P、作为余量的Cu、以及小于0.2重量％的不可避免的杂质Pb。
采用根据权利要求1-6任一的铜基合金制备的铸锭，或者由所述铜基合金机械成型的接触液体部件。
发明效果根据权利要求1的发明，通过使微孔隙散布以防微孔隙在合金中心部分密集出现，同样使所述散布的低熔点金属或低熔点金属间化合物进入所述微孔隙，并随后有效地抑制所述微孔隙的存在，能够制备合金坚固性得到改进而且预定的耐压性得到保证的铜基合金。
根据权利要求2或3所述的发明，能够制备降低稀有金属含量、改进合金坚固性并具有经济性的铜基合金。
根据权利要求4或5的发明，能够制备降低稀有金属含量、改进合金坚固性并经济的铜基合金。
根据权利要求6的发明，能够甚至在满足预定标准的铅洗脱量并具有宽的固化温度范围的青铜合金中，获得合金壁厚中心部分的微孔隙减少而且合金坚固性改进的铜基合金，尤其是适用作一般管道材料，比如例如阀门的铜基合金。
根据权利要求7的发明，能够提供作为中间产物的铸锭，和提供阀部件，包括用于饮用水的阀、杆、阀座和圆盘；管道材料，包括水龙头和接头；维修设备和排水管，包括注定要接触液体的过滤器、泵和马达；接触液体的水龙头配件；热水传送设备，包括热进水设备、用于干净水管线的部件和元件；和中间件，包括除了上面列举的最终产品和组装体的线圈和空心棒。
附图简述[
图1]该图示意性说明了用于分步铸造测试件的铸造计划。
该图举例说明了每个测试件上的测量部分。
该图是本发明的铜基合金的金相照片。
该图举例说明了在壁厚为20mm的测试件的不同测量部分的ZnSe表面比。
该图举例说明了在每个测试件中心位置的ZnSe表面比。
该图举例说明了在壁厚为20mm的测试件的不同测量部分的微孔隙表面比[图7]该图举例说明了在每个测试件中心位置的微孔隙表面比。
该图举例说明了在壁厚为20mm的测试件的不同测量部分的Bi表面比。
该图举例说明了在壁厚为20mm的测试件的中心位置处Bi含量和微孔隙表面比之间的关系。
最佳实施方式下面描述了本发明的铜基合金的一个优选实施方案以及使用该合金的铸锭和接触液体部件。
本发明的铜基合金是在该合金的固化过程通过下列步骤改进了合金坚固性的铜基合金通过在该合金的枝晶(树枝状晶体)间隙中结晶能够在该合金固相线以上的温度范围，更优选在固相线和液相线之间的温度区域的固化温度下固化的金属间化合物ZnSe，由此抑制溶质的迁移并实现微孔隙(收缩孔隙)的散布，并使能够在低于该合金液相线的温度更优选在低于固相线温度的温度固化的、由于迁移被抑制而在溶质区域中散布和结晶的低熔点金属Bi(或者低熔点金属间化合物)，进入所述微孔隙中从而抑制微孔隙的存在。
下面介绍采用ZnSe作为所述金属间化合物或者采用Bi作为所述低熔点金属。另外，TiCu(熔点975℃)、TiCu3(熔点885℃)和CeBi2(熔点883℃)可以作为所述金属间化合物的具体例子，In(熔点155℃)和Te(熔点453℃)可以作为所述低熔点金属的具体例子。InBi(熔点110℃)和In2Bi(熔点89℃)也可以作为所述低熔点金属间化合物的具体例子。
本文所用的术语“枝晶”是指合金固化时观察到的晶体。由于它以树枝形状形成，所以称作枝晶。术语“溶质”是指在至少合金的固相线温度范围内构成液相的低熔点相。术语“固相线”是指将不同合金组成的适当(pertinent)熔融合金完全固化的温度连接而成的线，术语“液相线”是指将不同合金组成的适当熔融合金的开始固化的温度连接而成的线。
所述铜基合金由至少5.0-10.0重量％的Zn、2.8-5.0重量％的Sn、0.25-3.0重量％的Bi、0＜Se≤1.5重量％的Se、小于0.5重量％的P、作为余量的Cu、以及小于0.2重量％的不可避免的杂质Pb组成。当所述合金需要能更有效的改善其机械性质时，在该组成中可以加入3.0重量％或以下的Ni。
下面解释形成本发明铜基合金的组合物的组分范围及其原因。
Zn5.0-10.0重量％这是能有效提高硬度和机械性质，包括伸长率，而且尤其不影响机械加工性的元素。而且，由于Zn也能有效抑制在熔体中由于吸入气体形成Zn氧化物，以及改善合金的坚固性，所以5.0重量％或以上的Zn含量被证明能够实现这些功能。更实际一些，从下面介绍的对降低Bi和Si量进行补偿的观点上看，7.0重量％或以上的含量是优选的。同时，由于Zn具有高蒸汽压，所以考虑到工作气氛的安全性和可铸造性，优选10.0重量％或以下的含量。当同时考虑到经济性时，Zn的最优含量是大约8.0重量％。
Se0＜Se≤1.5重量％作为Pb的备选组分，该元素能够通过和前述元素Zn形成金属间化合物而保证和Bi一样的机械加工性(Bi在下面介绍)并改善合金的坚固性。即使是微量，Se和Zn形成金属间化合物，有助于改善合金的坚固性。为了确保这些功能并考虑到在实际生产工艺中调整组分的容易程度，这种元素的有效含量为0.1重量％或以上。因此，设置这个值作为合适的下限。具体而言，为了在不增加Bi含量时由金属间化合物ZnSe的结晶实现微孔隙的散布，以及为了通过将合金中心部分中微孔隙的表面比限制在标准值以下改进合金的坚固性，这种元素的最优含量证明是约0.2重量％，如下面具体描述的图9所示。即使在Se含量超过1重量％，所述微孔隙表面比的减少也处于平衡状态。因此，将1.5重量％的含量设为这种元素的上限。具体而言，为了降低Se含量并确保预定的拉伸强度，将所述上限设置在0.35重量％是有利的。
Bi0.25-3.0重量％作为充当Pb的备用组分的低熔点金属，元素Bi通过在铸造的固化过程中进入合金(铸件)中出现的微孔隙内，有助于改善合金的坚固性和保证机械加工性。为了减少微孔隙率并保证合金的抗压性，Bi的有效含量是0.25重量％或以上。特别是为了降低Se含量以及为了确保耐压性而抑制微孔隙率，Bi含量为0.5重量％是有利的，如图9所示，下面将具体介绍。同样，为了确保必需的机械性能，有效的Bi含量是3.0重量％或以下。特别是在结合Bi含量考虑降低微孔隙率的效率时，将该含量设为2.0重量％或以下是有利的，因为在2.0重量％附近微孔隙率的下降达到了平衡状态。顺便提一下，Bi的固化和结晶温度是大约271℃。
Sn2.8-5.0重量％包含该元素是因为它能够引入α相固溶体而改善抗摩擦性和耐腐蚀性，提高强度和硬度，以及形成SnO2保护膜。元素Sn对机械加工性的破坏程度随着其含量在实际使用范围内的增加而线性增加。在考虑到在降低该含量的范围内保证机械性能，以及避免耐腐蚀性破坏后，确定了上述含量范围。考虑到伸长率性质容易受Sn含量的影响以及无论铸造条件是否发生变化都能够获得该近似最大值的伸长率，更优选范围是证明最优的3.5-4.5重量％。
Ni3.0重量％或以下当要求更有效提高合金的机械性质时，加入了这种元素。元素Ni使得α相固溶体对基质进行了强化，并在某种程度提高了合金的机械性能。确定上述界限是考虑到超过该含量时会导致该元素和Cu以及Sn形成金属间化合物，由此提高机械加工性并同时破坏机械性能。虽然证明0.2重量％或以上的含量能有效提高机械强度，但是机械强度的峰值出现在0.6重量％附近。因此，考虑到铸造条件的变化，理想的Ni含量固定在0.2-0.75重量％。
P小于0.5重量％考虑到提高熔融铜合金的脱氧能力以及能够生产坚固铸件和连续铸锭，该元素的加入量小于0.5重量％。超过这个含量往往使固相线降低并诱发偏析，形成P化合物和使铸件变脆。在成型铸造情况下优选范围是200-300ppm，在连续铸造情况下优选范围是0.1-0.2重量％。
Pb小于0.2重量％由于元素Pb是不可避免的不会主动加入的杂质，所以设置其界限为小于0.2重量％。
采用上述铜基合金制备的铸锭被作为中间产物或者加工该合金形成的接触液体部件提供。该接触液体部件包括，例如，阀部件，包括用于饮用水的阀、杆、阀座和圆盘；管道材料，包括水龙头和接头；维修设备和排水管；包括注定要接触液体的过滤器、泵和马达的设备；接触液体的水龙头配件；热水传送设备，包括热进水设备、用于干净水管线的部件和元件；和中间件，包括除了上面枚举的最终产品和组装体的线圈和空心棒。
实施例1测试本发明铜基合金的合金坚固性。测试结果解释如下。图1示意性说明了分步铸造测试件的铸造计划，图2举例说明了在每个测试件上的测量部分。
试样(Bi基无铅青铜合金)，即下表1所示的No.1-No.15，根据图1所示的分步铸造测试件的铸造计划铸造。从所得铸件中切下图2所示构造的测试件。将各个测试件的切割表面磨光，然后测量ZnSe(金属间化合物)、Bi(低熔点金属)和微孔隙的表面比。通过采用用图像分析软件放大到200倍的区域作为观察范围，测量在该观察范围中观察到的相关表面比，确定所述表面比。在同一测量位置，测量总共10(n＝10)次，测量的同时略微移动视场，由此得到的10个所得值的平均值记为该位置的表面比，如下表2所示。用于铸造所述分步铸造测试件的计划包括将相关熔融金属从直径25mm的浇口通过直径70mm、高度160mm的冒口从所述分步部件的壁厚40mm的侧边浇铸。就浇铸条件而言，在15kg高频试验炉中进行熔融，熔融量保持为13.5kg，浇铸温度为1180℃，浇铸时间是7秒，铸模是CO2模具，加入250ppm的P进行脱氧处理。
为了预先规定注定构成合金坚固性判定标准的微孔隙表面比，对壁厚20mm的分步测试件进行了直观染料渗透测试。直观染料渗透测试包括在测试件切割表面上喷洒渗透剂，使施加的渗透剂层静置10分钟，然后从该切割表面上擦除渗透剂，再在该切割表面上喷洒显影剂，根据最终在该切割表面上显示的红色判断是否存在铸造缺陷。在表3中给出了该直观染料穿透试验的结果、Bi和Se含量、以及该直观染料穿透试验中所用试样体现出来的微孔隙的表面比。顺便提一下，在单独的试样中，Zn含量是约8重量％，Sn含量是约3.6重量％，Pb含量是约0.03重量％，P含量是约220ppm。如下表3所示，暴露出极少缺陷而且没有耐压性问题的试样用圆圈标记○表示，暴露出一些缺陷而且由其制备的阀满足JIS(日本工业标准)规定耐压性的试样用三角形标记△表示，暴露出大量缺陷的试样用叉标记X表示。结果证实，当试样的微孔隙表面比为2.53％或以下时，表明合金的缺陷非常少而且耐压性满足规定的大小，当所述表面比为约2.5％或以下时，更加安全。
现在，下面将介绍在固化温度范围内固化的金属间化合物ZnSe的功能，所述固化温度范围，即超过铜基合金固相线的温度范围，更优选是固相线和液相线之间的温度范围。
图3是试样No.4(2％Bi-1％Se)的金相照片。在形成该试样的铜基合金的固化温度(约982-798℃)范围内固化的金属间化合物ZnSe(熔点约为880℃)在金相上或者独立存在，或者紧邻溶质相(低熔点相)中的Bi，所述溶质相穿插在多个主要由Cu形成的枝晶间隙之间。也就是说，已经明确在该铜基合金的固化温度范围内固化的金属间化合物ZnSe，通过被捕获在于上述固化温度范围内结晶的枝晶间隙中不能自由移动，而实现基本均匀地分散、结晶以及抑制偏移。顺便提一下，优选该金属间化合物在所述固化温度范围内固化，因为所述金属间化合物在所述固化进行到一定程度而且枝晶已经结晶后固化，并因此金属间化合物绝对无误地被捕获在所述枝晶间隙里。这个事实得到了上表2所示实验结果的证实。
表4示出了No.2(2％Bi-0.1％Se)、No.3(2％Bi-0.2％Se)、No.4(2％Bi-1％Se)和No.5(2％Bi-1.5％Se)试样在壁厚20mm的铸件测试件的规定测量位置的表面比。如图2所示，在三个测量位置，距底1mm、中心和距顶1mm的ZnSe表面比，基本上没有区别。已经确定，即使就数字值而言，所述能够在该铜基合金固化温度范围内固化的金属间化合物在合金中分散基本均匀。该分散情况相同，即使铸件的壁厚存在着不同。如图5所示，和图4的试样相同的、具有10mm、20mm、30mm和40mm不同壁厚度的试样，在每个试样中心测量位置处的ZnSe表面比基本上没有差别。
即使在具有较高Zn-Sn含量的合金，比如15Zn-12Sn-2Bi-0.4Se(液相线约868℃，固相线约670℃)和20Zn-8Sn-2Bi-0.2Se(液相线约870℃，固相线约702℃)，即液相线温度低于ZnSe结晶温度的合金中，金属间化合物ZnSe也存在于枝晶间隙中。上述TiCu(熔点975℃)和其它金属间化合物证明了这种说法。
由于ZnSe被捕获在枝晶间隙内的溶质相(低熔点相)流路中并因此能够显示出阻挡该流路的锚定效应(anchoring effect)，所以防止溶质相(低熔点相)发生自由移动，结果，微孔隙散布在合金中，没有集中出现在壁厚中心部分。这个事实由上表2给出的试验结果得到了证实。
图6示出了No.1(2％Bi-0％Se)、No.2(2％Bi-0.1％Se)、No.3(2％Bi-0.2％Se)、No.4(2％Bi-1％Se)和No.5(2％Bi-1.5％Se)试样在壁厚20mm的铸件测试件的规定测量位置的微孔隙表面比。在绝对不含Se的试样No.1中，中心处的微孔隙表面比和距底1mm以及距顶1mm的表面比相比非常高，而且超过了判断合金耐压性的标准2.5％。当Se含量增加到0.1％和0.2％等时，试样中心处的微孔隙成比例下降。具体而言，仅仅通过使Se含量达到0.1重量％的小比例，就能够将试样中心测量位置处的微孔隙表面比下降到2.5％以下，2.5％是判断耐压性的标准。因此，已经确定，即使就数字值而言，通过使所述能够在该铜基合金的固化温度范围内固化的金属间化合物在合金的枝晶间隙内结晶，就能够使微孔隙散布，抑制微孔隙在合金壁厚的中心部分出现，并改善合金的坚固性。
即使铸件的壁厚存在着不同，但所述分散情况也相同。如图7所示，和图6的试样相同的、具有不同壁厚为10mm、20mm、30mm和40mm的试样，随着Se含量提高到0.1％、0.2％等，能够将试样中心处的微孔隙成比例降到2.5％，即判断耐压性的标准以下。顺便提一下，壁厚30mm的试样具有高的微孔隙表面比，因为该测试计划使这种壁厚部分最容易产生微孔隙。在合金实际生产中，通过调整铸造计划以及Se含量，可以将微孔隙的发生率降到耐压性判断标准以下。
上述测试结果验证了下述结论当能够在该铜基合金固化温度范围内固化的金属间化合物的表面比是0.3％或以上并且为5.0％或以下时，根据上表2的数据并考虑到实际铸造条件的不同，可以认为它是有效的。
现在，下面解释低熔点金属Bi的功能，所述Bi在低于该铜基合金液相线的温度范围，更优选低于固化温度的温度固化。
由于ZnSe被捕获在枝晶间隙内的溶质相(低熔点相)流路中并因此能够显示出阻挡该流路的锚定效应(anchoring effect)，所以防止溶质相发生自由移动，结果，所述能够于低于该铜基合金固化温度的温度在溶质区域中固化和结晶的低熔点金属Bi，被抑制不会在该合金表面上偏移而且被散布在合金中。优选该低熔点金属在低于所述固化温度的温度固化，这是因为所述低熔点金属将在溶质被禁止自由移动(由于ZnSe被捕获在枝晶间隙内)以后固化并由此绝对无误地散布。这个事实得到了上表2所示实验结果的证实。
图8示出了No.1(2％Bi-0％Se)、No.2(2％Bi-0.1％Se)、No.3(2％Bi-0.2％Se)、No.4(2％Bi-1％Se)和No.5(2％Bi-1.5％Se)试样在壁厚20mm的铸件测试件的规定测量位置的Bi表面比。在绝对不含Se的试样No.1中，距底1mm位置以及距顶1mm位置的表面比和中心位置Bi表面比相比非常高，这表明合金表面发生了偏析。当Se含量增加到0.1％和0.2％等时，试样表面处的Bi表面比下降，而且这些试样中心位置处的表面比的差值成比例下降。具体而言，仅仅通过使Se含量达到0.1重量％的小比例，就能够将距顶部1mm测量位置处的合金表面上的Bi表面比下降约30％。
因此，已经确定，即使就数字值而言，通过使所述能够在该铜基合金的固化温度范围内固化的金属间化合物在合金的枝晶间隙内结晶并抑制溶质的移动，就能够使所述能够在低于上述固化温度的温度固化的低熔点金属在上述溶质区域中散布和结晶，并能够抑制合金表面的偏析。顺便提一下，ZnSe被捕获在枝晶间隙内的溶质相(低熔点相)流路中并因而能够抑制溶质相的自由移动的事实，可以通过图3的金相照片得到证实，图3中在ZnSe独立存在的区域周边没有出现明显的富Sn溶质相。更具体而言，可以由下述事实证实尽管富Sn溶质相在Bi周围围绕着Bi，但却以相对小的量出现在单独ZnSe晶体周围。
上述低熔点金属Bi进入微孔隙并抑制微孔隙的出现，可以根据上述表2的试验结果证实。
图9示出了No.1-No.15试样在壁厚20mm的铸件测试件的规定测量位置的微孔隙表面比。在绝对不含Se的试样No.1中，微孔隙的表面比过高，而且不能通过增加Bi含量降到判断合金耐压性的标准2.5％以下。随着Se含量增加到0.1％和0.2％等，微孔隙成比例下降。具体而言，仅仅通过使Se含量达到0.1重量％的小比例，就能够使试样中心测量位置处的微孔隙表面比下降。在试样No.7中(0.5Bi-0.1％Se)中，其从Bi含量为0.5重量％的试样No.6(0.5Bi-0％Se)的下降值总共略微高于约40％。
因此，已经确定，即使就数字值而言，通过使所述能够在该铜基合金固相线以上温度范围内，优选在固化温度范围内固化的金属间化合物，在合金的枝晶间隙内结晶，就能够抑制溶质的移动和实现微孔隙的散布，而且，通过使所述能够在低于合金液相线的温度范围内，优选在低于所述固化温度的温度固化的低熔点金属散布并进入所述微孔隙，就能够有效减少微孔隙并改善合金的坚固性。
上述测试结果验证了下述结论当能够在低于该铜基合金固化温度的温度固化的所述低熔点金属的表面比是0.2或以上以及2.5％和以下时，基于上表2的数据并考虑到实际铸造条件的差异，证明是有效的。
实施例2
上表2所示的试样进行拉伸试验和加工性试验。
采用JIS(日本工业标准)No.4(CO2铸造模具)的测试件在1130℃的浇铸温度下用Amsler实验机进行拉伸试验。所有测试件经证实都具有大于195N/mm2(CAC406标准)的拉伸强度。测试件的伸长率大于20％。因此，确认本实施例的合金具有规定的拉伸强度、具有改进的合金坚固性和规定的耐压性。
用普通车床加工圆柱形工件制备测试件，测试试样No.1-No.5、No.10和No.15的机械加工性，测量作用在切削工具上的切削阻力，将青铜铸件CAC406的切削阻力作为100，对测量的切削阻力进行分级。测试进行时没有采用油，铸造温度为1180℃(CO2铸造模具)，工件形状为直径31mm、高度260mm，表面粗糙度RA为3.2，在壁厚一侧的切削深度为3.0mm，车床的旋转频率为1800rpm，进刀速度为0.2mm/rev。所有测试件的机械加工性大于85％，85％是无铅青铜的合适性能。
表示上述表面比的数字值本身可以基本当作体积比处理。
随后，在本实施例中，所述金属间化合物优选在该铜基合金的固化温度范围内固化，以改进合金的坚固性。即使在Zn和Sn含量比青铜类合金高的铜基合金，也即其中金属间化合物(比如，例如，ZnSe；熔点约880℃)在高于该合金固化温度的温度范围内固化的铜基合金，比如5Zn-12Sn-2Bi-0.4Se(液相线约870℃，固相线约670℃)和20Zn-8Sn-2Bi-0.2Se(液相线约870℃，固相线约700℃)中，也可以改进合金的坚固性。
工业实用性本发明的铜基合金适用于各种铜基合金，从青铜合金和黄铜合金开始。采用本发明铜基合金制备的铸锭以中间产物的形式提供，并用于通过成型本发明合金制备的接触液体部件。所述接触液体部件包括例如阀部件，比如用于饮用水的阀、杆、阀座和圆盘；管道材料，比如水龙头和接头；维修设备和排水管，包括注定要接触液体的过滤器、泵和马达；接触液体的水龙头配件；热水传送设备，包括热进水设备、用于干净水管线的部件和元件；和中间件，包括除了上面枚举的最终产品和组装体以外的线圈和空心棒。
权利要求
1.一种具有改进的合金坚固性的铜基合金，其坚固性在该铜基合金的固化过程中通过下列步骤改进通过在所述合金的枝晶间隙内结晶能够在固相线以上的温度固化的金属间化合物，抑制溶质的迁移，从而使微孔隙散布，同时利用所述金属间化合物的结晶，使能够在低于液相线的温度固化的低熔点金属或者低熔点金属间化合物发生散布结晶，并依赖所述低熔点金属或低熔点金属间化合物进入所述微孔隙中从而抑制微孔隙的出现。
2.权利要求1的铜基合金，其含有至少5.0-10.0重量％的Zn和0＜Se≤1.5重量％的Se，而且在所述铜基合金的固化过程中使ZnSe作为金属间化合物在该合金的枝晶间隙中结晶。
3.权利要求1或2的铜基合金，其中所述金属间化合物的表面比为0.3％或以上以及5.0％或以下。
4.权利要求1-3任一的铜基合金，其中含有至少0.25-3.0重量％的Bi，而且在该铜基合金的固化过程中Bi作为低熔点金属在溶质区结晶。
5.权利要求1或4的铜基合金，其中所述低熔点金属或低熔点金属间化合物的表面比为0.2％或以上以及2.5％或以下。
6.权利要求1-5任一的铜基合金，包含至少5.0-10.0重量％的Zn、2.8-5.0重量％的Sn、0.25-3.0重量％的Bi、0＜Se≤1.5重量％的Se、小于0.5重量％的P、余量的Cu、以及小于0.2重量％的不可避免的杂质Pb。
7.采用权利要求1-6任一的铜基合金的铸锭，或者由所述铜基合金机械成型的接触液体部件。
全文摘要
本发明提供了通过限制微孔隙的集中出现并抑制铅含量而改进了合金坚固性的铜基合金，以及采用该合金的铸锭和接触液体部件。所述铜基合金在固化过程中，通过在所述合金的枝晶间隙内结晶能够在固相线以上的温度固化的金属间化合物，抑制溶质的迁移，从而使微孔隙散布，同时利用所述金属间化合物的结晶，使能够在低于液相线的温度固化的低熔点金属或者低熔点金属间化合物发生散布结晶，并依赖所述低熔点金属或低熔点金属间化合物进入所述微孔隙中从而抑制微孔隙的出现，改进了合金坚固性。
文档编号C22C9/04GK1890392SQ20048003594
公开日2007年1月3日 申请日期2004年12月2日 优先权日2003年12月3日
发明者堀込昭彦, 黑濑一人 申请人:株式会社开滋