銀白色銅合金及其製造方法

2023-10-04 15:31:04 4

專利名稱：銀白色銅合金及其製造方法
技術領域：
本發明涉及一種呈與銀鎳合金相同的銀白色的銅合金及其製造方法。
背景技術：
黃銅等的銅合金使用於配管器材、建築材料、電氣/電子設備、機械部件等的各種 用途，但在遊戲用硬幣、鑰匙、西洋餐具、裝飾/建築用小五金等中有時要求白色(銀白色) 的色調，一直以來，為了解決上述要求對銅合金產品實施鎳鉻合金鍍金等的鍍金處理。但鍍 金產品存在由於長期使用表面的鍍金層剝離的問題，而且，若再溶解鍍金產品，則因為鍍金 材料混入到銅合金使品質降低，所以在再利用時也存在問題。由此，提出其本身具有光澤的 呈白色的Cu-Ni-Zn合金。例如在JIS C7941 (非專利文獻1)規定有含有Cu (60. 0 64. Omass % )、 Ni (16. 5 19. 5mass% ),Pb(0. 8 1. 8mass% )、Zn(殘留部)等的快削銀鎳合金。而且， 在專利第2828418號公報(專利文獻1)公開有含有Cu (41. 0 44. Omass% )、Ni (10. 1 14.0mass% )、Pb(0.5 3.0mass% )、Zn(殘留部)的白色類銅合金。專利文獻1 日本專利第2828418號公報非專利文獻1 日本規格協會出版JIS說 明書然而，這些銅合金是大量含有Ni及Pb的銅合金，在健康衛生方面存在問題，其用 途受限制。即，Ni在金屬過敏症中尤其成為引起嚴重的Ni過敏症的原因，Pb是眾所周知的 有害物質，因此，在作為直接接觸於人的皮膚的鑰匙等的用途上存在問題。而且，由於以大 量含有M等的原因，在熱軋性、切削性、衝壓性等的加工性方面差，Ni是高價產品，與此相 輔製造成本也變高，因此在這方面其用途也受限制。本發明的目的在於，提供一種不產生這種問題而呈與銀鎳合金相同的銀白色，熱 加工性等優越的銀白色銅合金，並且提供可適於製造其的銀白色銅合金的製造方法。本發明為了解決上述的課題，提出如下的銀白色銅合金及其製造方法。S卩，第1，本發明提出銀白色銅合金(以下稱之「第1銅合金」)，其特徵在於， 由 Cu 47. 5 50. 5mass % (優選為 47. 9 49. 9mass % )和 Ni 7. 8 9. 8mass % (優 選為8. 2 9. 6mass %，較優選為8. 4 9. 5mass % )和Mn 4. 7 6. 3mass % (優選為 5. 0 6. 2mass%，較優選為5. 2 6. 2mass % )和Zn 殘留部而構成，並且在Cu的含 量[Cu]mass%、Ni的含量[Ni]mass %及Mn的含量[Mn]mass %彼此之間形成成立fl = [Cu]+1. 4X [Ni]+0. 3X [Mn] = 62. 0 64. 0(優選為 fl = 62. 3 63. 8mass % ), f2 = [Mn] / [Ni] = 0. 49 0. 68 (優選為 f2 = 0. 53 0. 67，較優選為 f2 = 0. 56 0. 66)及 f3 =[Ni]+ [Mn] = 13. 0 15. 5 (優選為 f3 = 13. 4 15. 4mass%，較優選為 f3 = 13. 9 15.4)的關係的合金組成，並在α相的基體形成以面積率2 17%的β相分散的金屬組
么口
/Ν ο而且，第2，本發明提出銀白色銅合金(以下稱之「第2銅合金」)，其特徵在於， 除了第1銅合金的構成元素以外，還含有由Pb、Bi、C、S選出的1種以上的元素的銅合金，其由 Cu -Al. 5 50. 5mass% (優選為 47. 9 49. 9mass% )和 Ni -J. 8 9. 8mass% (優 選為8. 2 9. 6mass %，較優選為8. 4 9. 5mass % )和Mn 4. 7 6. 3mass % (優選為 5. 0 6. 2mass%，較優選為 5. 2 6. 2mass % )禾Π 由 Pb 0. 001 0. 08mass % (優選為 0. 0015 0. 03mass%，較優選為 0. 002 0. 014mass % )、Bi 0. 001 0. 08mass% (優選為 0. 0015 0. 03mass%，較優選為 0. 002 0. 014mass% )、C :0· 0001 0. 009mass% (優選 為 0. 0002 0. 006mass %，較優選為 0. 0005 0. 003mass % )及 S :0· 0001 0. 007mass % (優選為0. 0002 0. 003mass%，較優選為0. 0004 0. 002mass% )選出的1種以上的元 素和Zn 殘留部而構成，並且在Cu的含量[Cu]maSS%、Ni的含量[Ni]maSS%&Mn的含量 ⑶⑴！！^^^彼此之間形成成立上述的關係fl、f2、f3的合金組成，並在α相的基體形成以 面積率2 17%的β相分散的金屬組織。另外，第3，本發明提出銀白色銅合金(以下稱之「第3銅合金」)，其特徵在於， 除了第1銅合金的構成元素以外，還含有由Al、P、Zr、Mg選出的1種以上的元素的銅合 金，其由 Cu 47. 5 50. 5mass % (優選為 47. 9 49. 9mass % )和 Ni -J. 8 9. 8mass % (優選為 8. 2 9. 6mass %，較優選為 8. 4 9. 5mass % )和 Mn 4. 7 6. 3mass % (優選 為 5. 0 6. 2mass%，較優選為 5. 2 6. 2mass% )禾口由 Al 0. 01 0. 5mass % (優選為 0. 02 0. 3mass% )、Ρ :0· 001 0. 09mass% (優選為 0. 003 0. 08mass% )、Zr :0· 005 0. 035mass% (優選為 0· 007 0. 029mass% )及 Mg 0. 001 0. 03mass% (優選為 0. 002 0. Olmass%選出的1種以上的元素和Zn 殘留部而構成，並且在Cu的含量[Cu]mass%、Ni 的含量[Ni]masS%&Mn的含量_11]111￡1%%彼此之間形成成立上述的關係fl、f2、f3的合 金組成，並在α相的基體形成以面積率2 17%的β相分散的金屬組織。在第3銅合金中 共添加 P、Zr 時，優選將 P、Zr 的含量設為 P 0. 03 0. 09mass%,Zr 0. 007 0. 035mass% 且用&的含量除P的含量的值成為[P]/[Zr] = 1.4 7。此外，第4，本發明提出銀白色銅合金(以下稱之「第4銅合金」)，其特徵在於，除 了第2銅合金的構成元素以外，還含有由Al、P、Zr、Mg選出的1種以上的元素的銅合金， 其由 Cu 47. 5 50. 5mass % (優選為 47. 9 49. 9mass % )和 Ni -J. 8 9. 8mass % (優 選為8. 2 9. 6mass%，較優選為8. 4 9. 5mass % )和Mn 4. 7 6. 3mass % (優選為 5. 0 6. 2mass%，較優選為 5. 2 6. 2mass % )禾Π 由 Pb 0. 001 0. 08mass % (優選為 0. 0015 0. 03mass%，較優選為 0. 002 0. 014mass% )、Bi :0· 001 0. 08mass% (優選為 0. 0015 0. 03mass%，較優選為 0. 002 0. 014mass% )、C :0· 0001 0. 009mass% (優選 為 0. 0002 0. 006mass %，較優選為 0. 0005 0. 003mass % )及 S :0· 0001 0. 007mass % (優選為0. 0003 0. 003mass%，較優選為0. 0005 0. 002mass% )選出的1種以上的元 素和由 Al 0. 01 0. 5mass% (優選為 0. 02 0. 3mass% )、P :0· 001 0. 09mass% (優 選為 0. 003 0. 08mass % ), Zr 0. 005 0. 035mass % (優選為 0. 007 0. 029mass % ) 及Mg 0. 001 0. 03mass% (優選為0. 002 0. Olmass% )選出的1種以上的元素和Zn 殘留部而構成，並且在Cu、Ni、Mn的含量彼此之間形成成立上述的關係fl、f2、f3的合金組 成，並在α相的基體形成以面積率2 17%的β相分散的金屬組織。在第4銅合金中共 添加 P、Zr 時，優選將 P、Zr 的含量設為 P 0. 03 0. 09mass%, Zr 0. 007 0. 035mass% 且用Zr的含量除P的含量的值成為[P]/[Zr] = 1. 4 7。另外，在本發明的說明中，[a]是表示元素a的含量的無因次值，並且元素a的含
5量用[a]maSS%示出。例如，Cu的含量設為[Cu]maSS%。另外，β相的含量基於面積率，將 其含量的無因次值用[β]表示。S卩，β相的含量(面積率或面積含有率)用示出。 而且，β相的含量的面積率由圖像分析測量出，具體而言，對熱加工材料、鑄件通過由圖像 處理軟體「WinROOF」(株式會社TECH-JAM) 二值化100倍的光學顯微鏡照片而求出，對最 終產品(熱加工物、連續鑄造鑄件)通過由圖像處理軟體「WinROOF」(株式會社TECH-JAM) 二值化200倍或500倍的光學顯微鏡組織，主要由FE-SEM-EBSP分析的金屬組織而求出，是 由預定的2個部位、3個視場測量出的面積率的平均值。在第1 第4銅合金的優選的實施方式中，該銅合金作為對由熱加工(軋制加工、 擠壓加工)構成的熱加工原材料施加一次以上的熱處理及冷加工(軋制加工、拉伸加工) 而構成的熱加工物或作為對由連續鑄造得到的鑄造原材料(連續鑄造原材料)施加一次 以上熱處理及冷加工而構成的連續鑄造鑄件來提供，適當地用作例如鑰匙、鑰匙坯或衝壓 加工品的構成材料。在第1 第4銅合金中，該銅合金為熱加工物時，Cu的含量最適合為 48. 0 49. 6mass%，並最適何為fl = 62. 4 63. 4的關係成立。此外該銅合金為連續鑄 造鑄件時，Cu的含量最適合為48. 2 49. 8maSS%，並最適合為fl = 62. 6 63. 6的關係 成立。第1 第4銅合金中，除了上述的fl f3的關係以夕卜，優選成立f4 = [Ni]+0. 65X [Mn] = 11. 5 13. 2 (優選 f4 = 11. 8 13. 1)的關係。而且，在含有Pb、Bi、C、S的第2及第4銅合金中，在β相的含量和Pb、Bi、C、S的 含量之間，優選成立f5 = [β ]+10X ([Pb]-ο. 001)1/2+10Χ ([Bi]-0. 001)1/2+15X ([C]-0. 00 01)1/2+15Χ ([S]-0. OOOl)172 = 2 19的關係。在該關係式f5中，對於Pb、Bi、C、S中低於 上述含量的下限值的元素(包括不含有的情況及作為不可避免的雜質而含有的情況)有關 該元素a的[a]設為[a] =0。另外，在第1 第4銅合金中，優選α相的平均粒徑為0. 003 0. 018mm, β相的 平均面積(以下稱之「 β相面積」)為4Χ 10_6 80Χ 10_6mm2且β相的長邊/短邊的平均 值(以下稱之「長邊/短邊比率」)為2 7。在此β相的平均面積(β相面積)是用β 相的數除該銅合金的特定剖面的β相的總面積的值。一般設定多個(通常為2個)的特 定剖面，按各特定剖面求出β相的平均值，將該平均值(用特定剖面數除整個特定剖面的 β相的平均值的總計的值)設為該β相的平均面積。該銅合金為如熱軋板的板狀物時，特 定剖面與該板狀物的長度方向(軋制方向)平行且設為與該板狀物的表面(或裡面)正交 的剖面。例如，2個特定剖面設為從該板狀物的表面在t/3及t/6(t為板厚度)的位置中的 剖面。而且，該銅合金為如熱擠壓棍或拉伸線的圓柱狀物時，將與該圓柱狀物的軸線平行的 剖面(與擠壓方向、拉伸方向平行的剖面)設為特定剖面。例如，2個特定剖面設為在d/3 及d/6(d是與該圓柱狀物的軸線正交的圓形剖面的直徑)的位置中的平行剖面。此外，β 相的長邊是與上述特定剖面的縱向(在板狀物中與長度方向(軋制方向)平行的方向，在 圓柱狀物時與軸線方向(擠壓方向，拉伸方向)平行的方向)的長度，β相的短邊是與特 定剖面的上述長邊正交的方向的長度。β相的長邊/短邊的平均值是在各特定剖面中求出 的各β相的長邊/短邊的值的平均值。而且，在上述特定剖面中，進一步優選長邊/短邊的值成為12以下的β對於整個 β相的比率(以下稱之「12以下β相比率」)為95%以上或長邊為0.06mm以上的β相在每0.1mm2為10個以內。尚且，β相的長度(長邊/短邊)對於熱加工材料、鑄件由基於 100倍的光學顯微鏡的金屬組織來觀察(以50 X IOOmm的視場)特定剖面時，對於最終產品 (熱加工物、連續鑄造鑄件)由200倍或500倍的光學顯微鏡組織，主要以FE-SEM-EBSP分 析的金屬組織而觀察、測量。並且，第1 第4銅合金中，優選上述熱加工原材料或連續鑄造原材料的β相的 含量(面積率)為12 40%。另外，對熱加工原材料或連續鑄造原材料實施熱處理(在 冷加工前進行的第1次熱處理)時，優選該熱處理材料(一次熱處理材料)的β相的含量 (面積率)為3 24%，β相的長邊/短邊的平均值為2 18且長邊/短邊的值成為20 以上的β對於整個β相的比率為30%以下(或長邊為0. 5mm以上的β相在每特定剖面 Imm2為10個以內)。然而，在第1 第4銅合金中，作為不可避免雜質有時含有Fe及/或Si，但此時的 Fe的含量優選為0. 3maSS%以下，Si的含量優選為0. lmaSS%以下。另外，在JIS等中，如 果Co也為少量，則認為包含於Ni，所以如果Co的含量是0. 左右，則作為不可避免雜質 來處理。此外，第4，本發明提出製造上述的第1 第4銅合金的方法。即，本發明提出銀白 色銅合金的製造方法(以下稱之「軋制製造法」)，其特徵在於，通過對由熱加工模塊(熱軋 制、熱擠壓等)而構成的熱加工原材料實施一次以上熱處理(加熱溫度550 760°C、加熱 時間2 36小時、至500°C的平均冷卻速度1°C/分以下)及冷加工得到該銅合金的熱加 工物、及本發明提出銀白色銅合金的製造方法(以下稱之「鑄造製造法」)，其特徵在於，通 過對由連續鑄造得到的鑄造原材料施加一次以上熱處理(加熱溫度550 760°C、加熱時 間2 36小時、至500°C的平均冷卻速度1°C /分以下))及冷加工得到該銅合金即連續 鑄造鑄件。在這種軋制製造法或鑄造製造法中，對熱加工原材料或連續鑄造原材料施加第1 次熱處理在加熱溫度600 760°C、加熱時間2 36小時的條件下進行的加熱工序和至 少以平均冷卻速度1°C /分以下徐冷至500°C的冷卻工序而構成，優選在施加於施加該熱處 理的一次熱處理材料的第1次冷加工中的加工率為25%以上。在該冷卻工序中也優選在 以平均冷卻速度1°C /分以下徐冷至500 550°C的基礎上，保持該溫度1 2小時。通過 第1次熱處理，使在原材料的製造過程(熱軋或鑄造過程)中產生的β相減少，並且做成 預定的大小、形狀。另外，也可以在進行第1次熱處理之前，對原材料(熱加工原材料、鑄造 原材料)施加加工率不到25%的輕的冷加工，但這種冷加工不是軋制製造法或鑄造製造法 中的第1次冷加工。而且，有時對原材料施加加工率不到25%的輕的冷加工的基礎上，進行 熱處理，但在本發明中，將該熱處理作為第1次熱處理來處理。另外，在軋制製造法或鑄造製造法中，優選在加熱溫度550 625°C、加熱時間 2 36小時的條件下進行第2次以後的熱處理(在第1次冷加工之後進行的熱處理)的加 熱工序。而且，設為在最終熱處理之後被施加的冷加工的加工率為50%以下。並且，在第1 第4銅合金中，Cu是在決定該銅合金中的所有的特性方面成為基 本的主元素，也保持與其他的含有元素Zn、Ni、Mn的均衡，但若含量不到47. 5mass%,pJ β 相變得過多，因而延展性或在冷間中的加工性(冷軋性)變差，其結果，雖然具有硬度，但 衝擊強度下降。而且，由於耐變色性、耐應力腐蝕裂紋性下降，因而衝壓成型性也下降。另一方面，若Cu的含量超過50.5maSS%JlJ β相變得過少，因而強度下降，並螺旋強度、耐 磨損性、衝壓成型性、切削性下降，在熱間中的延展性或鑄造性下降。根據這種方面，Cu的 含量需要設為47. 5 50. 5maSS%，優選為47. 9 49. 9maSS%。尤其，該銅合金由熱軋制 造法得到時，最適於設為48. 0 49. 6mass%,由鑄造製造法得到時，最適於設為48. 2 49. 8mass%。在第1第4銅合金中，Zn與Cu是並排的主元素，在使拉伸強度、耐力等的機械性 強度提高等的確保該銅合金的特性方面是重要的元素，從與其他的含有元素的關係設為減 去該含有元素的含量的差的殘留部。並且，在該殘留部不包含不可避免雜質。在第1 第4銅合金中，Ni在確保該銅合金的白色性(銀白色)方面是重要的元 素。但是，若所含有的M超過一定量，則即使β相再多熱軋的合格率(表面裂紋、邊緣裂 紋)也變差，而且鑄造時的溶湯的流動變差，因而衝壓成型性、切削性也下降。若Ni含量過 多，則雖然也隨Mn的混合量，但損壞柔和的黃色而逐漸接近於白色。因為Ni是高價的元素， 又成為過敏症(Μ過敏症)的原因，所以優選設為減少其含量。但是即使減少M的含量，在 確保該銅合金的色調、耐變色性、耐應力腐蝕裂紋性方面也有極限。根據這種方面，M的含 量需要設為7. 8 9. 8mass %，優選設為8. 2 9. 6mass %，最適於設為8. 4 9. 5mass %。在第1 第4銅合金中，Mn在該銅合金的色調方面，雖然也隨與Ni的混合比，但 作為為了只留下極少的黃色的同時得到白色性的Ni代替元素而發揮作用。而且，Mn雖然 使螺旋強度、耐磨損性提高，也與β相有關係，但使衝壓性、切削性提高的元素。但，Mn單 獨而言，幾乎沒有對耐變色性、耐應力腐蝕裂紋性的貢獻，反而消極要因多，因此與M的混 合變得重要。此外，通過含有Mn，可使溶湯的流動性提高，而且可使熱軋區域中的β相區域 擴大而提高該銅合金的熱軋性。根據這種方面，Mn的含量需要設為4. 7 6. 3maSS%，優選 設為5. 0 6. 2mass %，最適於設為5. 2 6. 2mass %。在第1 第4銅合金中，當決定Cu、Ni、Mn的含量時，需要考慮這些含量彼此的關 系，尤其Π的關係在使衝壓成型性、切削性、螺旋強度、彎曲加工性、耐變色性、耐應力腐蝕 裂紋性提高，並且確保熱加工性(熱軋、熱擠壓)、冷加工性(冷軋)的方面極其重要。即，若fl( = [Cu]+1. 4X [Ni]+0. 3X [Mn])的值低，則耐變色性、耐應力腐蝕裂紋 性、螺旋強度、耐衝擊性變差，並且延展性或在冷間中的加工性(冷軋性)也變差。另外，在 鑄造時或熱軋時有發生表面裂紋的憂慮。相反，若Π的值高，則衝壓成型性、切削性變差， 並且螺旋強度也變低。而且，因為在熱區域中的β相少，所以熱加工性(軋制性)下降且 製造合格率下降。根據這種方面，Cu、Ni、Mn的含量在上述的含量範圍內應該決定為fl = 62. 0 64. 0，優選決定為fl = 62. 3 63. 8。尤其，第1 第4銅合金是由軋制製造法制 造成的銅合金時，最適於設成fl = 62. 4 63. 4，在由鑄造製造法製造成的銅合金時，最適 於設成fl = 62. 6 63. 6。而且，為了確保上述的特性，也需要重視Ni、Mn含量彼此的關係，尤其Ni的含量 [Ni]maSS<^^Mn的含量[Mn]maSS%的比率f2(= [Mn]/[Ni]很重要。即，若f2為一定以 下，則螺旋強度變低，耐磨損性、衝壓成型性、切削性變差。另外，因為在熱間中的延展性豐 富的β相的區域不擴展而β相的量少，所以由熱軋容易產生表面裂紋或邊緣裂紋，因而合 格率變差。相反，若f2提高到一定以上，則Mn的功能變得過強，耐變色性或耐應力腐蝕裂 紋性以及衝擊值下降。色調也是黃色變輕，紅色增多，從銀白色脫離。此外延展性或在冷間中的加工性(冷軋性)也變差。進而，固相線溫度下降，並且β相量過於增多，反而變得容 易產生熱間中的表面裂紋。但是，例如在最適合的組成中的高溫組織中的β相的佔有比率 在相當於熱軋加工中的初始溫度的800°C中為大致70% (55 85% )，在相當於熱軋加工 中的中期的700°C中為大致40 % (25 60 % )，在相當於最終的軋制溫度的600°C中為大 致20% (3 40% )。如此，隨著溫度的變化β相變化的現象容易使含有Ni的Cu-Zn合金 的熱加工形成(使熱加工性提高)並使最終產品的特性提高。由此，若f2不到0.49，則β 相不會發生如此大的變化。即相對於溫度變化β相的變化少。例如，β相的佔有比率在 800°C中為45%，在700°C中為35%，在600°C中為25%。若f2為合理，則在高溫中變形功 能優越的β相大量存在，在相當於熱軋結束溫度的600°C中β相少，熱加工性良好，因而最 終產品的各種特性變得良好。而且，在鑄件中，若在凝固的過程中，在高溫中β相也減少， 則在大量含有Ni、Mn的第1 第4銅合金中該導熱性變差，因此容易產生裂紋，在鑄造中受 到很大的限制(鑄造速度變慢等)。根據這種方面，[Ni] [Mn]基本上必須在2 1 3 2之間，需要為f2 = 0. 49 0. 68，優選為f2 = 0. 53 0. 67，最適合為f2 = 0. 56 0. 66。此外，Ni、Mn含量由f2的關係特定在極其狹窄的範圍，但需要進一步附加由雙方 的總計含量f3的限制。S卩，若f3(= [Ni]+ [Mn])為一定以下，則因為黃色過重所以不能 得到適當的銀白色，在耐變色性、耐應力腐蝕裂紋性上產生問題。相反，若f3為一定以上， 則黃色消失，明亮度也減少，因而成本變高，熱軋時的合格率變差。根據這種方面，需要為 f3 = 13. 0 15. 5，優選為f3 = 13. 4 15. 4，最適合為f3 = 13. 9 15. 4。更進一步借 鑑於對銅合金的各種特性、各種性質帶來影響的Ni、Mn相互作用，也優選考慮如上述f4 = [Ni]+0.65 X [Mn]，優選為 f4 = 11. 5 13. 2，較優選為 f4 = 11. 8 13. 1。若 f4 的值低 於上述範圍的下限值時，因為黃色過重所以不能得到適當的銀白色，並且在耐變色性、耐應 力腐蝕裂紋性上產生問題。相反，若f4的值超過上述範圍的上限值時，黃色消失，明亮度也 減少，因而成本變高，熱軋時的合格率變差。另外，f4的值脫離上述範圍時，也存在與Cu、Zn 組成的關係，但難以確保良好的衝壓性、切削性。然而，Cu-Zn合金的β相的鋅濃度比α相的鋅濃度大致高6 %，結晶結構也不 同。因此，雖然β相的硬度高(以維氏硬度為數十點)，但與α相相比脆弱(β相的伸長 值為α相的大致1/10)。但，這種β相的性質也隨著添加元素，通過數％以上添加其而變 化，若將如上述的Ni或Mn以總計大量添加10%以上，當然β相的性質也改變。Ni、Mn的 [Mn] [Ni]在2 1 3 2之間時，比基體的α相更多地固溶在β相(1. 1倍左右)， 因此在第1 第4銅合金中的β相比α相變得更硬。但，因為Zn含量只減少Ni、Mn的增 加的量，因此沒有變脆弱。其結果，如後述，β相成為切削時的應力集中源，提高切屑的排 出性，減少切削力，使衝壓成型也提高。在組成上，如上述Ni、Mn的含量比([Mn]/[Ni] ^ 1/2 2/3)在闡述β相的特性方面影響大，在金屬組織性上當然β相的分布成為問題。 重要的在於，具有一定的大小，其分布為均勻(對於切削性、衝壓成型性、強度、螺旋強度、 耐磨損性、延展性等)。而且，在腐蝕中，β相比α相差，因此若其連續，則牽連到腐蝕或變 色。β相的佔有比率從衝壓成型性、切削性開始，對所有的特性帶來影響。只不過以β相 的佔有比率是不充分，β相的形狀、分布變得非常重要。β相的比率若不到2%，則衝壓成 型性、切削性不充分。衝壓成型時，剪斷面的佔有比率變多，容易出現精度上的問題和下垂且切削時容易出現毛刺。另一方面，若β相的佔有比率超過17%而變多，則容易發生衝壓 成型時的精度上的問題和毛刺，耐變色性變差。而且，耐衝擊強度下降。此外衝壓成型性也 變差，延展性或在冷間中的加工性(冷軋性)也變差。由此，如上所述，需要在α相的基體 形成以面積率2 17%的β相分散的金屬組織。而且，β相的形狀是最重要的因素之一。不是只因為β相多而衝壓成型性或切 削性就顯著提高。反而若硬的β相過多，則使切削工具的壽命等下降，而且理所當然，使彎 曲性或衝擊強度、冷加工性下降。在進行熱加工之後，β相與軋制或擠壓方向連接，呈網狀 的金屬組織，其量也多。這一點也與鑄件相同。切削性在切削時將硬的β相作為應力集中 源，由此容易形成由β相引起的切屑的切斷或剪切變形。從而考慮延展性等的均衡，使β 相的量減少的同時，至少具有一定的大小，不成為連續的形狀。在衝壓時，通過均等分散的 微小形狀的β相容易進行剪切破壞，結果產生均等的折斷面，尺寸精度變得良好，最終折 斷後的毛刺少。而且在衝壓初始產生的下垂通過均等分散的微小形狀的β相而提高強度， 沒有黏性，因此立刻進行折斷，所以難以產生。β相若如上所述含有規定的量，均等分散，則 螺旋強度、耐磨損性、衝擊值、延展性、彎曲性、強度變高，所以耐變色性、耐應力腐蝕裂紋性 也幾乎不成問題。根據這種方面，在銅合金的相組織整體中β相的佔有比率(以下稱之「 β相比 率」)需要為2 17%，優選為3 15%，最適合為4 12%。而且，如上所述，優選β相 的平均面積為4Χ1(Γ6 80Xl(T6mm2，較優選為6X10— 40X l(T6mm2，最適於8X 1(Γ6 32X10_6mm2。此外，如上所述，對於β相晶粒的形狀，優選長邊/短邊比率(長邊/短邊的 平均值)為2 7，較優選為2.3 5，最適合為2.5 4。另外，對於β相晶粒的形狀，若 有長邊/短邊的比率大的形狀，則不能得到良好的切削性、衝壓性等，因此優選12以下β 相比率(長邊/短邊的值成為12以下的β相對於整個β相的比率)為95%以上，較優選 為97%以上。簡單地，上述特定剖面中的在每0. 1mm2，長邊為0.06mm以上的β相為10個 以內(優選為5個以內)即可。如這些，如果β相微小且β相的粒徑受限制，則可以說β 相均等地分散在基體上。若不僅是β相的量，連β相形狀也在上述範圍外，則如上所述， 不能得到良好的衝壓性或各種特性。然而，若α相晶粒變細，則與β相一起提高材料的強度，難以產生衝壓時的下垂、 毛刺(參見CORONA公司出版(1992年7月10日出版)的「剪切加工」的第9頁)。由下垂 產生的表面粗糙也依賴於晶粒度。而且，晶粒界面本身也比β相其功能弱，但成為切削時 的應力集中源，因此使切削力減少，抑制切削加工時的下垂、毛刺的發生。但，若α相晶粒 過細，則反而β相晶粒變得過細，在切削性、衝壓性上產生問題。根據上述方面，優選α相 的平均粒徑(以下稱之「 α相直徑」)為0. 003 0. 018mm，較優選為0. 004 0. 015mm，最 適合為 0. 005 0. 012mm。在熱軋、熱擠壓後及連續鑄造後的金屬組織(熱加工原材料或連續鑄造原材料的 金屬組織)是β相連接的網目狀的(網狀)金屬組織，為了得到良好的熱加工性，雖然β 相過餘地存在(殘留)，但在這狀態中，不僅是衝擊特性、耐蝕性、耐變色性、連良好的衝壓 成型性或切削性、螺旋強度、耐磨損性也不能得到，並且若進一步進行大的加工率的冷加工 (軋制)，則容易產生裂紋。但，儘管在熱軋等的過程中連通有β相，若β相的佔有比率為 12 40% (優選為15 36%，較優選為18 32% )，則在軋制製造法或鑄造製造法工藝
10的最終過程中，顯示網目形態的β相也變成切斷成微小形狀的分散形態，具有優越的衝壓 成型性等。在此，為了消除網目狀的β相組織，實現基於β相的消減的α相的析出，將原 材料(熱加工原材料、連續鑄造原材料)或該冷加工材料，優選在550 745°C下熱處理2 小時到36小時，並且優選以1°C/分以下的平均冷卻速度徐冷至500°C。該熱處理溫度高於 一般的銅合金的韌煉溫度，但其理由是因為若一旦不設置到高溫，則不容易解除網目狀的 金屬組織。當然，在冷加工之後進行的第2次以後的熱處理兼備冷加工材料的再結晶韌煉。 第1 第4銅合金形成含有β相的金屬組織，通過施加Mn的作用在高溫側中β相區域擴 大，不引起α相晶粒的粗大化。該熱處理如果是例如板厚度為2 3. 5mm左右的板狀物，優 選進行2次以上，包括第1次的熱處理。尤其，第1次熱處理即熱處理熱加工原材料或連續 鑄造原材料的優點大。或則，熱軋、橫型連續製造時，下一次的工藝有機械性地削掉氧化膜 的銑削(剝皮)、熱擠壓時衝洗氧化膜的工藝，因此僅增加熱處理的1個工序。因為該第1 次熱處理對於在材料幾乎沒有變形的原材料進行熱處理，所以擴散速度慢且組織變化的速 度慢。如上所述熱處理在550 745°C下進行，但優選為在610 730°C下進行，更優選為在 630 690°C下保持4 24小時，以1°C /分以下(優選為0. 5°C /分以下)的冷卻速度徐 冷至500°C即可。徐冷至500 550°C以後，也優選在該溫度(500 550°C )保持1 2小 時。根據這種熱處理，網目狀的β相通過α相的析出被切斷，β相的佔有比率也變小，α 相晶粒的大小(平均粒徑)成為0.015 0.050mm左右。而且，根據該熱處理，優選β相 的佔有比率通過α相的析出β相的網目結構被破壞而成為3 24% (優選為4 19%， 較優選為5 15%)。在這過程中，網目結構基本上被破壞，優選β相的長邊/短邊的平 均值為2 18 (優選為2. 5 15)，長邊/短邊的值超過20的為30%以下(優選為20% 以下)。簡單地，在上述特定剖面中，優選在每Imm長度為0.5mm以上的β相在10個以內 (優選為5個以內)即可。連續鑄造鑄件時，擴散速度更慢，因此優選在620 760°C下進行 4 24小時熱處理。更優選為在630 750°C下進行熱處理，然後以1°C /分以下(優選為 0. 50C /分以下)的平均冷卻速度至少徐冷至500°C即可。徐冷至500 550°C以後，在該 溫度保持1 2小時也有效。因為熱軋板、連續鑄造物通常其厚度為10 15mm左右乃至 20mm左右，所以通過冷軋進一步弄薄，再進行熱處理。優選此時的溫度在550 625°C下保 持2 16小時，更優選為在555 610°C。除了弄軟通常的再結晶韌煉以外，切斷的β相 還通過冷軋向軋制方向再延伸，根據該熱處理，為了通過α相的析出減少β相量，並且均 勻地再切斷β相而進行。通過在預定的條件的Ni、Mn的添加及β相的適當的量的存在， 晶粒成長受抑制，而且在α相的周圍β相大量存在，因此α相的晶粒的大小(平均粒徑) 限制在0. 003 0. 018mm (優選為0. 004 0. 015mm,較優選為0. 005 0. 012mm)。如果考 慮衝壓成型性(尤其下垂、表面粗糙)、切削性、延展性其他的特性，則需要α相的平均粒徑 在0.018mm以下，優選為在0.015mm以下。而且，若α相的晶粒過於微小，則使在其周圍存 在的β相也顯著地微小粒狀化，因此不能得到預定的特性。另外，進行第2次熱處理時，熱 處理溫度不到550°C時，β相的形狀依然為因之前的冷加工伸長的β相的切斷處於不充分 的狀態，另外，若在540°C以下(尤其500°C以下)，α相晶粒未為再結晶狀態，以500°C以 下例如超過3小時進行熱處理，則反而以晶界為中心產生β相的析出。這析出的β相不 但不對衝壓性、切削性不那麼有效地發揮功能，而且弄壞彎曲或衝擊特性。若超過625°C， 則α相晶粒變得過大，雖然β相的切斷進展，但β相變得過於粒狀化(長邊/短邊比率(長邊/短邊的平均值)變得過小)，尤其對衝壓成型性、切削性帶來壞影響。由此，需要在 上述的條件下進行熱處理，在550 625°C下保持2 16小時，優選為在555 610°C下保 持2 16小時，優選以1°C /分以下的冷卻速度熱處理至500°C，最適合為在560 600°C 下保持2 16小時，優選為以0. 50C /分以下的冷卻速度徐冷至500°C。在第2、第4銅合金中含有的Pb、Bi、C、S發揮通過上述的熱處理進一步以低濃度 有效地使衝壓成型性、切削性提高的功能。本來Pb、Bi、C、S相對於Cu-Zn-M合金幾乎不固 溶，但在超極少量固溶。在高溫的熱加工時或凝固後的高溫狀態中，在α相和β相的相邊 界或β相內大部分以固溶狀態存在。這些元素的幾個或大部分在熱軋材料、熱擠壓材料、 鑄件，主要在固溶/偏在於α相和β相的相邊界，在本發明中特定的組成，尤其在接近於 下限的組成程度中過飽和地固溶/偏在。通過再升溫至650°C附近進行熱處理，基於α相 的析出再編β相，並且這些偏在的Pb等的固溶元素作為Pb、Bi、C粒子析出，S時主要作為 Mn和S的化合物來析出。另外，至少通過以1°C /分以下的速度徐冷或進一步保持在低溫 側，α相增加，並且α相和β相的相邊界附近或在α相內，這些元素進一步很多地析出。 熱處理溫度不到550°C時，α相的析出速度慢且β相的再編不充分，所以這些元素不能充 分地析出。相反，若超過745°C，則熱處理中β相變多，這些元素向β相中再固溶，因而不能 進行有效的析出。根據這種方面可以認為，優選在熱加工材料、鑄件中在大致670°C (620 710V )下進行熱處理。另外，在第2次熱處理中，與第1次熱處理時相比β相的量變少， β相被切斷，並附加有塑性加工，因此通過在更低的溫度(大致580°C )下進行熱處理，進 一步促進從Pb、Bi、C等的β相內的析出，形成微小的粒子。在第2及第4銅合金中，Pb、Bi、C、S具有以少量進一步改善衝壓成型性及耐磨損 性的功能。若含量在一定以上，則這些元素基本上Pb粒子、Bi粒子、C粒子及對於S，主要 與Mn結合，作為MnS粒子微小地析出或析晶。若這些粒子(Pb粒子、Bi粒子、C粒子、MnS 粒子)變得過多，則對衝擊特性或螺旋強度、延展性、熱間/冷間中的加工性帶來壞影響，尤 其大量添加Pb、Bi，則例如根據鑰匙用途對人體產生問題。相反，若含量為一定以下，雖然 不能發揮衝壓成型性、切削性等的改善效果，但不會對強度、延展性等的各種特性帶來壞影 響。從這種觀點來看，如果借鑑在Pb粒子等中有效地存在的量，則Pb、Bi、C、S優選在預定的 含量範圍內含有這些的1種以上。即，Pb的含量為0. 001 0. 08mass%，優選為0. 0015 0. 03mass%，較優選為 0. 002 0. 0014mass%。Bi 的含量為 0. 001 0. 08mass%，優選為 0. 0015 0. 03mass%，較優選為 0. 002 0. 014mass%。C 的含量為 0. 0001 0. 009mass%, 優選為0. 0002 0. 006mass %，較優選為0. 0005 0. 003mass %。S的含量為0. 0001 0. 007mass %，優選為 0. 0002 0. 003mass %，較優選為 0. 0004 0. 002mass %。另外如上 述，尤其通過進行熱處理，可以在原材料的過程中的α相和β相的相邊界中主要使這些元 素更多地析出。即，在與熱處理的組合中，可以不損壞衝擊特性等而以更少量的添加使衝壓 成型性、切削性提高。根據這種方面，在切削性和衝壓成型性及其他的各種特性的關係中， 在有效果、有影響的相的β相與影響/效果元素Pb等的成分的關係中，優選滿足f5的關 系。具體地，優選滿足以下的關係。即，優選成立f5= [β]+10Χ ([Pb]-0. 001)1/2+10X ([B i]-0. 001)1/2+15X ([C]-0. 0001)1/2+15X ([S]-0. 0001)1/2 = 2 19 的關係，較優選為 f5 = 4 17，最適合為f5 = 5 14。在該關係式f5中，在Pb等的添加量％的平方根乘10或 15的係數的數值是指相當於β相的量。在上式中，負的值，例如「-0. 001」的數值「0.001」
12大致相當於經過Pb、Bi、C、S等的本發明的熱處理工序的產業生產上，即本發明的應用上的 固溶量(0.001maSS%)，超過固溶份的量的平方根有助於特性。另外，若低於下限值，則即 使添加Pb等的有效元素，衝壓性形成或切削性也不能滿足產業性。若超過上限值，則衝擊 特性或彎曲性變差，不適合鑰匙用途等。在第3、第4銅合金中含有的Al、P、Zr、Mg提高溶湯的流動性等，使鑄件過程中的 特性提高，而且使強度、耐變色性提高，微小化金屬組織，發揮使β相均勻分散的功能。為 了發揮這些效果，P的含量為0. 001 0. 09mass%，優選為0. 003 0. 08mass%,Zr的含量 為 0. 005 0. 035mass%，優選為 0. 007 0. 029mass%, Al 的含量為 0. 01 0. 5mass%, 優選為0. 02 0. 3maSS%。這些元素的上限不但提高溶湯的流動性，提高強度、耐變色性 的功能飽和，反而延展性或螺旋強度差，在冷加工中容易產生裂紋。但是，在這些元素中，若 共添加&和P，則尤其在鑄件的過程中宏觀結構的金屬組織變細，β相的分布變得均勻。 此時，優選使P含有0. 03 0. 09mass %，優選使Zr含有0. 007 0. 035mass %，而且[P] / [Zr]的值為1.4 7，優選為1.7 5.1。在鑄件的過程中，若晶粒變細，則最終產品的β 相的大小或形狀成為較優選的狀態。尤其連續鑄造原材料未經過熱加工，所以容易形成粗 大的網目狀的β相，因此P和&的共添加為有效。在第1 第4銅合金中，Si、Fe有時作為雜質不可避免地混入，但若Fe含量超過 0. 3maSS%而析出，則對衝壓成型性、切削性及其他的各種特性帶來壞影響。但如果Fe含量 為0. 2%以下，則對各種特性的影響幾乎不存在。而且，對於Si，若含量為0. Imass%以上， 則與Ni或Mn結合而形成矽化合物，通過這些對衝壓成型性、切削性、其他的各種特性帶來 壞影響。但是，如果Si含量為0. 05maSS%W下，則對各種特性的影響幾乎不存在。本發明的銀白色銅合金的第1 第4銅合金可以使Ni的含量大幅地減少的同時， 呈與銀鎳合金相同的銀白色，在如人類直接接觸的用途中也可以儘量抑制M過敏症的發 生。而且，衝壓成型性、切削性、螺旋強度、耐變色性、彎曲加工性、耐衝擊性、耐應力腐蝕裂 紋性、耐磨損性等優越，可以進行熱加工(熱軋加工、熱擠壓加工)，是成本性能優越的應用 價值高的銅合金。另外，關於Pb、Bi，如果一般為0. lmaSS%以下，幾乎對人體無害，如果為 更優選的範圍的上限值0. 014maSS%以下，則幾乎沒有問題。而且，即使不含有或含有Pb， 也是極其少量的第2、第4銅合金與不含有Pb的第1、第3銅合金相同地可以應用於尤其受 到重視的健康衛生方面的用途，可以謀求切削性等的進一步的提高。根據本發明的製造方法，在軋制製造法及鑄造製造法的任一個中，也可以適當地 製造第1 第4銅合金。


圖1是表示使用於實施例合金No. 201的製造的熱加工原材料A的金屬組織的蝕 刻面照片。圖2是表示在實施例合金No. 201的製造工藝中得到的一次熱處理材料A1-2的 金屬組織的蝕刻面照片。圖3是表示對實施例合金No. 201的原材料A施加與工序M2不同 條件的熱處理的熱處理材料的金屬組織的蝕刻面照片。圖4是表示對實施例合金No. 201 的原材料A不施加熱處理而施加與工序M2相同的冷軋的冷加工材料的金屬組織的蝕刻面 照片。圖5是表示對於實施例合金No. 201的一次冷加工材料A2-2的金屬組織的蝕刻面照 片。圖6是表示在實施例合金No. 201的製造工藝中得到的二次熱處理材料A3-2的金屬組織的蝕刻面照片。圖7是表示對在實施例合金No. 201的製造工藝中得到的一次冷加工材 料A2-2上施加與工序M2不同條件的熱處理的熱處理材料的金屬組織的蝕刻面照片。圖8 是表示對圖5所示的冷加工材料(對於實施例合金No. 201的一次冷加工材料A2-2)施加 與工序M2不同條件的熱處理的熱處理材料的金屬組織的蝕刻面照片。圖9是表示對圖4 所示的冷加工材料(對原材料在此不施加熱處理而進行冷加工的材料)，施加與工序M2相 同條件的熱處理的熱處理材料的金屬組織的蝕刻面照片。[實施例]作為實施例，通過根據以下的工序Ml M25對多個熱加工原材料A、B及連續 鑄造原材料C、D施加1次以上的熱處理及冷加工，得到了本發明所涉及的銀白色銅合 金(以下稱之「實施例合金」)No. 101 No. 104、No. 201 No. 215、No. 301 No. 303、 No. 401、No. 402、No. 501 No. 503、No. 601、No. 602、No. 701、No. 702、No. 801、No. 802、 No. 901、No. 902、No. 1001 No. 1007、No. 1101 No. 1108、No. 1201、No. 1202、No. 1301、 No. 1302,No.1401 No. 1408,No. 1501 No. 1509,No. 1601、No. 1602,No. 1701 No. 1706、 No. 1801 No. 1813,No. 1901、No. 1902,No. 2001 No. 2003,No. 2101 No. 2105,No. 2201、 No. 2202、No. 2301、No.2302、No.2401 No. 2403、No. 2501、No.2502。各熱加工原材料A形成示於表1或表2的合金組成，是將厚度190mm、寬度 630mm、長度2000mm的板狀模塊加熱至800°C，熱軋加工得到的厚度12mm的軋制板材料。而且，各熱加工原材料B形成示於表2或表3的合金組成，是面車削直徑100m、長 度150mm的圓柱狀模塊，設為直徑96mm的基礎上，加熱至800°C，熱擠壓加工得到的直徑 23mm的熱擠壓棍材料。此外，各連續鑄造原材料C形成示於表3或表4的合金組成，是通過橫型連續鑄造 機連續鑄造而得到的厚度40mm、寬度100mm、長度200mm的鑄造板材料。另外，各連續鑄造原材料D形成示於表4或表5的合金組成，是通過橫形連續鑄造 機連續製造而得到的厚度15mm、寬度100mm、長度200mm的鑄造板材料。(工序Ml)對熱加工原材料A施加第1次熱處理，得到一次熱處理材料Al-I。該 熱處理由在650°C、12小時的條件下加熱原材料A的加熱工序和以平均冷卻速度0. 40C / 分徐冷至500°C的冷卻工序構成。接著，面車削一次熱處理材料Al-I而設為厚度11mm的基礎上，對此施加第1次 冷加工的冷軋加工，得到厚度3. 25mm的一次冷加工材料A2-1。此時的加工率為70%。另外，對一次冷加工材料A2-1施加第2次熱處理(最終的熱處理)，得到二次熱處 理材料A3-1。該熱處理由在565°C、16小時的條件下加熱一次冷加工材料A2-1的加熱工序 和以平均冷卻速度0. 30C /分徐冷至500°C的冷卻工序構成。而且，對二次熱處理材料A3-1施加第2次冷軋加工，得到厚度2. 6mm的實施例合 金No. 101 No. 104。此時的加工率為20%。這樣一來得到的熱加工物(熱軋材料)的各實施例合金No. 101 No. 104的合金 組成如表1所示。(工序M2)對熱加工原材料A施加第1次熱處理，得到一次熱處理材料A1-2。該 熱處理由在675°C、6小時的條件下加熱原材料A的加熱工序、和以平均冷卻速度0. 40C / 分徐冷至500°C的冷卻工序構成。接著，面車削一次熱處理材料A1-2而設為厚度11mm的基礎上，對此施加第1次冷軋加工，得到厚度3. 25mm的一次冷加工材料A2-2。此時的加工率為70%。另外，對一次冷加工材料A2-2施加第2次熱處理(最終的熱處理)，得到二次熱處 理材料A3-2。該熱處理由在575°C、3小時的條件下加熱一次冷加工材料A2-2的加熱工序 和以平均冷卻速度0. 30C /分徐冷至500°C的冷卻工序構成。而且，對二次熱處理材料A3-2施加第2次冷軋加工，得到厚度2. 6mm的實施例合 金No. 201 No. 215。此時的加工率為20%。這樣一來得到的熱加工物(熱軋材料)的各實施例合金No. 201 No. 215的合金 組成如表1所示。(工序M3)對熱加工原材料A施加第1次熱處理，得到一次熱處理材料A1-3。該 熱處理由在675°C、6小時的條件下加熱原材料A的加熱工序和以平均冷卻速度0. 40C /分 徐冷至500°C的基礎上，在冷卻中途(在至500°C為止的冷卻中保持在530°C，再以0. 4°C / 分冷卻至500°C。不重新加熱至530°C )在530°C保持1小時的冷卻工序構成。接著，面車削一次熱處理材料A1-3而設為厚度11mm的基礎上，對此施加第1次 冷軋加工，得到厚度3. 25mm的一次冷加工材料A2-3。此時的加工率為70%。另外，對一次冷加工材料A2-3施加第2次熱處理(最終的熱處理)，得到二次熱處 理材料A3-3。該熱處理由在575°C、3小時的條件下加熱一次冷加工材料A2-3的加熱工序 和以平均冷卻速度0. 30C /分徐冷至530°C的基礎上，在530°C保持1小時，以平均冷卻速 度0. 3°C /分冷卻(與記載於上述段落W058]處相同)至500°C的冷卻工序構成。由以 平均冷卻速度0. 3°C /分徐冷至500°C。而且，對二次熱處理材料A3-3施加第2次冷軋加工，得到厚度2. 6mm的實施例合 金No. 301 No. 303。此時的加工率為20%。這樣一來得到的各實施例合金No. 301 No. 303的合金組成如表1所示。(工序M4)對熱加工原材料A施加第1次熱處理，得到一次熱處理材料A1-4。該 熱處理由在650°C、12小時的條件下加熱原材料A的加熱工序和以平均冷卻速度0. 40C / 分徐冷至500°C的冷卻工序構成。接著，面車削一次熱處理材料A1-4而設為厚度11mm的基礎上，對此施加第1次 冷軋加工，得到厚度5mm的一次冷加工材料A2-4。此時的加工率為55%。另外，對一次冷加工材料A2-4施加第2次熱處理，得到二次熱處理材料A3_4。該 熱處理由在575°C、3小時的條件下加熱一次冷加工材料A2-4的加熱工序和以平均冷卻速 度0. 3°C /分徐冷至500°C的冷卻工序構成。其次，對二次熱處理材料A3-4施加第2次冷軋加工，得到厚度3. 25mm的二次冷 加工材料A4-4。此時的加工率為35%。另外，對二次冷加工材料A4-4施加第3次熱處理(最終的熱處理)，得到三次熱處 理材料A5-4。該熱處理由在565°C、8小時的條件下加熱二次冷加工材料A4-4的加熱工序 和以平均冷卻速度0. 30C /分徐冷至500°C的冷卻工序構成。而且，對三次熱處理材料A5-4施加第3次冷軋加工，得到厚度2. 6mm的實施例合 金No. 401、No. 402。此時的加工率為20%。這樣一來得到的熱加工物(熱軋材料)的各實施例合金No. 40UNo. 402的合金組 成如表2所示。
(工序M5)與工序Ml M4不同，對熱加工原材料A不施加熱處理而施加第1次冷 軋加工。即，在該原材料A面車削其而設為厚度11mm的基礎上，施加第1次冷軋加工，得 到厚度3. 25mm的一次冷加工材料A2-5。此時的加工率為70%。另外，對一次冷加工材料A2-5施加熱處理，得到熱處理材料A3-5。該熱處理由在 575°C、3小時的條件下加熱一次冷加工材料A2-5的加熱工序和以平均冷卻速度0. 3°C / 分徐冷至500°C的冷卻工序構成。而且，對熱處理材料A3-5施加第2次冷軋加工，得到厚度2. 6mm的實施例合金 No. 501 No. 503。此時的加工率為20%。這樣一來得到的熱加工物(熱軋材料)的各實施例合金No. 501 No. 503的合金 組成如表2所示。(工序M6)對熱加工原材料A施加第1次熱處理，得到一次熱處理材料A1-6。該 熱處理由在540°C、6小時的條件下加熱原材料A的加熱工序和以平均冷卻速度0.4°C/分 徐冷至500°C的冷卻工序構成。接著，面車削一次熱處理材料A1-6而設為厚度11mm的基礎上，對此施加第1次 冷軋加工，得到厚度3. 25mm的一次冷加工材料A2-6。此時的加工率為70%。另外，對一次冷加工材料A2-6施加第2次熱處理，得到二次熱處理材料A3_6。該 熱處理由在575°C、3小時的條件下加熱一次冷加工材料A2-6的加熱工序和以平均冷卻速 度0. 3°C /分徐冷至500°C的冷卻工序構成。而且，對二次熱處理材料A3-6施加第2次冷軋加工，得到厚度2. 6mm的實施例合 金No. 601、No. 602。此時的加工率為20%。這樣一來得到的熱加工物(熱軋材料)的各實施例合金No. 60UNo. 602的合金組 成如表2所示。(工序M7)對熱加工原材料A施加第1次熱處理，得到一次熱處理材料A1-7。在 該熱處理中，在675°C、6小時的條件下加熱原材料A的基礎上進行了空冷。在該空冷中，從 675°C至500°C的平均冷卻速度為10°C /分。接著，面車削一次熱處理材料A1-7而設為厚度11mm的基礎上，對此施加第1次 冷軋加工，得到厚度3. 25mm的一次冷加工材料A2-7。此時的加工率為70%。另外，對一次冷加工材料A2-7施加第2次熱處理，得到二次熱處理材料A3-7。該 熱處理由在575°C、3小時的條件下加熱一次冷加工材料A2-7的加熱工序和以平均冷卻速 度0. 3°C /分徐冷至500°C的冷卻工序構成。其次，對二次熱處理材料A3-7施加第2次冷軋加工，得到厚度2. 6mm的實施例合 金No. 701、No. 702。此時的加工率為20%。這樣一來得到的熱加工物(熱軋材料)的各實施例合金No. 70UNo. 702的合金組 成如表2所示。(工序M8)對熱加工原材料A施加第1次熱處理，得到一次熱處理材料A1-8。該 熱處理由在675°C、6小時的條件下加熱原材料A的加熱工序和以平均冷卻速度0.4°C/分 徐冷至500°C的冷卻工序構成。接著，面車削一次熱處理材料A1-8而設為厚度11mm的基礎上，對此施加第1次 冷軋加工，得到厚度3. 25mm的一次冷加工材料A2-8。此時的加工率為70%。
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另外，對一次冷加工材料A2-8施加第2次熱處理(490°C、8小時)，得到二次熱處 理材料A3-8。而且，對二次熱處理材料A3-8施加第2次冷軋加工，得到厚度2. 6mm的實施例合 金No. 801、No. 802。此時的加工率為20%。這樣一來得到的熱加工物(熱軋材料)的各實施例合金No. 80UNo. 802的合金組 成如表2所示。(工序M9)對熱加工原材料A施加第1次熱處理，得到一次熱處理材料A1-9。該 熱處理由在675°C、6小時的條件下加熱原材料A的加熱工序和以平均冷卻速度0.4°C/分 徐冷至500°C的冷卻工序構成。接著，面車削一次熱處理材料A1-9而設為厚度11mm的基礎上，對此施加第1次 冷軋加工，得到厚度3. 25mm的一次冷加工材料A2-9。此時的加工率為70%。另外，對一次冷加工材料A2-9施加第2次的熱處理，得到二次熱處理材料A3-9。 該熱處理由在530°C、3小時的條件下加熱一次冷加工材料A2-9的加熱工序和以平均冷卻 速度0. 3°C /分徐冷至500°C的冷卻工序構成。而且，對二次熱處理材料A3-9施加第2次的冷軋加工，得到厚度2. 6mm的實施例 合金No. 901、No. 902。此時的加工率為20%。這樣一來得到的熱加工物(熱軋材料)的各實施例合金No. 90UNo. 902的合金組 成如表2所示。(工序M10)對熱加工原材料B施加第1次熱處理，得到一次熱處理材料Bl-I。該 熱處理由在620°C、12小時的條件下加熱原材料B的加熱工序和以平均冷卻速度0. 40C / 分徐冷至500°C的冷卻工序構成。接著，對一次熱處理材料Bl-I酸洗其的基礎上，施加第1次冷軋加工的拉伸加工， 得到直徑16. 5mm的一次冷加工材料B2-1。此時的加工率為49%。另外，對一次冷加工材料B2-1施加第2次的熱處理，得到二次熱處理材料B3-1。 該熱處理由在560°C、16小時的條件下加熱一次冷加工材料B2-1的加熱工序和以平均冷卻 速度0. 3°C /分徐冷至500°C的冷卻工序構成。而且，對二次熱處理材料B3-1施加第2次的拉伸加工，得到直徑14. 5mm的實施 例合金No. 1001 No. 1007。此時的加工率為23%。這樣一來得到的熱加工物(熱擠壓材料)的各實施例合金No. 1001 No. 1007的 合金組成如表2所示。(工序Mil)對熱加工原材料B施加第1次熱處理，得到一次熱處理材料B1-2。該 熱處理由在635°C、6小時的條件下加熱原材料B的加熱工序和以平均冷卻速度0. 4°C /分 徐冷至500°C的冷卻工序構成。接著，對一次熱處理材料B1-2酸洗其的基礎上，施加第1次拉伸加工，得到直徑 16. 5mm的一次冷加工材料B2-2。此時的加工率為49%。另外，對一次冷加工材料B2-2施加第2次的熱處理，得到二次熱處理材料B3-2。 該熱處理由在575°C、6小時的條件下加熱一次冷加工材料B2-2的加熱工序和以平均冷卻 速度0. 3°C /分徐冷至500°C的冷卻工序構成。而且，對二次熱處理材料B3-2施加第2次的拉伸加工，得到直徑14. 5mm的實施例合金No. 1101 No. 1108。此時的加工率為23%。這樣一來得到的熱加工物(熱擠壓材料)的各實施例合金No. 1101 No. 1108的 合金組成如表2或表3所示。(工序M12)與工序Mil、M12不同，對熱加工原材料B不施加熱處理而施加第1次 拉伸加工。即，對該原材料B酸洗其的基礎上，施加第1次拉伸加工，得到直徑16. 5mm的 一次冷加工材料B2-3。此時的加工率為49%。另外，對一次冷加工材料B2-3施加熱處理，得到熱處理材料B3-3。該熱處理由在 5600C ,16小時的條件下加熱一次冷加工材料B2-3的加熱工序和以平均冷卻速度0. 3°C / 分徐冷至500°C的冷卻工序構成。而且，對二次熱處理材料B3-3施加第2次拉伸加工，得到直徑14. 5mm的實施例 合金No. 1201、No. 1202。此時的加工率為23%。這樣一來得到的熱加工物(熱擠壓材料)的各實施例合金No. 120UNO. 1202的合 金組成如表3所示。(工序M13)對熱加工原材料B施加第1次熱處理(490°C、12小時)，得到一次熱 處理B1-4。接著，對一次熱處理材料B1-4酸洗其的基礎上，施加第1次拉伸加工，得到直徑 16. 5mm的一次冷加工材料B2-4。此時的加工率為49%。另外，對一次冷加工材料B2-4施加第2次的熱處理，得到二次熱處理材料B3-4。 該熱處理由在560°C、16小時的條件下加熱一次冷加工材料B2-4的加熱工序和以平均冷卻 速度0. 3°C /分徐冷至500°C的冷卻工序構成。而且，對二次熱處理材料B3-4施加第2次拉伸加工，得到直徑14. 5mm的實施例 合金No. 1301、No. 1302。此時的加工率為23%。這樣一來得到的熱加工物(熱擠壓材料)的各實施例合金No. 130UNO. 1302的合 金組成如表3所示。(工序M14)對鑄造原材料C施加第1次熱處理，得到一次熱處理材料Cl-I。該熱 處理由在670°C、12小時的條件下加熱原材料C的加熱工序和以平均冷卻速度0. 40C /分 徐冷至500°C的冷卻工序構成。接著，在面車削一次熱處理材料Cl-I而設為厚度36mm的基礎上，對其施加第1 次冷加工的冷軋加工，得到厚度18mm的一次冷加工材料C2-1。此時的加工率為50%。另外，對一次冷加工材料C2-1施加第2次熱處理(最終的熱處理)，得到二次熱處 理材料C3-1。該熱處理由在565°C、16小時的條件下加熱一次冷加工材料C2-1的加熱工序 和以平均冷卻速度0. 30C /分徐冷至500°C的冷卻工序構成。而且，對二次熱處理材料C3-1施加第2次的冷軋加工，得到厚度14. 5mm的實施 例合金No. 1401 No. 1408。此時的加工率為19%。這樣一來得到的連續鑄造鑄件的各實施例合金No. 1401 No. 1408的合金組成如 表3所示。(工序M15)對鑄造原材料C施加第1次熱處理，得到一次熱處理材料C1-2。該熱 處理由在700°C、6小時的條件下加熱原材料C的加熱工序和以平均冷卻速度0. 40C /分徐 冷至500°C的冷卻工序構成。
接著，在面車削一次熱處理材料C1-2而設為厚度36mm的基礎上，對其施加第1 次冷軋加工，得到厚度18mm的一次冷加工材料C2-2。此時的加工率為50%。另外，對一次冷加工材料C2-2施加第2次熱處理(最終的熱處理)，得到二次熱處 理材料C3-2。該熱處理由在580°C、6小時的條件下加熱一次冷加工材料C2-2的加熱工序 和以平均冷卻速度0. 30C /分徐冷至500°C的冷卻工序構成。而且，對二次熱處理材料C3-2施加第2次冷軋加工，得到厚度14. 5mm的實施例 合金No. 1501 No. 1509。此時的加工率為19%。這樣一來得到的連續鑄造鑄件的各實施例合金No. 1501 No. 1509的合金組成如 表3或表4所示。(工序M16)與工序M14、M15不同，對熱加工原材料C不施加熱處理而施加第1次 冷軋加工。B卩，在該原材料C面車削其而設為厚度36mm的基礎上，施加第1次冷軋加工， 得到厚度18mm的一次冷加工材料C2-3。此時的加工率為50%。另外，對一次冷加工材料C2-3施加熱處理，得到熱處理材料C3-3。該熱處理由在 580°C、6小時的條件下加熱一次冷加工材料C2-3的加熱工序和以平均冷卻速度0. 3°C / 分徐冷至500°C的冷卻工序構成。而且，對熱處理材料C3-3施加第2次冷軋加工，得到厚度14. 5mm的實施例合金 No. 1601、No. 1602。此時的加工率為19%。這樣一來得到的連續鑄造鑄件的各實施例合金No. 1601、No. 1602的合金組成如 表4所示。(工序M17)對鑄造原材料D施加第1次熱處理，得到一次熱處理材料Dl-I。該熱 處理由在650°C、12小時的條件下加熱原材料D的加熱工序和以平均冷卻速度0. 40C /分 徐冷至500°C的冷卻工序構成。接著，在面車削一次熱處理材料Dl-I而設為厚度11mm的基礎上，對其施加第1 次冷軋加工，得到厚度3. 25mm的一次冷加工材料D2-1。此時的加工率為70%。另外，對一次冷加工材料D2-1施加第2次熱處理(最終的熱處理)，得到二次熱處 理材料D3-1。該熱處理由在565°C、16小時的條件下加熱一次冷加工材料D2-1的加熱工序 和以平均冷卻速度0. 30C /分徐冷至500°C的冷卻工序構成。而且，對二次熱處理材料D3-1施加第2次冷軋加工，得到厚度2. 6mm的實施例合 金No. 1701 No. 1706。此時的加工率為20%。這樣一來得到的連續鑄造鑄件的各實施例合金No. 1701 No. 1706的合金組成如 表4所示。(工序M18)對鑄造原材料D施加第1次熱處理，得到一次熱處理材料Dl_2。該熱 處理由在675°C、6小時的條件下加熱原材料D的加熱工序和以平均冷卻速度0. 4°C /分徐 冷至500°C的冷卻工序構成。接著，在面車削一次熱處理材料D1-2而設為厚度11mm的基礎上，對其施加第1 次冷軋加工，得到厚度3. 25mm的一次冷加工材料D2-2。此時的加工率為70%。另外，對一次冷加工材料D2-2施加第2次熱處理(最終的熱處理)，得到二次熱處 理材料D3-2。該熱處理由在575°C、3小時的條件下加熱一次冷加工材料D2-2的加熱工序 和以平均冷卻速度0. 30C /分徐冷至500°C的冷卻工序構成。
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而且，對二次熱處理材料D3-2施加第2次冷軋加工，得到厚度2. 6mm的實施例合 金No. 1801 No. 1813。此時的加工率為20%。這樣一來得到的連續鑄造鑄件的各實施例合金No. 1801 No. 1813的合金組成如 表4或表5所示。(工序M19)對鑄造原材料D施加第1次熱處理，得到一次熱處理材料Dl_3。該熱 處理由在675°C、6小時的條件下加熱原材料D的加熱工序、和以平均冷卻速度0. 4°C /分徐 冷至500°C的基礎上，在冷卻中途(在至500°C為止的冷卻中保持在530°C，再以0. 4°C /分 冷卻至500°C。不重新加熱至530°C )在530°C保持1小時的冷卻工序構成。接著，在面車削一次熱處理材料D1-3而設為厚度11mm的基礎上，對其施加第1 次冷軋加工，得到厚度3. 25mm的一次冷加工材料D2-3。此時的加工率為70%。另外，對一次冷加工材料D2-3施加第2次熱處理(最終的熱處理)，得到二次熱處 理材料D3-3。該熱處理由在575°C、3小時的條件下加熱一次冷加工材料D2-3的加熱工序 和以平均冷卻速度0. 30C /分徐冷至530°C的基礎上，在530°C保持1小時，以平均冷卻速 度0. 3°C /分冷卻(與記載於上述段落W058]處相同)至500°C的冷卻工序構成。而且，對二次熱處理材料D3-3施加第2次冷軋加工，得到厚度2. 6mm的實施例合 金No. 1901、No. 1902。此時的加工率為20%。這樣一來得到的連續鑄造鑄件的各實施例合金No. 1901、No. 1902的合金組成如 表5所示。(工序M20)對熱加工原材料D施加第1次熱處理，得到一次熱處理材料Dl_4。該 熱處理由在650°C、12小時的條件下加熱原材料D的加熱工序和以平均冷卻速度0. 40C / 分徐冷至500°C的冷卻工序構成。接著，在面車削一次熱處理材料D1-4而設為厚度11mm的基礎上，對其施加第1 次冷軋加工，得到厚度5mm的一次冷加工材料D2-4。此時的加工率為55%。另外，對一次冷加工材料D2-4施加第2次熱處理，得到二次熱處理材料D3_4。該 熱處理由在575°C、3小時的條件下加熱一次冷加工材料D2-4的加熱工序和以平均冷卻速 度0. 3°C /分徐冷至500°C的冷卻工序構成。其次，對二次熱處理材料D3-4施加第2次冷軋加工，得到厚度3. 25mm的二次冷 加工材料D4-4。此時的加工率為35%。對二次冷加工材料D4-4施加第3次熱處理(最終的熱處理)，得到三次熱處理材 料D5-4。該熱處理由在565°C、8小時的條件下加熱二次冷加工材料D4-4的加熱工序和以 平均冷卻速度0. 30C /分徐冷至500°C的冷卻工序構成。而且，對三次熱處理材料D5-4施加第3次冷軋加工，得到厚度2. 6mm的實施例合 金No. 2001 No. 2003。此時的加工率為20%。這樣一來得到的連續鑄造鑄件的各實施例合金No. 2001 No. 2003的合金組成如 表5所示。(工序M21)與工序M17 M20不同，對熱加工原材料D不施加熱處理而施加第1 次冷軋加工。即，在該原材料D面車削其而設為厚度11mm的基礎上，施加第1次冷軋加工， 得到厚度3. 25mm的一次冷加工材料D2-5。此時的加工率為70%。另外，對一次冷加工材料D2-5施加熱處理，得到熱處理材料D3-5。該熱處理由在575°C、3小時的條件下加熱一次冷加工材料D2-5的加熱工序和以平均冷卻速度0. 3°C / 分徐冷至500°C的冷卻工序構成。而且，對熱處理材料D3-5施加第2次冷軋加工，得到厚度2. 6mm的實施例合金 No. 2101 No. 2105。此時的加工率為20%。這樣一來得到的連續鑄造鑄件的各實施例合金No. 2101 No. 2105的合金組成如 表5所示。(工序M22)對鑄造原材料D施加第1次熱處理，得到一次熱處理材料Dl_6。該熱 處理由在540°C、6小時的條件下加熱原材料D的加熱工序和以平均冷卻速度0.4°C/分徐 冷至500°C的冷卻工序構成。接著，在面車削一次熱處理材料D1-6而設為厚度11mm的基礎上，對其施加第1 次冷軋加工，得到厚度3. 25mm的一次冷加工材料D2-6。此時的加工率為70%。另外，對一次冷加工材料D2-6施加第2次熱處理(最終的熱處理)，得到二次熱處 理材料D3-6。該熱處理由在575°C、3小時的條件下加熱一次冷加工材料D2-6的加熱工序 和以平均冷卻速度0. 30C /分徐冷至500°C的冷卻工序構成。而且，對二次熱處理材料D3-6施加第2次冷軋加工，得到厚度2. 6mm的實施例合 金No. 2201、No. 2202。此時的加工率為20%。這樣一來得到的連續鑄造鑄件的各實施例合金No. 2201、No. 2202的合金組成如 表5所示。(工序M23)對熱加工原材料D施加第1次熱處理，得到一次熱處理材料Dl_7。在 該熱處理中，在675°C、6小時的條件下加熱原材料D的基礎上進行了空冷。在該空冷中，從 675°C至500°C的平均冷卻速度為10°C /分。接著，在面車削一次熱處理材料D1-7而設為厚度11mm的基礎上，對其施加第1 次冷軋加工，得到厚度3. 25mm的一次冷加工材料D2-7。此時的加工率為70%。另外，對一次冷加工材料D2-7施加第2次熱處理，得到二次熱處理材料D3-7。該 熱處理由在575°C、3小時的條件下加熱一次冷加工材料D2-7的加熱工序和以平均冷卻速 度0. 30C /分徐冷至500°C的冷卻工序構成。由以平均冷卻速度0. 3°C /分徐冷至500°C 的冷卻工序構成。而且，對二次熱處理材料D3-7施加第2次冷軋加工，得到厚度2. 6mm的實施例合 金No. 2301、No. 2302。此時的加工率為20%。這樣一來得到的連續鑄造鑄件的各實施例合金No. 2301、No. 2302的合金組成如 表5所示。(工序M24)對熱加工原材料D施加第1次熱處理，得到一次熱處理材料Dl_8。該 熱處理由在675°C、6小時的條件下加熱原材料D的加熱工序和以平均冷卻速度0. 4°C /分 徐冷至500°C的冷卻工序構成。接著，在面車削一次熱處理材料D1-8而設為厚度11mm的基礎上，對其施加第1 次冷加工的冷軋加工，得到厚度3. 25mm的一次冷加工材料D2-8。此時的加工率為70%。另外，對一次冷加工材料D2-8施加第2次熱處理(490°C、8小時)，得到二次熱處 理材料D3-8。而且，對二次熱處理材料D3-8施加第2次冷軋加工，得到厚度-.2. 6mm的實施例合金No. 2401 No. 2403。此時的加工率為20%。這樣一來得到的連續鑄造鑄件的各實施例合金No. 2401 No. 2403的合金組成如 表5所示。(工序M25)對熱加工原材料D施加第1次熱處理，得到一次熱處理材料Dl_9。該 熱處理由在675°C、6小時的條件下加熱原材料D的加熱工序和以平均冷卻速度0. 4°C /分 徐冷至500°C的冷卻工序構成。接著，在面車削一次熱處理材料D1-9而設為厚度11mm的基礎上，對其施加第1 次冷加工的冷軋加工，得到厚度3. 25mm的一次冷加工材料D2-9。此時的加工率為70%。另外，對一次冷加工材料D2-9施加第2次熱處理，得到二次熱處理材料D3-9。該 熱處理由在530°C、3小時的條件下加熱一次冷加工材料D2-9的加熱工序和以平均冷卻速 度0. 3°C /分徐冷至500°C的冷卻工序構成。而且，對二次熱處理材料D3-9施加第2次冷軋加工，得到厚度2. 6mm的實施例合 金No. 2501、No. 2502。此時的加工率為20%。這樣一來得到的連續鑄造鑄件的各實施例合金No. 2501、No. 2502的合金組成如 表5所示。作為對比例得到了表6及表7所示的銅合金(以下稱之「對比例合金」)No. 3001 No. 3008、No. 3101 No. 3108、No. 3201 No. 3203、No. 3301、No. 3302、No. 3401、No. 3402、 No. 3501 No. 3503、No. 3601 No. 3603、No. 3701 No. 3707、No. 3801、No. 3901 No.3906。對比例合金No. 3001 No. 3008除了合金組成不同的方面之外，使用由與上述實 施例相同的工序得到的相同形狀的熱加工原材料A，並且是由與上述實施例相同的工序M2 製造的熱加工物(熱軋材料)。各對比例合金No. 3001 No. 3008及在其製造使用的原材 料A的合金組成如表6所示。對比例合金No. 3101 No. 3108除了合金組成不同的方面之外，使用由與上述實 施例相同的工序得到的相同形狀的熱加工原材料A，並且是由與上述實施例相同的工序M5 製造的熱加工物(熱軋材料)。各對比例合金No. 3101 No. 3108及在其製造使用的原材 料A的合金組成如表6所示。對比例合金No. 3201 No. 3203除了合金組成不同的方面之外，使用由與上述 實施例相同的工序得到的相同形狀的熱加工原材料B，並且是由與上述實施例相同的工序 MlO製造的熱加工物(熱擠壓材料)。各對比例合金No. 3201 No. 3203及在其製造使用 的原材料B的合金組成如表6所示。對比例合金No. 3301、No. 3302除了合金組成不同的方面之外，使用由與上述實施 例相同的工序得到的相同形狀的熱加工原材料B，並且是由與上述實施例相同的工序M12 製造的熱加工物(熱擠壓材料)。各對比例合金No. 330UNO. 3302及在其製造使用的原材 料B的合金組成如表6所示。對比例合金No. 3401、No. 3402除了合金組成不同的方面之外，使用由與上述實 施例相同的工序得到的相同形狀的連續鑄造原材料C，並且是由與上述實施例相同的工序 M14製造的連續鑄造鑄件。各對比例合金No. 340UNO. 3402及在其製造使用的原材料C的 合金組成如表7所示。
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對比例合金No. 3501 No. 3503除了合金組成不同的方面之外，使用由與上述實 施例相同的工序得到的相同形狀的連續鑄造原材料C，並且是由與上述實施例相同的工序 M15製造的連續鑄造鑄件。各對比例合金No. 3501 No. 3503及在其製造使用的原材料C 的合金組成如表7所示。對比例合金No. 3601 No. 3603是使用除了合金組成不同的方面之外，由與上 述實施例相同的工序得到的相同形狀的連續鑄造原材料C，並由與上述實施例相同的工序 M16製造的連續鑄造鑄件。各對比例合金No. 3601 No. 3603及在其製造使用的原材料C 的合金組成如表7所示。對比例合金No. 3701 No. 3707除了合金組成不同的方面之外，使用由與上述實 施例相同的工序得到的相同形狀的連續鑄造原材料D，並且是由與上述實施例相同的工序 M18製造的連續鑄造鑄件。各對比例合金No. 3701 No. 3707及在其製造使用的原材料D 的合金組成如表7所示。對比例合金No. 3801除了合金組成不同的方面之外，使用由與上述實施例相同的 工序得到的相同形狀的連續鑄造原材料D，並且是由與上述實施例相同的工序M21製造的 連續鑄造鑄件。對比例合金No. 3801及在其製造使用的原材料D的合金組成如表7所示。對比例合金No. 3901 No. 3903是形成表7所示的合金組成的厚度2. 4mm的市售 的質量別H材，對比例合金No. 3904 No. 3906是形成表5所示的合金組成的直徑15mm的 市售的棍材。另外，合金組成上No. 3901與CDA C79200相當，No. 3902與JIS C3710相當， No. 3903 與 JIS C2801 相當，No. 3904 與 CDAC79200 相當，No. 3905 與 JIS C3712 相當，而且 No. 3906 與 JIS C2800 相當。圖1及圖2是對於實施例合金No. 201的蝕刻面照片。圖1是表示熱加工原材料A 的金屬組織的蝕刻面照片，從圖1可知原材料A中的β相成為網目狀。圖2是表示在675°C 下熱處理原材料A得到的一次熱處理材料A1-2的金屬組織的蝕刻面照片，從圖2可知，可 以認為通過高溫的熱處理β相的網目形態被消除(切斷)，因而β相分散及α相通過α 相的析出β相的佔有比率減少。而且，圖3及圖4是對於對實施例合金No. 201的原材料A施加與工序Μ2不同的 熱處理或冷加工的蝕刻面照片。即，圖3是表示對原材料A進行與工序Μ2不同的低溫條件 的熱處理(在540°C保持6小時的基礎上，以0. 40C /秒徐冷至500°C後進行了空冷)的熱 處理材料的金屬組織的蝕刻面照片，圖4是表示與工序M2不同地對原材料A不施加熱處理 而施加與工序M2相同的冷軋(加工率70%)的冷加工材料的金屬組織的蝕刻面照片。從 圖3可知，通過α相的析出，雖然β相的佔有比率減少，但因為熱處理溫度低，所以β相 的網目形態沒有被消除。而且，從圖4可知，因為在冷軋前未進行熱處理，所以β相量多， β相以層狀存在。圖5是表示對於實施例合金No. 201的一次冷加工材料Α2_2的金屬組織的蝕刻面 照片。從圖5可知，與圖2所示的情況同樣地β相量少，β相通過冷軋向軋制方向延伸。 而且，圖6是表示熱處理(575°C)圖5所示的一次加工材料A2-2得到的二次熱處理材料 A3-2的金屬組織的蝕刻面照片，若與圖5比較可知，β相均勻地分散在基體的α相，其形 狀、大小(長邊/短邊的平均值等)成為如上述的最適合形態。圖7是表示與工序Μ2不同地在圖5所示的冷加工材料(對於實施例合金No. 201的一次冷加工材料A2-2)施加在低溫中的熱處理(490°C、8小時)的熱處理材料的金屬組 織的蝕刻面照片。從圖7可知，因為是低溫中的熱處理，所以與圖6所示的情況不同，基於 α相的析出不充分，並β相連接得長，相反β相還以晶界為中心而析出。而且，α相粒也 以未再結晶狀態β相量增大，向軋制方向連接的拉長的β相和微小的β相混在，所以可 知關於上述的長邊/短邊的平均值的條件也不滿足。另外，圖8是表示對圖5所示的冷加 工材料(對於實施例合金No. 201的一次冷加工材料Α2-2)施加在低於工序Μ2中的熱處理 溫度(575°C )的溫度條件的熱處理(530°C、3小時、以平均冷卻速度0. 4°C /分至500°C ) 的熱處理材料的金屬組織的蝕刻面照片。從圖8可知，因為熱處理溫度雖然高於圖7的情 況，但也低於工序M2，所以基於α相的析出還不充分，β相連接得長，因而長邊/短邊大。 圖9是表示對圖4所示的冷加工材料(對原材料在此不施加熱處理而進行冷加工的材料)， 施加與工序Μ2相同條件的熱處理(575°C、3小時、以平均冷卻速度0.4°C /分至500°C ) 的熱處理材料的金屬組織的蝕刻面照片。從圖9可知，通過熱處理α相析出而β相的切 斷(網目形態的消除)正在進行，但β相還連接得長，長邊/短邊大，因而不能說充分，從 而明確地可知在冷加工前不對原材料A進行熱處理的缺點。而且，對於實施例合金及對比例合金，測量在原材料A、B、C、D的β相的佔有比率 (以下稱之「原材料β相比率」)、β相的長邊/短邊比率(長邊/短邊的平均值)及長邊 為0. 5mm以上的β相的每0. Imm2的個數(以下稱之「0. 5mm以上的β相個數」)，並且測 量對原材料Α、B、C、D施加熱處理的熱處理材料中的β相的佔有比率(以下稱之「熱處理 後β相比率」)，還測量了產品(加工前的產品)中的β相的佔有比率(以下稱之「產品 β相比率」)、β相面積(β相的平均面積)、長邊/短邊比率(β相的長邊/短邊的平均 值)、12以下β相比率(長邊/短邊的值成為12以下的β對於整個β相的比率)、長邊 為0. 06mm以上的β相的每0. Imm2的個數(以下稱之「0. 06mm以上的β相個數」)及α 相直徑(α相的平均粒徑)。對於平均粒徑根據FE-SEM-EBSP (Electron Back Scatteringdiffraction Pattern)法求出。S卩，FE-SEM使用日本電子株式會社制JSM-7000F、分析時使用TSL Solutions OIM-Ver. 5. 1，平均粒度由分析倍率200倍和500倍的粒度圖(Grain圖)求出。 平均粒徑的計算方法基於求積法(JIS H0501)。對於β相佔有的比率(β相比率)根據FE-SEM-EBSP法求出。FE-SEM使用日本 電子株式會社制JSM-7000F，分析時使用株式會社TSL Solutions制OIM-Ver. 5. 1，由分析 倍率200倍和500倍的相圖(Phase圖)求出。β相的長度(長邊/短邊)及面積根據FE-SEM-EBSP法求出。根據由分析倍率 200倍和500倍的相圖的圖像處理軟體「WinROOF」 二值化，求出β相的最大長度及長邊長 度和短邊長度的比。這些的測量、計算結果如表8 14所示，確認了實施例合金關於α相、β相滿足 上述的適當條件。另外，在該表中，對於0.5mm以上的β相個數及0.06mm以上的β相個 數，最適合範圍的5個以內的β相個數用「〇」表示，雖然不是最適合範圍，但是適當範圍 的10個以內且超過5個的β相個數用「Δ」表示，超過適當範圍外的10個的β相個數用 「 X 」表示。鑄件的宏觀結構組織將溶湯澆注於由模具製造成的內徑40mm、高度50mm的模 板，研磨橫剖面，用硝酸使宏觀結構組織顯現。宏觀結構組織從原物大擴大到25倍左右，根
24據對比法求出平均晶粒度(在表中表示成「宏觀結構組織的晶粒度」)。而且，對實施例合金及對比例合金，如下確認了熱/冷加工性、螺旋強度、衝擊強 度、彎曲性、耐磨損性、衝壓成型性、切削性等。(熱/冷加工性)根據熱軋後的裂紋狀況(原材料A、B、C、D的裂紋狀況)評價了 熱加工性。其結果為如表15 19及表25、26所示。在該表中，以眼觀察外觀，對於完全沒 有裂紋等的損傷或即使有裂紋也極為微小(5mm以下)的以「〇」表示應用性優越，對於IOmm 以下的邊裂紋在總長中為10個部位以下的以「Δ」表示能夠應用，對於IOmm以上的大的裂 紋及/或IOmm以下的小的裂紋超過10個部位的以「 X，，表示應用性困難(應用上需要加 以大的修改)。而且，根據冷軋後的裂紋狀況(冷加工材料的裂紋狀況)評價了冷加工性。 其結果為如表6 10所示。在該表中，以眼觀察外觀，對於完全沒有裂紋等的損傷或即使 有裂紋也極為微小(3mm以下)的以「〇」表示應用性優越，對於產生超過3mm且7mm以下 的邊裂紋的以「Δ」表示能夠應用，對於鑄件的缺陷以外產生超過7mm的大的裂紋的以「 X 」 表示應用性困難。根據表15 19所示的結果確認了在實施例合金中，在熱加工性、冷加工 性上不存在問題。另一方面，由對比例確認了若Cu濃度高或Mn/Ni低，則容易產生熱裂紋， 若Cu濃度低或Mn/Ni低或β相的佔有比率高或β相的形狀差，則容易產生冷裂紋。(螺旋強度)對於螺旋強度，由實施例合金及對比例合金採用螺旋試片(長度 320mm、卡盤部的直徑14. 1mm、平行部的直徑7. 8mm、平行部的長度100mm)進行螺旋試 驗，求出永久變形1°時的螺旋強度(以下稱之「1°螺旋強度」)和45°時的螺旋強度(以 下稱之「45°螺旋強度」)。其結果為如表6 10所示。雖然棍材和板材的形狀不同，但即 使是很小的變形鑰匙也無法插入，45°的變形作為鑰匙的修復無法進行，在安全上也成為 問題。從這種螺旋試驗的結果確認了在實施例合金中不產生這種問題。(耐衝擊性)由上述的實施例合金及對比例合金採用衝擊試片(依據JISZ2242 的V形缺口試片)進行擺錘式衝擊試驗，測量了衝擊強度。其結果為如表15 19及表25、 26所示，確認了滿足Π f4的關係式、β相的量、形狀的實施例合金優越於耐衝擊性。(彎曲性)由實施例合金及對比例合金採用彎曲試片(厚度2.4mm)，利用彎曲部 的半徑成為t/2 (1.2mm)的夾具進行試片的90°彎曲。其結果為如表15 19及表25、26 所示。在該表中，對於通過90°彎曲未產生縫隙的以「〇」表示彎曲性優越，對於發生未達 到開口或破壞的小的縫隙的以「Δ」表示具有一般的彎曲性，對於縫隙達到開口或破壞的以 「 X 」表示彎曲性差。從這種結果確認了滿足Π f 4的關係式、β相的量、形狀的實施例 合金在彎曲性上不存在問題。另外，確認了若Cu濃度低或Μη/Μ低或β相的佔有比率高 或β相的形狀差，則彎曲加工性變差。(耐磨損性)由實施例合金及對比例合金採用試片，進行了基於球盤摩擦磨損試 驗機(神鋼造機株式會社制)的磨損試驗。即，將IOmm直徑的SUS304球盤作為滑動部件 施加5kgf (49Ν)的載荷，無潤滑且以磨損速度0. lm/min將IOmm直徑的圓周旋轉磨損作為 250m的滑動距離實施磨損試驗，通過測量試驗前後的重量，將其差作為磨損量來計算。其結 果為如表15 19及表25、26所示，確認了實施例合金優越於耐磨損性。(耐衝壓成型性)使用類似於鑰匙形狀的T字形的模具，衝壓成型(一側間隙 0. 05mm)實施例合金及對比例合金，通過下垂的區域的長度、毛刺的大小(長度)、產品(折 斷部)的尺寸差(是否精度良好地衝壓成直線)來評價了衝壓成型性。其結果為如表15 19及表25、26所示。對於下垂，將下垂的區域為0.18mm以下(板厚度的7%)的以「〇」 表示衝壓成型性良好，將該區域為超過0. Imm且不到0.26mm(板厚度的10% )的以「Δ」表 示可以進行衝壓成型性，將該區域為0. 26mm以上的以「 X 」表示不能進行衝壓成型性。此 外，對於毛刺，將沒有毛刺(膨脹)的情況以「〇」表示衝壓成型性良好，將毛刺的高度不到 0. Olmm的以「Δ」表示可以進行衝壓成型性，將毛刺的高度為0. Olmm以上的以「 X 」表示 不能進行衝壓成型性。而且，對於尺寸差，其尺寸差為0. 07mm以下的以「〇」表示衝壓成型 性良好，尺寸差超過0. 07mm且不到0. Ilmm的以「Δ」表示可以進行衝壓成型性，尺寸差為 0. Ilmm以上的以「X」表示不能進行衝壓成型性。然而，作為衝壓成型品當然優選無毛刺、 下垂小、厚度方向的(產品寬度)尺寸精度良好的成型品。尤其，衝壓成型品為鑰匙時，為了 實現鑰匙的高性能化這些點是不可欠缺的，但從表15 19也確認了實施例合金滿足這種 條件。另外對於尺寸精度等，斷面的75%以上優選為剪切或斷裂面，但在實施例合金中，斷 裂面的佔有比率基本上為75%以上。另外，刀具壽命的斷裂面當然優選多的一側，但若β 相比率、β相的形狀為適當，則衝壓成型時可以進行均勻的破壞，所以可以認為產生更多的 斷裂面，並可以理解為在滿足Π f4的關係式、β相的量、形狀的實施例合金中可以進行 衝壓成型。(切削性)由實施例合金及對比例合金採用鑽頭切削試片(14.5mm的厚板及 14. 5mm直徑的棍材)，無潤滑的情況下進行鑽頭切削試驗，測量鑽頭的扭矩。即，使用HSS 公司制的JIS標準鑽頭，將直徑3. 5mm、深度10mm的鑽頭孔在旋轉數1250rpm、進給 0. 07mm/rev的條件下進行鑽頭切削，將通過該切削產生的扭矩轉換成電信號並記錄在編碼 器，將此再換算為扭矩。其結果為如表20 24及表27、28所示。而且，對於刀具壽命使用 14. 5mm的厚板，一個鑽頭切削結束之後在5秒後再重複30次進行鑽頭切削的實驗。另外 鑽頭切削後的下一次的鑽頭切削位置設為離上回的鑽頭切削位置18 25mm的地方。刀具 壽命的評價求出最初3次的鑽頭切削的扭矩的平均值，該扭矩的平均值增加10%時，判斷 為扭矩磨損，在表11 15中，表示該扭矩的平均值增加至10%的切削次數。由表20 24 及表27、28所示的鑽頭試驗結果(扭矩、切削次數)確認了實施例合金優越於包括刀具壽 命的切削性。其結果可知很大地依賴於β相的比率、形狀，Pb等的切削性向上元素的少量 添加，f5的值方面受到影響，並且也依賴於[Mn]/[Ni]。另外，在適當範圍內，β相的佔有 比率越多、Pb等的切削性向上元素的添加量越多，f5的值越高，切削性越良好。(耐應力腐蝕裂紋性)由實施例合金及對比例合金採用與上述彎曲試片相同的試 片，使用將其彎曲90°的試片，根據JIS規定的方法進行了耐應力腐蝕裂紋試驗。S卩，利 用混合等量的氨水和水的液體進行氨暴露，並且在此基礎上用硫酸洗淨後用10倍的實體 顯微鏡檢查裂紋的有無，進行了耐應力腐蝕裂紋性的評價。其結果如表20 24及表27、 28(在表中表示為「應力腐蝕裂紋性」)所示。在該表中，在24小時暴露中將沒有裂紋的以 「〇，，表示耐腐蝕裂紋性良好(沒有應用上的問題)，雖然在24小時暴露中產生了裂紋，但 在4小時暴露中沒有產生裂紋的以「Δ」表示具有一般的耐應力腐蝕裂紋性(雖有問題，但 可以應用)，將在4小時暴露中產生裂紋的以「 X 」表示耐應力腐蝕裂紋性差(應用困難)。 由表20 24的結果確認了實施例合金在應用上，在耐應力腐蝕裂紋性方面不存在問題。另 外，由對比例可以認為β相的佔有比率越多、Mn量越多、並且Μη/Μ越高，耐應力腐蝕裂紋 性越差。
綜上所述，對比例合金不滿足本發明的組成的範圍或fl f4的關係式時，β相 的量、β相的形狀(平均面積、長短比率、切斷)大多不滿足預定的必要條件，因而衝壓成 型性或切削性差。而且，即使滿足β相的必要條件，若Mn量或Mn/Ni比率在本發明範圍 外，則熱或冷加工性、彎曲性、衝壓成型性、切削性、耐磨損性中至少1個以上或多的話多個 特性差。若Cu濃度或Π的值高，則熱加工性差，若Cu濃度或Π的值低，則冷加工性或彎 曲性差。Pb等以少量添加，衝擊強度只稍微下降，幾乎不損壞其他的各種特性而可改進切削 性或衝壓成型性。在優選含有&、Ρ的混合比率的範圍的共添加在進行鑄件的過程中，可以 微小化晶粒，因此在第1次的熱處理中β相被切斷，成為優選的形狀，因而最終產品的切削 性等提高。尤其對於連續鑄造物，兩元素的共添加的效果大。滿足組成、fl至f4，通過實施 適當的熱處理而得到的本發明合金可以具備在衝壓成型性、熱/冷加工性、彎曲特性、螺旋 強度、衝擊強度、耐磨損性、耐蝕性等以及鑰匙等的用途所必要的各種特性。(色調)對於實施例合金及對比例合金，實施依據JISZ 8722-1982的物色的測量 方法，在表20 24及表27、28中由JIS Z 8729-1980規定的L、a、b顏色系統來表示其結 果。具體地，使用MINOLTA公司制的光譜色度計「CM-2002」以SCI (正反射光插進)方式測 量L、a、b值。對於L(彩色度)，Cu、Ni的添加量越多變得稍高，Mn的添加量越多變得稍低。在 添加元素中以Al的少量添加而多少成為正。對於a (正方向紅、負方向綠)，在[Ni]+ [Mn] 14中成為負紅色逐漸消失(a = 0表示白色或黑色)。Ni添加量越多或Mn 添加量越少，負的值變大。即，為了得到銀白色性優選[Ni] + [Mn]至少為13以上。對於b(正方向黃、負方向藍)，[Ni]+ [Mn]越少其為稍大(黃色)，可以認為實 施例合金b值的偏差減小，其為稍低(白色)。包括上述，為了得到銀白色優選[Ni] + [Mn] 至少為13以上。另外，進行在JIS Z 2371規定的鹽水噴霧試驗，並進行了顏色測定。S卩，在 350C (正確地為35士2°C)下對設置於噴霧室內的樣品噴霧5% NaCl溶液，在預定時間(24 小時)之後取出並通過色度計進行顏色測定。其結果如表20 24及表27、28所示。而且，對於進行了上述的鹽水噴霧試驗的樣品，再實施上述的物色的測量方法 (依據JIS Z 8722-1982的物色的測量方法)確認了鹽水噴霧試驗後的顏色變化。其結果 如表20 24及表27、28中(在表中表示為「試驗前後的顏色差」)所示。通過鹽水噴霧 L(彩色度)下降，光澤逐漸消失。a變成正方向，b也變成正方向，紅褐色類等的色調變重。 即，根據鹽水噴霧呈全面腐蝕並通過腐蝕可看出氧化銅類的紅褐色產物，光澤消失，紅色變 重。Ni,Mn的總計添加量越少變化的程度越顯著，若Μη/Μ脫離適當範圍，則其程度就變大。 Al可以對耐蝕性的提高(色差變化少)做出貢獻。對於Cu量具有向a的正方向的變化變 大的趨勢。從表20 24及表27、28可以認為實施例合金對於L、a、b的任意一個都比對比 例合金鹽水噴霧試驗前後的變化小，色差成為10以下，耐變色性優越。由以上的實施例可以容易地理解為本發明的銀白色銅合金髮揮上述的效果。
權利要求
一種銀白色銅合金，其特徵在於，該銀白色銅合金由Cu47.5～50.5mass％和Ni7.8～9.8mass％和Mn4.7～6.3mass％和Zn殘留部而構成，並且在Cu的含量[Cu]mass％、Ni的含量[Ni]mass％及Mn的含量[Mn]mass％彼此之間形成成立f1＝[Cu]+1.4×[Ni]+0.3×[Mn]＝62.0～64.0，f2＝[Mn]/[Ni]＝0.49～0.68及f3＝[Ni]+[Mn]＝13.0～15.5的關係的合金組成，並在α相的基體形成以面積率2～17％的β相分散的金屬組織。
2.一種銀白色銅合金，其特徵在於，該銀白色銅合金由從 Cu 47. 5 50.Ni 7. 8 9.Mn 4. 7 6. 3mass % 禾口 由 Pb :0· 001 0. 08mass %、Bi :0. 001 0. 08mass %、C:0.0001 0. 009mass%&S :0. 0001 0. 007mass%選出的1種以上的元素和Zn 殘留部而構成，並且 在Cu的含量[Cu]mass%、Ni的含量[Ni]mass%&Mn的含量此之間形成成 立 fl = [Cu]+1. 4X [Ni]+0. 3X [Mn] = 62. 0 64. 0，f2 = [Mn]/[Ni] = 0· 49 0. 68 及 f3 = [Ni]+ [Mn] = 13. 0 15. 5的關係的合金組成，並在α相的基體形成以面積率2 17%的β相分散的金屬組織。
3.如權利要求2所述的銀白色銅合金，其特徵在於，在基於β相的面積率的含量[日]%與？13的含量[Pb]maSS%、Bi的含量[Bi]mass%、 C 的含量[C]mass%&S 的含量[S]mass%2間成立 f5 = [ β ]+10X ([Pb]-0. 001) "2+10X ([Bi]-0. 001)1/2+15X ([C]-0. 0001)1/2+15X ([S]-0. 0001)1/2 = 2 19 的關係。
4.如權利要求1所述的銀白色銅合金，其特徵在於，還包括由 Al 0. 01 0. 5mass%> P 0. 001 0. 09mass%> Zr 0. 005 0. 035mass% 及Mg 0. 001 0. 03mass%選出的1種以上的元素。
5.如權利要求2所述的銀白色銅合金，其特徵在於，還包括由 Al 0. 01 0. 5mass%> P 0. 001 0. 09mass%> Zr 0. 005 0. 035mass% 及Mg 0. 001 0. 03mass%選出的1種以上的元素。
6.如權利要求3所述的銀白色銅合金，其特徵在於，還包括由 Al 0. 01 0. 5mass%> P 0. 001 0. 09mass%> Zr 0. 005 0. 035mass% 及Mg 0. 001 0. 03mass%選出的1種以上的元素。
7.如權利要求1至6中的任一項所述的銀白色銅合金，其特徵在於，α相的平均粒徑為0. 003 0. 018mm, β相的平均面積為4Χ 1(Γ6 80Χ l(T6mm2，β 相的長邊/短邊的平均值為2 7，且長邊/短邊的值成為12以下的β相對於整個β相 的比率為95%以上或長邊為0.06mm以上的β相在每0. Imm2為10個以內。
8.如權利要求1至6中的任一項所述的銀白色銅合金，其特徵在於，在對熱加工原材料或連續鑄造原材料實施第1次的熱處理的銅合金中，β相的含量 (面積率)為3 24%，β相的長邊/短邊的平均值為2 18，且長邊/短邊的值成為20 以上的β相對於整個β相的比率為30%以下或長邊為0.5mm以上的β相在每0. Imm2為 10個以內。
9.如權利要求1至6中的任一項所述的銀白色銅合金，其特徵在於，用作鑰匙、鑰匙坯或衝壓加工品的構成材料。
10.一種銀白色銅合金的製造方法，其特徵在於，作為製造如權利要求1至6中的任一項所述的銀白色銅合金的方法，通過對熱加工原 材料或連續鑄造原材料實施一次以上熱處理(加熱溫度550 760°C、加熱時間2 36 小時、至500°C的平均冷卻速度1°C /分以下)及冷加工，得到該銅合金的熱加工物。
11.如權利要求10所述的銀白色銅合金的製造方法，其特徵在於， 第2次以後的熱處理具備在加熱溫度550 625°C、加熱時間2 36小時的條件下 進行的加熱工序，在最終熱處理之後進行的冷加工的加工率為50%以下。
全文摘要
本發明提供一種銀白色銅合金，其呈與銀鎳合金相同的銀白色並熱加工性優越。銀白色銅合金由Cu47.5～50.5mass％和Ni7.8～9.8mass％和Mn4.7～6.3mass％和Zn殘留部而構成，並且在Cu的含量[Cu]mass％、Ni的含量[Ni]mass％及Mn的含量[Mn]mass％彼此之間形成成立f1＝[Cu]+1.4×[Ni]+0.3×[Mn]＝62.0～64.0，f2＝[Mn]/[Ni]＝0.49～0.68及f3＝[Ni]+[Mn]＝13.0～15.5的關係的合金組成，並在α相的基體形成以面積率2～17％的β相分散的金屬組織。此銅合金作為對由熱加工模塊而形成的熱加工原材料或通過連續鑄造得到的鑄造原材料實施一次以上熱處理及冷加工而形成的熱加工物或連續鑄造鑄件來提供。
文檔編號C22C30/02GK101952469SQ200980105810
公開日2011年1月19日 申請日期2009年3月9日 優先權日2008年3月9日
發明者大石惠一郎 申請人:三菱伸銅株式會社