Die vorliegende Erfindung bezieht sich allgemein auf eine Kupferlegierung sowie auf ein Verfahren zum Herstellen derselben. Insbesondere bezieht sich die vorliegende Erfindung auf eine Kupferlegierung mit einer exzellenten Korrosionsrissbeständigkeit und mit einer exzellenten Entzinkungsbeständigkeit zusätzlich zu den Eigenschaften von herkömmlichen Messingen mit einer exzellenten maschinellen Bearbeitbarkeit oder spanabhebenden Verarbeitbarkeit und mit einer exzellenten Recycelfähigkeit sowie auf ein Verfahren zum Herstellen derselben.

Herkömmliche Messinge, wie beispielsweise Automatenmessing-Stäbe/-Barren (JIS C3604) und Knetmessing-Stäbe/-Barren (JIS C3771), welche Kupfer-Zink-Legierungen, die Blei (Pb) enthalten, sind, werden aufgrund deren exzellenten maschinellen Bearbeitbarkeit, Warmbearbeitbarkeit und spanabhebenden Bearbeitbarkeit weithin für Metallteile für Wasserlinien und für Ventilteile eingesetzt. Des Weiteren kann aufgrund der großen Verteilungsmenge leicht Abfallmessing bereitgestellt werden, so dass die Messinge eine exzellente Recycelfähigkeit aufweisen und bezüglich ihrer Kosten gering sind.

Um die Entzinkungskorrosionsbeständigkeit von Messingmaterialien für die Verwendung in Wasserkontaktteilen usw. zu verbessern, sind in den letzten Jahren verschiedene Vorschläge gemacht worden. Beispielsweise offenbart die japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 10-183275, dass Zinn (Sn) zu einer zu extrudierenden Kupfer-Zink-Legierung zugegeben wird, um die Konzentration von Sn in einer Gamma-Phase durch unterschiedliche Wärmebehandlungen zu steuern, um die Entzinkungsbeständigkeit der Legierung zu verbessern. Ferner schlägt die japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 6-108184 vor, dass Sn zu einer zu extrudierenden Kupfer-Zink-Legierung zugegeben wird, um eine einzelne Alpha-Phase zu bilden, um die Entzinkungskorrosionsbeständigkeit der Legierung zu verbessern. Das heißt, die zuvor beschriebenen Legierungen sind dadurch gekennzeichnet, dass diesen eine größere Menge an Sn als die in herkömmlichen Messingen zugegeben wird.

Ferner schlägt die japanische Patentoffenlegungsschrift Nr. 2001-294956 vor, dass sehr geringe Mengen an Phosphor (P) und Zinn (Sn) zu einer zu extrudierenden Kupfer-Zink-Legierung zugegeben werden und reduziert werden, um wärmebehandelt zu werden, um eine Struktur auszubilden, in der eine Beta-Phase durch eine Alpha-Phase getrennt ist, um die Entzinkungsbeständigkeit der Legierung zu verbessern.

In der EP 1 008 664 A1 wird eine auf Kupfer basierende Legierung offenbart, welche 58 bis 63 % Kupfer, 0,5 bis 4,0 % Blei, 0,05 bis 0,25 % Phosphor, 0,5 bis 3,0 % Zinn und 0,05 bis 0,3 % Nickel mit dem Rest Zink und unvermeidbaren Verunreinigungen enthält.

In dem ASM Speciality Handbook – Copper and Copper Alloys werden mehrere Kupferlegierungen, welche Cu, Sn, Pb, Zn, Fe und Si enthalten, offenbart.

Wenn herkömmliche Kupfer-Zink-Legierungen in warmem Wasser in einer Umgebung mit korrosiver Wasserqualität eingesetzt werden, ist allerdings die Ionisationstendenz von Zink in einer Beta-Phase stark, um der Elution von Zink Priorität zu geben, so dass diese eine sehr niedrige Entzinkungskorrosionsbeständigkeit aufweisen. Ferner erhöht sich die Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit von Kupfer-Zink-Legierungen, wenn der Gehalt an Zink zunimmt. Insbesondere weisen Messinge einer Alpha- plus Beta-Phase, wie Knetmessing-Stäbe/-Barren (JIS C3771) sowie Automatenmessing-Stäbe/-Barren (JIS C3604), eine unterlegene Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit auf.

Bei dem Verfahren zur Zugabe einer großen Menge an Sn, um die Entzinkungsbeständigkeit zu verbessern, erhöht sich mit einer Erhöhung der Menge an Sn die lokale Koagulationszeit von Messing, so dass beim Schmieden eine inverse Entmischung von Sn stattfindet, um auf dem Barren Oberflächendefekte zu verursachen und bei der Extrusion die Warmbearbeitbarkeit und so weiter zu beeinträchtigen. Daher besteht ein dahingehendes Problem, dass sich die Ausbeuten an Produkten beträchtlich verschlechtern. Außerdem ist Sn teurer als Kupfer-Zink-Schrott, so dass das Problem besteht, dass sich die Kosten erhöhen, wenn die Menge an zuzugebendem Sn groß ist.

Ferner kann das Verfahren zur Zugabe der sehr kleinen Mengen an Sn und P, um die Wärmebehandlungen auszuführen, kostengünstig durchgeführt werden, um die Entzinkungsbeständigkeit aufgrund der geringen Menge an Additiven zu verbessern. Allerdings besteht ein dahingehendes Problem, dass dieses Verfahren die Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit der Legierung nicht verbessern kann.

Es ist daher eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, die vorgenannten Probleme zu überwinden und eine Kupferlegierung mit einer exzellenten Korrosionsrissbeständigkeit und mit einer exzellenten Entzinkungsbeständigkeit bereitzustellen, während die exzellenten Eigenschaften herkömmlicher Messinge beibehalten werden, sowie, ein Verfahren zum Herstellen derselben bereitzustellen.

Um die vorgenannten und andere Aufgaben zu lösen, haben die vorliegenden Erfinder emsig Untersuchungen vorgenommen und herausgefunden, dass es möglich ist, eine Kupferlegierung mit einer exzellenten Korrosionsrissbeständigkeit und mit einer exzellenten Entzinkungsbeständigkeit, während die exzellenten Eigenschaften herkömmlicher Messinge beibehalten werden, bereitzustellen durch Zugabe geeigneter Mengen an Zinn (Sn), Silizium (Si), Phosphor (P), wenigstens eines von Bismut (Bi) und Blei (Pb), sowie optional wenigstens eines von Nickel (Ni) sowie Eisen (Fe) zu einem herkömmlichen Messingmaterial und durch Durchführen einer Wärmebehandlung unter angemessenen Bedingungen, um die Struktur der Legierung zu steuern. Folglich haben die Erfinder die vorliegende Erfindung fertig gestellt.

Gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung enthält eine Kupferlegierung 58 bis 66 Gew.-% Kupfer, 0,3 bis 0,5 Gew.-% Zinn, 0,01 bis 0,5 Gew.-% Silizium, 0,02 bis 0,15 Gew.-% Phosphor, wenigstens eines von 0,3 bis 3,0 Gew.-% Bismut und 0,3 bis 3,50 Gew.-% Blei sowie optional wenigstens eines von 0,02 bis 3,0 Gew.-% Nickel und 0,02 bis 0,6 Gew.-% Eisen mit dem Rest Zink und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei der Anteil der Alpha-Phase 80 Vol.-% oder mehr beträgt.

Die Gesamtmenge an Phosphor, Nickel und Eisen kann in einem Bereich zwischen 0,02 und 3,0 Gew.-% liegen.

In diesem Fall kann der scheinbare Gehalt B' von Zink in der Kupferlegierung innerhalb eines Bereichs zwischen 34 und 39 Gew.-% liegen, wobei der scheinbare Gehalt B' von Zink durch die nachfolgende Gleichung ausgedrückt wird: B' = [(B + t₁q₁ + t₂q₂ + t₃q₃ + t₄q₄)/(A + B + t₁q₁ + t₂q₂ + t₃q₃ + t₄q₄)] × 100, worin A den Gehalt (Gew.-%) an Kupfer bezeichnet und B den Gehalt (Gew.-%) an Zink bezeichnet, t₁, t₂, t₃ und t₄ die Zinkäquivalente von Zinn, Silizium, Nickel bzw. Eisen (t₁ = 2,0, t₂ = 10,0, t₃ = –1,3, t₄ = 0,9) bezeichnen und q₁, q₂, q₃ und q₄ die Mengen (Gew.-%) an Zinn, Silizium, Nickel bzw. Eisen bezeichnen.

Gemäß einer anderen Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zum Herstellen einer Kupferlegierung bereitgestellt, wobei das Verfahren die nachfolgenden Schritte umfasst: Herstellen von Rohmaterialien einer Kupferlegierung enthaltend 58 bis 66 Gew.-% Kupfer, 0,3 bis 0,5 Gew.-% Zinn, 0,01 bis 0,5 Gew.-% Silizium, 0,02 bis 0,15 Gew.-% Phosphor, wenigstens eines von 0,3 bis 3,0 Gew.-% Bismut und 0,3 bis 3,5 Gew.-% Blei sowie optional wenigstens eines von 0,02 bis 3,0 Gew.-% Nickel und 0,02 bis 0,6 Gew.-% Eisen, wobei der Rest Zink und unvermeidbare Verunreinigungen sind; Gießen der Rohmaterialien, um einen Barren zu gießen; Warmbearbeiten des Barrens; Kalt- oder Warmbearbeiten des warm bearbeiteten Barrens; Glühen des kalt oder warm bearbeiteten Barrens bei einer Temperatur zwischen 300 und 600 °C für zwei bis fünf Minuten sowie Abkühlen des geglühten Barrens mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 0,2 bis 10 °C/Sek.

Die Gesamtmenge an Phosphor, Nickel und Eisen kann innerhalb eines Bereiches zwischen 0,02 und 3,0 Gew.-% liegen.

In diesem Fall kann der scheinbare Gehalt B' von Zink in der Kupferlegierung in einem Bereich zwischen 34 und 39 Gew.-% liegen, wobei der scheinbare Gehalt B' von Zink durch die nachfolgende Gleichung ausgedrückt wird: B' = [(B + t₁q₁ + t₂q₂ + t₃q₃ + t₄q₄)/(A + B + t₁q₁ + t₂q₂ + t₃q₃ + t₄q₄)] × 100, worin A den Gehalt (Gew.-%) an Kupfer bezeichnet und B den Gehalt (Gew.-%) an Zink bezeichnet, t₁, t₂, t₃ und t₄ die Zinkäquivalente von Zinn, Silizium, Nickel bzw. Eisen (t₁ = 2,0, t₂ = 10,0, t₃ = –1,3, t₄ = 0,9) bezeichnen und q₁, q₂, q₃ und q₄ die Gehalte (Gew.-%) an Zinn, Silizium, Nickel bzw. Eisen bezeichnen.

Die bevorzugten Ausführungsformen einer Kupferlegierung mit einer exzellenten Korrosionsrissbeständigkeit und mit einer exzellenten Entzinkungsbeständigkeit gemäß der vorliegenden Erfindung werden nachfolgend beschrieben.

Gemäß der vorliegenden Erfindung besteht eine Kupferlegierung mit einer exzellenten Korrosionsrissbeständigkeit und einer exzellenten Entzinkungsbeständigkeit aus 58 bis 66 Gew.-% Kupfer (Cu), 0,3 bis 0,5 Gew.-% Sn, 0,01 bis 0,5 Gew.-% Si, 0,02 bis 0,15 Gew.-% P, wenigstens einem von 0,3 bis 3,0 Gew.-% Bi und 0,3 bis 3,5 Gew.-% Pb sowie optional wenigstens einem von 0,02 bis 3,0 Gew.-% Ni und 0,02 bis 0,6 Gew.-% Fe, wobei der Rest Zink (Zn) sowie unvermeidbare Verunreinigungen sind, wobei der Anteil der Alpha-Phase 80 Vol.-% oder mehr beträgt.

Wenn die Menge an Cu weniger als 58 Gew.-% beträgt, erhöht sich die Beta-Phase, so dass es nicht möglich ist, die Entzinkungsbeständigkeit der Legierung zu verbessern, selbst wenn nachfolgend eine Wärmebehandlung durchgeführt wird. Wenn die Menge an Cu 66 Gew.-% übersteigt, lagert sich andererseits selbst in einem hohen Temperaturbereich nicht ausreichend eine Beta-Phase ab, so dass sich die Warmbearbeitbarkeit der Legierung verschlechtert. Daher liegt die Menge an Cu vorzugsweise in einem Bereich zwischen 58 und 66 Gew.-% und besonders bevorzugt in einem Bereich zwischen 60 und 62 Gew.-%.

Zinn (Sn) hat die Funktion des Verbesserns der Entzinkungsbeständigkeit der Alpha-Phase und der Beta-Phase. Wenn die Menge an Sn weniger als 0,3 Gew.-% beträgt, ist es nicht möglich, eine zufrieden stellende Entzinkungsbeständigkeit zu erhalten. Wenn die Menge an Sn 0,5 Gew.-% überschreitet, scheidet sich leicht eine harte, bröckelige Gamma-Phase ab, so dass sich das Ausmaß der mechanischen Eigenschaften verschlechtert. Daher liegt die Menge an Sn innerhalb eines Bereiches zwischen 0,3 und 0,5 Gew.-%.

Silizium (Si) hat bemerkenswerterweise die Funktionen des Verbesserns der Entzinkungsbeständigkeit der Beta-Phase und des Verbesserns der Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit der Gesamtlegierung, wenn ein vorbestimmter Anteil an Si als Feststoff in den Beta- und in den Alpha-Phasen gelöst ist. Wenn die Menge an Si weniger als 0,01 Gew.-% beträgt, können diese Funktionen nicht erhalten werden. Weil das Zinkäquivalent von Si einen hohen Wert von 10 aufweist, wenn die Menge an zuzugebenden Si 0,5 Gew.-% überschreitet, erhöht sich der Anteil der Beta-Phase und das Ausmaß der mechanischen Eigenschaften verschlechtert sich. Daher liegt die Menge an Si vorzugsweise in einem Bereich zwischen 0,01 und 0,5 Gew.-% und besonders bevorzugt in einem Bereich zwischen 0,1 und 0,2 Gew.-%.

Wenn eine geringe Menge eines dritten Elements, wie beispielsweise Sn, Si oder Ni, zu einer Kupfer-Zink-Legierung zugegeben wird, wird dieses ferner oftmals als Feststoff in Alpha- und in Beta-Phasen gelöst, ohne eine spezifische Phase zu bilden. In diesem Fall wird eine Struktur hergestellt, dass sich die Menge an Zn in der Kupfer-Zink-Legierung erhöht oder verringert, so dass die Legierung hierzu entsprechende Eigenschaften aufweist. Guillet hat ein Verfahren zum Ausdrücken dieses Verhältnisses durch Verwenden des Zinkäquivalents eines zusätzlichen Elements vorgeschlagen. Das heißt, der scheinbare Zinkgehalt B' des dritten Elements wird ausgedrückt durch B' = [(B + tq)/(A + B + tq)] × 100, worin A den Gehalt an Kupfer (Gew.-%) bezeichnet und B den Gehalt an Zn (Gew.-%) bezeichnet, t das Zinkäquivalent eines zusätzlichen Elements bezeichnet und q den Gehalt des zusätzlichen Elements (Gew.-%) bezeichnet (siehe "Fundamentals and Technologies of Copper and Copper Alloys (Überarbeitete Ausgabe), S. 225 – 226" (Japan Wrought Copper Association)).

Wenn der Anteil der Alpha-Phase 80 Vol.-% oder mehr beträgt, werden die nachfolgend beschriebenen vorteilhaften Effekte erreicht. In Messinglegierungen mit einer Alpha- plus Beta-Phase ist die Beta-Phase gegenüber der Alpha-Phase im Hinblick sowohl auf die Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit als auch die Entzinkungsbeständigkeit unterlegen. Die Zinkäquivalente von Sn und Si betragen 2 bzw. 10 und die festen Lösungen von Sn und Si werden vorzugsweise in der Beta-Phase gebildet. Wenn die Menge dieser zuzufügenden Elemente ansteigt, erhöht sich der Anteil der Beta-Phase und die Härte des Gesamtmaterials erhöht sich, um die Dehnung hiervon zu verringern. Wenn das Verhältnis der Alpha-Phase auf 80 Vol.-% oder mehr eingestellt wird, kann die restliche Beta-Phase durch Zugabe einer sehr geringen Menge an Elementen verstärkt werden, ohne die Dehnung des Gesamtmaterials zu beeinträchtigen, und die Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit der Alpha-Phase kann durch die feste Lösung von Si verbessert werden. Daher beträgt der Anteil der Alpha-Phase vorzugsweise 80 Vol.-% oder mehr und besonders bevorzugt 90 Vol.-% oder mehr.

Gemäß der vorliegenden Erfindung enthält eine Kupferlegierung mit einer exzellenten Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit und Entzinkungsbeständigkeit wenigstens eines von 0,3 bis 3,5 Gew.-% Pb und 0,3 bis 3,0 Gew.-% Bi.

Blei (Pb) sowie Bismut (Bi) dienen dazu, die maschinelle Bearbeitbarkeit bzw. Schmiedebearbeitbarkeit der Messinglegierungen zu verbessern. Wenn die Menge an Pb 0,3 Gew.-% oder mehr beträgt, ist es möglich, eine gute freischneidende Bearbeitbarkeit zu erhalten. Wenn die Menge an Pb 3,5 Gew.-% überschreitet, verschlechtern sich allerdings die mechanischen Eigenschaften der Messinge und es besteht die Tendenz, dass eine Versprödung bewirkt wird. Daher liegt die Menge an Pb vorzugsweise in einem Bereich zwischen 0,3 und 3,5 Gew.-%. Weil die Materialkosten von Pb niedrig sind, liegt die Menge an Pb außerdem besonders bevorzugt in einem Bereich zwischen 2,5 und 3,5 Gew.-%. Aus denselben Gründen ist es möglich, wenn die Menge an Bi in einem Bereich zwischen 0,3 und 3,0 Gew.-%, vorzugsweise in einem Bereich zwischen 1,4 und 2,5 Gew.-% liegt, eine gute freischneidende Bearbeitbarkeit zu erhalten. Weil Pb für den menschlichen Körper schädlich ist, kann Pb durch Bi ersetzt werden, obgleich Bi teurer als Pb ist.

In einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung enthält eine Kupferlegierung mit einer exzellenten Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit und Entzinkungsbeständigkeit vorzugsweise wenigstens eines von 0,02 bis 0,15 Gew.-% P, 0,02 bis 3,0 Gew.-% Ni und 0,02 bis 0,6 Gew.-% Fe, wobei die Gesamtmenge dieser Elemente in einem Bereich zwischen 0,02 und 3,0 Gew.-% liegt.

Nickel (Ni) hat die Funktion der Verringerung der Größe der Kristallkörner und hat ebenfalls die Funktion der Erhöhung des Anteils der Alpha-Phase, weil das Zinkäquivalent von Ni negativ ist. Wenn die Menge an Ni weniger als 0,02 Gew.-% beträgt, ist es nicht ausreichend, diese Funktionen zu erhalten. Wenn die Menge an Ni 3,0 Gew.-% überschreitet, bestehen andererseits Probleme bezüglich der mechanischen Eigenschaften und zusätzlicher Kosten. Daher liegt die Menge an Ni vorzugsweise in einem Bereich zwischen 0,02 und 3,0 Gew.-% und besonders bevorzugt in einem Bereich zwischen 0,1 und 0,4 Gew.-%.

Phosphor (P) hat die Funktion der Verbesserung der Entzinkungsbeständigkeit der Alpha-Phase, ohne die mechanischen Eigenschaften zu verschlechtern. Wenn die Menge an P allerdings weniger als 0,02 Gew.-% beträgt, ist es nicht möglich, solch eine Funktion zu erhalten, und, wenn die Menge an P 0,15 Gew.-% überschreitet, verursacht eine intergranuläre Entmischung eine Verschlechterung der Duktilität und der Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit der Legierung. Daher liegt die Menge an zuzufügendem P in einem Bereich zwischen 0,02 und 0,15 Gew.-%.

Eisen (Fe) hat die Funktionen, zu verhindern, dass sich die Größe der Alpha-Phase erhöht, sowie des Stabilisierens mechanischer Eigenschaften. Weil die meisten der Schrottmaterialen Fe enthalten, erhöhen sich die Kosten, wenn die Menge an Fe weniger als 0,02 Gew.-% beträgt, und die Dehnung der Legierung verschlechtert sich, wenn die Menge an Fe 0,6 Gew.-% überschreitet. Daher liegt die Menge an zuzufügendem Fe vorzugsweise in einem Bereich zwischen 0,02 und 0,6 Gew.-%.

Wenn die Gesamtmenge an Ni, Fe und P weniger als 0,02 Gew.-% beträgt, ist die Verwendung von Schrott eingeschränkt, so dass sich die Kosten erhöhen. Wenn die Gesamtmenge andererseits 3 Gew.-% überschreitet, verursacht intergranuläre Entmischung eine Verschlechterung der Duktilität der Legierung. Daher liegt die Gesamtmenge an Ni, Fe und P vorzugsweise in einem Bereich zwischen 0,02 und 3,0 Gew.-% und besonders bevorzugt in einem Bereich zwischen 0,05 und 0,5 Gew.-%.

Eine bevorzugte Ausführungsform eines Verfahrens zum Herstellen einer Kupferlegierung mit einer exzellenten Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit und Entzinkungsbeständigkeit gemäß der vorliegenden Erfindung wird nachfolgend beschrieben.

Zuerst werden Rohmaterialien mit den zuvor beschriebenen Zusammensetzungen miteinander vermischt, so dass der scheinbare Gehalt B' von Zink in einem Bereich zwischen 34 und 39 Gew.-% liegt, wobei der scheinbare Gehalt B' gleich [(B + t₁q₁ + t₂q₂ + t₃q₃ + t₄q₄)/(A + B + t₁q₁ + t₂q₂ + t₃q₃ + t₄q₄)] × 100 ist, wobei A den Gehalt (Gew.-%) an Cu bezeichnet und B den Gehalt (Gew.-%) an Zn bezeichnet, t₁, t₂, t₃ und t₄ die Zinkäquivalente von Sn, Si, Ni bzw. Fe (t₁ = 2,0, t₂ = 10,0, t₃ = –1,3, t₄ = 0,9) bezeichnen und q₁, q₂, q₃ und q₄ die Gehalte (Gew.-%) an Sn, Si, Ni bzw. Fe bezeichnen.

Nachdem die Mischung gegossen worden ist, um einen Barren zu bilden, wird diese dann in einen Temperaturbereich zwischen 600 °C und 850 °C extrudiert. Durch das Vermischen ist es möglich, eine Alpha- plus Beta-Phasenstruktur mit einer guten Warmbearbeitbarkeit in einem hohen Temperaturbereich zu erhalten. Nachdem das Warmschmieden oder die Kaltreduktion eines so erhaltenen Barrens durchgeführt worden ist, wird der Barren bei einer Temperatur zwischen 300 °C und 600 °C für zwei Minuten bis fünf Stunden wärmebehandelt und dann mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 0,2 bis 10 °C/Sek. abgekühlt, um die Struktur zu steuern.

Durch das Ausführen der Wärmebehandlung ändert sich der Anteil der Beta-Phase nach dem Extrudieren ausgenommen eines Teils des Beta-Phasenanteils zu einer Alpha- oder einer Gamma-Phase. Zu dieser Zeit erhöht sich die Konzentration von Additiven in der restlichen Beta-Phase und die Feststofflösung von Si wird in der Alpha-Phase gebildet, so dass die Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit und die Entzinkungsbeständigkeit des Barrens verbessert werden. Wenn die Wärmebehandlungstemperatur niedriger als 300 °C liegt, wird die Phasenumwandlung nicht ausreichend durchgeführt. Wenn die Wärmebehandlungstemperatur mehr als 600 °C beträgt, ist die Beta-Phase stabil, so dass keine Alpha plus Gamma-Phase abgelagert wird. Daher liegt die Wärmebehandlungstemperatur vorzugsweise in einem Bereich zwischen 300 °C und 600 °C. Wenn die Abkühlungsgeschwindigkeit mehr als 10 °C/Sek. beträgt, besteht die Möglichkeit, dass durch das Abkühlen eine Verformung verursacht werden kann. Wenn die Abkühlgeschwindigkeit weniger als 0,2 °C/Sek. beträgt, gibt es einige Fälle, in denen sich die Größe der Kristallkörner erhöht, um einen Einfluss auf die Entzinkungsbeständigkeit auszuüben. Daher liegt die Abkühltemperatur vorzugsweise in einem Bereich zwischen 0,2 bis 10 °C/Sek.

Beispiele für die Kupferlegierungen mit einer exzellenten Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit und Entzinkungsbeständigkeit sowie für Verfahren hierfür gemäß der vorliegenden Erfindung werden nachfolgend im Detail beschrieben.

Die in der Tabelle 1 gezeigten Rohmaterialien der Bestandteile jeder der Beispiele 1 bis 19 wurden vermischt, um in einem Induktionsofen geschmolzen zu werden, um halbkontinuierlich gegossen zu werden, und, um einen Stab mit einem Durchmesser von 80 mm zu bilden. Dann wurde der Stab warm extrudiert, so dass dieser einen Durchmesser von 30 mm aufwies, und kaltgezogen, so dass dieser einen Durchmesser von 29,5 mm aufwies. Daran anschließend wurde der Stab in jedem Beispiel mit den in der Tabelle 2 gezeigten Wärmebehandlungsbedingungen wärmebehandelt und die Abkühlgeschwindigkeit lag in einem Bereich zwischen 0,2 und 10 °C/Sek.

Die Tabelle 1 zeigt die Zusammensetzungen der so erhaltenen Proben sowie den scheinbaren Gehalt B' von Zn, welcher gleich [(B + t₁q₁ + t₂q₂ + t₃q₃ + t₄q₄)/(A + B + t₁q₁ + t₂q₂ + t₃q₃ + t₄q₄)] × 100 ist, worin A die Menge (Gew.-%) an Cu bezeichnet und B die Menge (Gew.-%) an Zn bezeichnet, t₁, t₂, t₃ und t₄ die Zinkäquivalente von Sn, Si, Ni bzw. Fe (t₁ = 2,0, t₂ = 10,0, t₃ = –1,3, t₄ = 0,9) bezeichnen und q₁, q₂, q₃ und q₄ die Mengen (Gew.-%) an Sn, Si, Ni bzw. Fe bezeichnen.

Der Anteil der Alpha-Phase, die Härte, die Entzinkungsbeständigkeit und die Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit jeder der erhaltenen Proben wurden untersucht.

Der Anteil der Alpha-Phase wurde durch das Punktberechnungsverfahren anhand einer Mikrophotographie eines Querschnitts erhalten (siehe "Handbook of Metals" (herausgegeben durch Japan Society for Metals, überarbeitete fünfte Auflage, Maruzen), S. 289). Ferner wurden 23 × 30 Punkte in Intervallen von 10 &mgr;m in einem Gitter vermessen.

Die Entzinkungsbeständigkeit wurde auf der Basis von ISO 6509 durch Beobachten der Tiefe der Entzinkungsbeständigkeit evaluiert, nachdem die Probe in eine 12,7 g/l CuCl₂·2H₂O enthaltende Lösung bei einer Temperatur von 75 ± 3 °C für 24 Stunden eingetaucht wurde. Die Probe wurde so untersucht, dass die Richtung der Extrusion mit der Richtung der Entzinkungskorrosion übereinstimmte. Nachdem der Bereich von 10 mm × 10 mm vermessen wurde, wurde die Entzinkungsbeständigkeit als "gut" beurteilt, wenn die maximale Entzinkungstiefe 100 &mgr;m oder weniger betrug, und die Entzinkungsbeständigkeit wurde als "nicht schlecht" beurteilt, wenn die maximale Entzinkungstiefe 100 &mgr;m überstieg.

Um die Spannungskorrosionsrissbeständigkeit zu beurteilen, wurde jede der Proben vor dem Kaltziehen in Stücke mit einer Dicke von 1,5 mm geschnitten, um warm gewalzt zu werden, so dass diese eine Dicke von ungefähr 0,5 mm aufwiesen, und ihre Oberflächen wurden bis zu ungefähr 0,03 mm kalt gewalzt. Daran anschließend wurde eine Wärmebehandlung durchgeführt, so dass eine Probe mit einer Dicke von 0,5 mm, mit einer Breite von 10 mm und mit einer Länge von 140 mm hergestellt wurde. Dann wurde an jede der Proben durch das Zweipunkt-Belastungsverfahren basierend auf der JIS H8711 eine Belastung von 50 % der Dehngrenze aufgebracht und jede der Proben wurde in einem 14 % NH₃ enthaltenden Trockengefäß gehalten. In diesem Zustand wurde die Zeit gemessen, welche benötigt wurde, um eine Korrosionsrissbildung zu verursachen. Die Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit wurde mit "schlecht" beurteilt, wenn innerhalb von 5 Stunden Risse beobachtet wurden, als "nicht schlecht" beurteilt, wenn in 5 Stunden bis 15 Stunden Risse erzeugt wurden, und als "gut" beurteilt, wenn nach 15 Stunden oder mehr keine Risse erzeugt worden sind.

Die Tabelle 2 zeigt die Anteile der Alpha-Phase und die Ergebnisse der Entzinkungstests und der Spannungsrisskorrosionstests der Beispiele 1 bis 19. Wie aus dieser Tabelle gesehen werden kann, betragen die Anteile der Alpha-Phase in allen Beispielen 80 Vol.-% oder mehr und die Stressrisskorrosionsbeständigkeit und die Entzinkungsbeständigkeit waren gut.

Die in der Tabelle 3 gezeigten, die Elemente jedes der Vergleichsbeispiele 1 bis 5 enthaltenden Rohmaterialien wurden vermischt, um durch dasselbe Verfahren wie den bei den zuvor beschriebenen Beispielen Proben herzustellen. Durch dasselbe Verfahren wie dem der zuvor beschriebenen Beispiele wurden die Zusammensetzungen der so erhaltenen entsprechenden Proben analysiert und es wurden deren scheinbare Mengen an Zn berechnet. Die Tabelle 3 zeigt die Ergebnisse der Analyse und die scheinbaren Mengen an Zn.

Mit Bezug zu jedem der in den Vergleichsbeispielen 1 bis 5 erhaltenen Proben wurden der Anteil der Alpha-Phase, die Härte, die Entzinkungsbeständigkeit und die Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit evaluiert. Die Ergebnisse hierfür sind in der Tabelle 4 dargestellt. Wie aus dieser Tabelle ersehen werden kann, betrug in dem Fall von Vergleichsbeispiel 1 die Menge an zuzugebenden Si null und betrug das Zinkäquivalent mehr als 39, so dass der Anteil der Alpha-Phase nicht ausreichend war und die Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit und die Entzinkungsbeständigkeit unterlegen waren. Auch in den Vergleichsbeispielen 2 und 3 betrug die Menge an zuzugebendem Si null, so dass die Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit unterlegen war. In den Vergleichsbeispielen 4 und 5 waren die Wärmebehandlungsbedingungen nicht angemessen, so dass der Anteil der Alpha-Phase nicht ausreichend war. Daher waren sowohl die Entzinkungsbeständigkeit als auch die Spannungsrisskorrosionsbeständigkeit unterlegen.

Wie zuvor beschrieben ist es gemäß der vorliegenden Erfindung möglich, kostengünstig eine Kupferlegierung bereitzustellen, welche eine exzellente Korrosionsrissbeständigkeit sowie eine exzellente Entzinkungsbeständigkeit aufweist, während diese die exzellenten Eigenschaften herkömmlicher Messinglegierungen beibehält, und welche leicht warm bearbeitet werden kann.