Procédé de fabrication de profilés de laiton La présente invention a pour objet un perfection nement aux procédés classiques de fabrication des profilés de laiton à plus de 36% de Zn destiné à l'usinage par enlèvement de copeaux.
On sait que les procédés habituels consistent à soumettre une ébau che, laminée à chaud ou filée, à des opérations suc cessives d'écrouissage suivies chaque fois d'une opé ration de recuit sauf éventuellement le dernier écrouis- sage qui peut lui-même être suivi d'une opération de stabilisation du laiton destinée à éviter que des défor mations dues aux tensions internes ne se produisent lors de l'usinage.
Dans ces procédés connus, les opérations de recuit consistent à réchauffer le métal à une température variant de 500 à 6000 C pendant plusieurs heures (la stabilisation s'effectuant en réchauffant le laiton à une température de 2500 seulement).
Le laiton ainsi obtenu produit à l'usinage des co peaux de longueur assez importante, difficilement évacuables et donnant lieu sur les pièces à usiner à des bavures plus ou moins importantes qu'il faut en suite écarter par des opérations de finissage supplé mentaires.
La présente invention a précisément pour objet un procédé de fabrication par étirage, tréfilage ou lami nage à froid d'un profilé rond, plat ou de toute autre forme, de laiton à 35-45 % de zinc, obviant à ces in- convénients.
Ce procédé est caractérisé par le fait que l'ébauche de dimension déterminée par rapport au produit fini, est soumise à des opérations successives d'écrouissage et de recuit, ce recuit s'effectuant à une température atteignant au moins 4250 C et au plus 4500 C.
Les dessins annexés représentent, à titre d'exem ple Aux fig. 1 à 4 : différentes vues micrographiques au grossissement 200 fois d'un échantillon de laiton à 39 % de Zn traité par le procédé classique.
En fig. 5 : une vue des copeaux obtenus en usinant ce type de laiton.
Aux fig. 6 à 9 : différentes vues micrographiques au grossissement 200 fois de l'évolution de la struc ture métallographique d'un échantillon de laiton à 35 % de Zn traité par le procédé selon l'invention, et en fig. <B>10:</B> une vue des copeaux obtenus en usi nant ce laiton à usinabilité améliorée.
Les fig. 1 à 4 représentent l'évolution de la struc ture métallographique d'une barre de laiton à 39 0/0 de Zn présentant à l'origine un diamètre de 7,2 mm (fig. 1) et réduit à 1,78 mm après 9 écrouissages suc cessifs (fig. 4) suivis chacun, à l'exclusion du dernier, d'un recuit à une température de 5800 C pendant une durée de 2 heures.
La fig. 2 montre plus précisément la structure de la barre après le cinquième écrouissage dont le dia mètre est alors de 4,2 mm et la fig. 3 la structure de cette même barre après le septième écrouissage alors que son diamètre a été réduit à 3 mm.
Le tableau ci-apiès donne une représentation nu mérique du cycle des traitements auxquels a été sou mise la barre pour être portée de 7,2 mm à 1,78 mm. Dans ce tableau Q)1 désigne le diamètre de la barre au début de chaque écrouissage ; 0 2 le diamètre de la barre après chaque écrouis- sage ; E indique en % la diminution de section obtenue par les écrouissages :
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C indique en o/o le corroyage total, c'est-à-dire la diminution en 1% de la section de la barre au fur et à mesure des écrouissages par rapport à la section de cette barre au début du premier de ceux-ci
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Opération <SEP> <B>01</B> <SEP> 0 <SEP> 2 <SEP> E <SEP> /o <SEP> C <SEP> % <SEP> R <SEP> kg/mm2 <SEP> A <SEP> <B>Oh</B>
<tb> 1 <SEP> 7,2 <SEP> 6,3 <SEP> 32 <SEP> 32 <SEP> 40-44 <SEP> 30
<tb> Recuit <SEP> à <SEP> 5800 <SEP> C <SEP> pendant <SEP> deux <SEP> heures
<tb> 2 <SEP> 6,3 <SEP> 5,8 <SEP> 18 <SEP> 50,5 <SEP> 43 <SEP> 30
<tb> Recuit <SEP> à <SEP> 5800 <SEP> C <SEP> pendant <SEP> deux <SEP> heures
<tb> 3 <SEP> 5,8 <SEP> 5,3 <SEP> 20 <SEP> 85,
6 <SEP> 44 <SEP> 30
<tb> Recuit <SEP> à <SEP> 5800 <SEP> C <SEP> pendant <SEP> deux <SEP> heures
<tb> 4 <SEP> 5,3 <SEP> 4,8 <SEP> 22 <SEP> 126 <SEP> 44 <SEP> 32
<tb> Recuit <SEP> à <SEP> 5800 <SEP> C <SEP> pendant <SEP> deux <SEP> heures
<tb> 5 <SEP> 4,8 <SEP> 4,2 <SEP> 30 <SEP> 169 <SEP> 42 <SEP> 35
<tb> Recuit <SEP> à <SEP> 5800 <SEP> C <SEP> pendant <SEP> deux <SEP> heures.
<tb> 6 <SEP> 4,2 <SEP> 3,8 <SEP> 22 <SEP> 26<B>1</B> <SEP> 41 <SEP> 35
<tb> Recuit <SEP> à <SEP> 5800 <SEP> C <SEP> pendant <SEP> deux <SEP> heures
<tb> 7 <SEP> 3,8 <SEP> 3 <SEP> 60 <SEP> 477 <SEP> 42 <SEP> 35
<tb> Recuit <SEP> à <SEP> 5800 <SEP> C <SEP> pendant <SEP> deux <SEP> heures
<tb> 8 <SEP> 3 <SEP> 2,15 <SEP> 96 <SEP> 814 <SEP> 44 <SEP> 35
<tb> Recuit <SEP> à <SEP> 5800 <SEP> C <SEP> pendant <SEP> deux <SEP> heures
<tb> 9 <SEP> 2,15 <SEP> 1,
78 <SEP> 44 <SEP> <B>1</B>525 <SEP> 60 <SEP> 7 Du tableau ci-dessus, il résulte que la résistance à la traction demeure sensiblement constante après cha que recuit à 5800 pendant toutes les opérations, sauf évidemment après la dernière opération d'écrouissage où elle augmente de 44 kg/mm2 à 60. Celle-ci n'étant pas suivie d'un recuit. Parallèlement, l'allongement relatif A descend de 35 à 7 %.
En se référant aux fig. 1 à 4, nous voyons que celles-ci comprennent des zones blanches et des zones sombres s'étendant sensiblement selon un axe hori zontal qui correspond dans l'exemple représenté à l'axe d'écrouissage; les zones sombres, qui présentent une forme très ramassée en fig. 1, et beaucoup plus allongée en fig. 4, correspondent au constituant (3' sui vant l'homme de l'art, les zones blanches correspon dant au constituant a..
On a découvert que les propriétés d'usinabilité d'un laiton, en ce qui concerne son aptitude à ne pas former lors de l'usinage des copeaux de grandes di mensions tels que ceux représentés en fig. 5, mais des copeaux semblables à ceux faisant l'objet de la fig. 10, et par là-même son aptitude à ne pas faire de bavures d'usinage, sont d'autant meilleurs que le nombre de zones p' coupant un segment fictif de droite, de longueur déterminée et perpendiculaire à l'axe d'écrouissage, est élevé,
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R indique en kg/mm2 la résistance à la traction après le recuit,
et A l'allongement en '% (distance entre repères 100 mm). Il a également été constaté que cette différence d'usinabilité devenait appréciable seulement lorsque le nombre de zones [3' coupées par un segment de droite de 50 mm de long sur une vue micrographique agrandie deux cents fois est au moins égal à dix.
Avec le procédé habituel, il est cependant im possible d'obtenir un laiton de composition chimique identique réalisant cette condition parce que, bien que lors de chaque écrouissage, les zones (3' tendent à s'allonger et à se multiplier, la structure métallogra- phique du laiton reprend pratiquement son état anté rieur lorsque ce laiton est recuit après chaque écrouis- sage à une température supérieure à 4500.
On a trouvé qu'il était possible d'obtenir un laiton à bonne usinabilité en modifiant légèrement le pro cessus de fabrication classique, en choisissant au dé part une ébauche de dimensions appropriées et en effectuant les recuits simplement à une température égale au moins à 4250 C et au plus à 4500 C. A cette température en effet, les zones (3' tendent à garder leur forme allongée et leur nombre par unité de lon gueur ne diminue pas.
On a en outre constaté que, bien que ce recuit s'effectue à une température inférieure à celle consi dérée comme normale par les fabricants de laiton, l'élimination des tensions internes de la barre écrouie est pratiquement complète. Les fig. 6 à 9 représentent des vues micrographi- ques de la structure d'une barre de laiton à 39 % de zinc traitée par ce procédé et modifiée au fur et à mesure de
l'exécution de 9 phases d'écrouissage iden tiques à celles ayant' servi de base à l'établissement des fig. 1 à 4 du tableau correspondant de valeurs.
La fig. 6 correspond à la structure du laiton après le premier écrouissage, la fig. 7 à celle de la structure après le cinquième écrouissage, la fig. 8 à celle de la structure après le septième écrouissage et la fig. 9 à la structure obtenue après le dernier écrouissage par le- quel la barre de diamètre initial égal à 7,2 mm a été réduite à un diamètre de 1,78 mm.
Dans cette fig. 9, qui correspond à un grossisse ment de 200 fois, la ligne AA représente l'étalon de longueur de 50 mm pour la détermination de la den sité des zones P'. On voit nettement que cette ligne est coupée par 15 zones [3'.
Le tableau des valeurs mesurées au fur et à me sure de la réalisation du procédé s'établit de la ma nière suivante
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Opération <SEP> <B>01</B> <SEP> 0 <SEP> 2 <SEP> E <SEP> % <SEP> C <SEP> o/o <SEP> <B>R</B> <SEP> kg/mm2 <SEP> A <SEP> %
<tb> 1 <SEP> 7,2 <SEP> 6.,3 <SEP> 32 <SEP> 32 <SEP> 40-44 <SEP> 30
<tb> Recuit <SEP> à <SEP> <B>5800</B> <SEP> C <SEP> pendant <SEP> deux <SEP> heures
<tb> 2 <SEP> 6,3 <SEP> 5,8 <SEP> 18 <SEP> 50,5 <SEP> 45 <SEP> 20
<tb> Recuit <SEP> à <SEP> 4250 <SEP> C <SEP> pendant <SEP> deux <SEP> heures
<tb> 3 <SEP> 5,8 <SEP> 5,3 <SEP> 20 <SEP> 85,6 <SEP> 46 <SEP> 25
<tb> Recuit <SEP> à <SEP> 4250 <SEP> C <SEP> pendant <SEP> deux <SEP> heures
<tb> 4 <SEP> 5,3 <SEP> 4,8 <SEP> 22 <SEP> l26 <SEP> 46 <SEP> 30
<tb> Recuit <SEP> à <SEP> 4250 <SEP> C <SEP> pendant <SEP> deux <SEP> heures
<tb> 5 <SEP> 4,8 <SEP> 4,
2 <SEP> 30 <SEP> 169 <SEP> 46 <SEP> 30
<tb> Recuit <SEP> à <SEP> 425- <SEP> C <SEP> pendant <SEP> deux <SEP> heures
<tb> 6 <SEP> 4,2 <SEP> 3,8 <SEP> 22 <SEP> 26l <SEP> 45 <SEP> 30
<tb> Recuit <SEP> à <SEP> 4250 <SEP> C <SEP> pendant <SEP> deux <SEP> heures
<tb> 7 <SEP> 3,8 <SEP> 3 <SEP> 60 <SEP> 477 <SEP> 45 <SEP> 30
<tb> Recuit <SEP> à <SEP> 4250 <SEP> C <SEP> pendant <SEP> deux <SEP> heures
<tb> 8 <SEP> 3 <SEP> 2,15 <SEP> 96 <SEP> 8l4 <SEP> 48 <SEP> 30
<tb> Recuit <SEP> à <SEP> 4250 <SEP> C <SEP> pendant <SEP> deux <SEP> heures
<tb> 9 <SEP> 2,l5 <SEP> 1,78 <SEP> 44 <SEP> 1525 <SEP> 64 <SEP> 7 En comparant les valeurs de ce tableau à celles du tableau précédent, on s'aperçoit que, tout en ayant une structure micrographique plus fine, lui conférant des qualités d'usinabilité améliorée,
le métal présente une résistance à la traction qui n'est pas supérieure de plus de 4 kg/mm2, soit de 6,3 % par rapport à la résistance à la traction présentée par un laiton de même composition traité de façon classique; cet écart subsiste d'ailleurs tout au long du procédé de fabri cation décrit.
En variante, on prévoit l'utilisation de laitons dé nommés communément ( < deuxième titre , qui pré sentent une structure micrographique à deux consti tuants, a et (3 ', à l'exclusion des laitons constitués uniquement de (3' ou uniquement de a. Ils sont essen tiellement caractérisés par le fait qu'ils contiennent 35 à 45 % de zinc et 55 à 65 % de cuivre.
Dans certains cas, ces laitons peuvent en outre contenir jusqu'à 3% de plomb, jusqu'à 2 % d'alumi- nium, jusqu'à 1% de silicium et moins de 2 % d'au- tres éléments tels que le fer et l'étain.
Bien entendu, ces constituants, dont le pourcentage varie de cas en cas, contribuent à constituer des produits nou veaux, remarquables par leurs caractéristiques méca niques, thermiques et électriques particulières.
Method for manufacturing brass sections The present invention relates to an improvement to the conventional methods for manufacturing brass sections with more than 36% Zn intended for machining by chip removal.
It is known that the usual methods consist in subjecting a blank, hot rolled or extruded, to successive work hardening operations followed each time by an annealing operation except possibly the last work hardening which can itself be followed by a brass stabilization operation intended to prevent deformation due to internal tensions occurring during machining.
In these known processes, the annealing operations consist in heating the metal to a temperature varying from 500 to 6000 ° C. for several hours (stabilization being carried out by heating the brass to a temperature of 2500 only).
The brass thus obtained produces during machining shells of fairly large length, difficult to remove and giving rise on the parts to be machined to more or less significant burrs which must then be removed by additional finishing operations.
The present invention specifically relates to a manufacturing process by drawing, drawing or cold laminating of a round, flat or any other shape profile, of brass with 35-45% zinc, obviating these drawbacks.
This process is characterized by the fact that the blank of dimension determined with respect to the finished product is subjected to successive hardening and annealing operations, this annealing being carried out at a temperature reaching at least 4250 C and at most 4500 vs.
The accompanying drawings show, by way of example, in FIGS. 1 to 4: different micrographic views at 200 times magnification of a sample of 39% Zn brass treated by the conventional method.
In fig. 5: a view of the shavings obtained by machining this type of brass.
In fig. 6 to 9: different micrographic views at 200 times magnification of the evolution of the metallographic structure of a sample of 35% Zn brass treated by the process according to the invention, and in FIG. <B> 10: </B> a view of the shavings obtained by machining this brass with improved machinability.
Figs. 1 to 4 represent the evolution of the metallographic structure of a brass bar containing 39 0/0 Zn originally having a diameter of 7.2 mm (fig. 1) and reduced to 1.78 mm later. 9 successive hardening operations (fig. 4) each followed, excluding the last, by annealing at a temperature of 5800 C for a period of 2 hours.
Fig. 2 shows more precisely the structure of the bar after the fifth work hardening, the diameter of which is then 4.2 mm and FIG. 3 the structure of this same bar after the seventh work hardening while its diameter has been reduced to 3 mm.
The table below gives a numerical representation of the cycle of treatments to which the bar was subjected to be brought from 7.2 mm to 1.78 mm. In this table Q) 1 denotes the diameter of the bar at the start of each work hardening; 0 2 the diameter of the bar after each work hardening; E indicates in% the reduction in section obtained by hardening:
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C indicates in o / o the total wrought, that is to say the decrease in 1% of the section of the bar as work hardening progresses in relation to the section of this bar at the start of the first of those. this
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Operation <SEP> <B> 01 </B> <SEP> 0 <SEP> 2 <SEP> E <SEP> / o <SEP> C <SEP>% <SEP> R <SEP> kg / mm2 <SEP> A <SEP> <B> Oh </B>
<tb> 1 <SEP> 7.2 <SEP> 6.3 <SEP> 32 <SEP> 32 <SEP> 40-44 <SEP> 30
<tb> Annealing <SEP> at <SEP> 5800 <SEP> C <SEP> for <SEP> two <SEP> hours
<tb> 2 <SEP> 6.3 <SEP> 5.8 <SEP> 18 <SEP> 50.5 <SEP> 43 <SEP> 30
<tb> Annealing <SEP> at <SEP> 5800 <SEP> C <SEP> for <SEP> two <SEP> hours
<tb> 3 <SEP> 5.8 <SEP> 5.3 <SEP> 20 <SEP> 85,
6 <SEP> 44 <SEP> 30
<tb> Annealing <SEP> at <SEP> 5800 <SEP> C <SEP> for <SEP> two <SEP> hours
<tb> 4 <SEP> 5.3 <SEP> 4.8 <SEP> 22 <SEP> 126 <SEP> 44 <SEP> 32
<tb> Annealing <SEP> at <SEP> 5800 <SEP> C <SEP> for <SEP> two <SEP> hours
<tb> 5 <SEP> 4.8 <SEP> 4.2 <SEP> 30 <SEP> 169 <SEP> 42 <SEP> 35
<tb> Annealing <SEP> at <SEP> 5800 <SEP> C <SEP> for <SEP> two <SEP> hours.
<tb> 6 <SEP> 4.2 <SEP> 3.8 <SEP> 22 <SEP> 26 <B> 1 </B> <SEP> 41 <SEP> 35
<tb> Annealing <SEP> at <SEP> 5800 <SEP> C <SEP> for <SEP> two <SEP> hours
<tb> 7 <SEP> 3.8 <SEP> 3 <SEP> 60 <SEP> 477 <SEP> 42 <SEP> 35
<tb> Annealing <SEP> at <SEP> 5800 <SEP> C <SEP> for <SEP> two <SEP> hours
<tb> 8 <SEP> 3 <SEP> 2.15 <SEP> 96 <SEP> 814 <SEP> 44 <SEP> 35
<tb> Annealing <SEP> at <SEP> 5800 <SEP> C <SEP> for <SEP> two <SEP> hours
<tb> 9 <SEP> 2.15 <SEP> 1,
78 <SEP> 44 <SEP> <B> 1 </B> 525 <SEP> 60 <SEP> 7 From the table above, it follows that the tensile strength remains substantially constant after each annealing at 5800 for all operations, except obviously after the last work hardening operation where it increases from 44 kg / mm2 to 60. This is not followed by annealing. At the same time, the relative elongation A drops from 35 to 7%.
Referring to Figs. 1 to 4, we see that these comprise white areas and dark areas extending substantially along a horizontal axis which corresponds in the example shown to the work hardening axis; the dark areas, which have a very compact shape in fig. 1, and much more elongated in fig. 4, correspond to the component (3 'according to those skilled in the art, the white areas corresponding to the component a ..
It has been discovered that the machinability properties of a brass, with regard to its ability not to form, during machining, large-sized chips such as those shown in FIG. 5, but shavings similar to those forming the subject of FIG. 10, and thereby its aptitude not to make machining burrs, are all the better than the number of zones p 'intersecting a fictitious straight segment of determined length and perpendicular to the work hardening axis , is high,
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R indicates in kg / mm2 the tensile strength after annealing,
and At elongation in '% (distance between marks 100 mm). It has also been found that this difference in machinability becomes appreciable only when the number of zones [3 'cut by a straight segment 50 mm long on a micrographic view magnified two hundred times is at least equal to ten.
With the usual process, however, it is im possible to obtain a brass of identical chemical composition fulfilling this condition because, although during each work hardening, the zones (3 'tend to lengthen and multiply, the metallographic structure - brass physics practically returns to its former state when this brass is annealed after each work hardening at a temperature above 4500.
It has been found that it is possible to obtain a brass with good machinability by slightly modifying the conventional manufacturing process, by choosing from the start a blank of suitable dimensions and by simply carrying out the anneals at a temperature equal to at least 4250. C and at most 4500 C. At this temperature in fact, the zones (3 'tend to keep their elongated shape and their number per unit of length does not decrease.
It has also been observed that, although this annealing is carried out at a temperature lower than that considered as normal by the brass manufacturers, the elimination of the internal tensions of the hardened bar is practically complete. Figs. 6 to 9 represent micrographic views of the structure of a brass bar with 39% zinc treated by this process and modified as it is developed.
the execution of 9 work hardening phases identical to those having served as a basis for the establishment of FIGS. 1 to 4 of the corresponding table of values.
Fig. 6 corresponds to the structure of the brass after the first work hardening, fig. 7 to that of the structure after the fifth work hardening, FIG. 8 to that of the structure after the seventh hardening and FIG. 9 to the structure obtained after the last work hardening by which the bar of initial diameter equal to 7.2 mm has been reduced to a diameter of 1.78 mm.
In this fig. 9, which corresponds to a magnification of 200 times, line AA represents the 50 mm length standard for the determination of the density of the zones P '. We can clearly see that this line is intersected by 15 zones [3 '.
The table of values measured as the process is measured is established as follows:
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Operation <SEP> <B> 01 </B> <SEP> 0 <SEP> 2 <SEP> E <SEP>% <SEP> C <SEP> o / o <SEP> <B> R </B> < SEP> kg / mm2 <SEP> A <SEP>%
<tb> 1 <SEP> 7,2 <SEP> 6., 3 <SEP> 32 <SEP> 32 <SEP> 40-44 <SEP> 30
<tb> Annealing <SEP> at <SEP> <B> 5800 </B> <SEP> C <SEP> for <SEP> two <SEP> hours
<tb> 2 <SEP> 6.3 <SEP> 5.8 <SEP> 18 <SEP> 50.5 <SEP> 45 <SEP> 20
<tb> Annealing <SEP> at <SEP> 4250 <SEP> C <SEP> for <SEP> two <SEP> hours
<tb> 3 <SEP> 5.8 <SEP> 5.3 <SEP> 20 <SEP> 85.6 <SEP> 46 <SEP> 25
<tb> Annealing <SEP> at <SEP> 4250 <SEP> C <SEP> for <SEP> two <SEP> hours
<tb> 4 <SEP> 5.3 <SEP> 4.8 <SEP> 22 <SEP> l26 <SEP> 46 <SEP> 30
<tb> Annealing <SEP> at <SEP> 4250 <SEP> C <SEP> for <SEP> two <SEP> hours
<tb> 5 <SEP> 4.8 <SEP> 4,
2 <SEP> 30 <SEP> 169 <SEP> 46 <SEP> 30
<tb> Annealing <SEP> at <SEP> 425- <SEP> C <SEP> for <SEP> two <SEP> hours
<tb> 6 <SEP> 4.2 <SEP> 3.8 <SEP> 22 <SEP> 26l <SEP> 45 <SEP> 30
<tb> Annealing <SEP> at <SEP> 4250 <SEP> C <SEP> for <SEP> two <SEP> hours
<tb> 7 <SEP> 3.8 <SEP> 3 <SEP> 60 <SEP> 477 <SEP> 45 <SEP> 30
<tb> Annealing <SEP> at <SEP> 4250 <SEP> C <SEP> for <SEP> two <SEP> hours
<tb> 8 <SEP> 3 <SEP> 2.15 <SEP> 96 <SEP> 8l4 <SEP> 48 <SEP> 30
<tb> Annealing <SEP> at <SEP> 4250 <SEP> C <SEP> for <SEP> two <SEP> hours
<tb> 9 <SEP> 2, l5 <SEP> 1.78 <SEP> 44 <SEP> 1525 <SEP> 64 <SEP> 7 By comparing the values in this table with those in the previous table, we see that , while having a finer micrographic structure, giving it improved machinability qualities,
the metal exhibits a tensile strength which is not greater by more than 4 kg / mm2, ie 6.3% with respect to the tensile strength exhibited by a brass of the same composition treated in a conventional manner; this difference moreover remains throughout the manufacturing process described.
As a variant, provision is made for the use of brasses commonly named (<second title, which present a micrographic structure with two constituents, a and (3 ', to the exclusion of brasses consisting only of (3' or only of a) They are mainly characterized by the fact that they contain 35-45% zinc and 55-65% copper.
In some cases, these brasses may additionally contain up to 3% lead, up to 2% aluminum, up to 1% silicon and less than 2% other elements such as carbon. iron and tin.
Of course, these constituents, the percentage of which varies from case to case, contribute to constituting new products, remarkable for their particular mechanical, thermal and electrical characteristics.