CN103154284B - 耐压耐蚀性铜合金、钎焊结构体及钎焊结构体的制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的耐压耐蚀性铜合金含有73.0～79.5mass％的Cu和2.5～4.0mass％的Si，剩余部分设为Zn及不可避免杂质，在Cu的含量[Cu]mass％与Si的含量[Si]mass％之间具有62.0≤[Cu]-3.6×[Si]≤67.5的关系。并且，在α相的面积率“α”％、β相的面积率“β”％、γ相的面积率“γ”％、κ相的面积率“κ”％及μ相的面积率“μ”％之间具有30≤“α”≤84、15≤“κ”≤68、“α”+“κ”≥92、0.2≤“κ”/“α”≤2且β≤3、μ≤5、β+μ≤6、0≤“γ”≤7及0≤“β”+“μ”+“γ”≤8的关系。

Description

耐压耐蚀性铜合金、钎焊结构体及钎焊结构体的制造方法

技术领域

本发明涉及一种与其他材料钎焊而成的耐压耐蚀性铜合金、具备有耐压耐蚀性铜合金的钎焊结构体及钎焊结构体的制造方法。尤其涉及一种具备较高的耐压性和优异的耐蚀性的耐压耐蚀性铜合金等。

背景技术

作为高压气体设备、空调设备、供水/供热水设备等的容器、器具及部件，有以高压阀门为代表的各种阀门、各种连接器、各种阀、接头、气缸等液压容器、喷嘴、自动喷水器、水龙头金属零件等，用于这些的铜合金与铜配管或各种部件等接合。由于其接合部被施以较高的压力，所以接合方法从可靠性观点考虑采用了硬钎焊。硬钎焊由于接合强度较高且可靠性较高而硬钎料的熔点高达约700℃～约830℃，所以硬钎焊的铜合金当然也加热为硬钎料的熔点或其以上的温度。但是，一般用于这些部件的铜合金由于熔点为约850℃～950℃，所以存在钎焊的铜合金的材料强度显著下降且耐蚀性下降之类的问题。

上述的这些铜合金是切削加工热锻材的铜合金、切削加工被挤出加工的棒材的铜合金、切削加工铸件及连续铸造棒的铜合金。作为热锻材或被挤出加工的棒材材料，主要有基于JIS H 3250规格的热锻性优异的锻造用黄铜棒C3771(代表组成：59Cu-2Pb-剩余Zn)、切削加工优异的快削黄铜C3604(代表组成：59Cu-3Pb-剩余Zn)或根据最近的无Pb化要求在这些材料中以Bi取代Pb的铜合金材料以及为了使耐脱锌腐蚀性优异而将铜浓度增高至61～63mass％的耐脱锌腐蚀锻造用黄铜或耐脱锌腐蚀快削黄铜。

另一方面，关于铸件，其为基于JIS H 5120或JIS H 5121规格的铸件或者连续铸造铸件，有作为耐蚀性优异的Cu-Sn-Zn-Pb合金的CAC406(85Cu-5Sn-5Zn-5Pb)、将该合金的Pb取代为Bi的Cu-Sn-Zn-Bi合金、模具铸造性优异的黄铜铸件CAC202(67Cu-1Pb-剩余Zn)或CAC203(60Cu-1Pb-剩余Zn)等。

然而，当对这些铜合金进行钎焊时，由于铜合金的温度上升到约800℃或者约750℃高温，上升到至少700℃以上的高温，因此存在材料强度下降的问题。尤其在含有Pb、Bi、Sn等的Cu-Zn合金中，若Cu浓度超过64mass％，则晶粒粗大化，所以强度下降显著。并且，CAC406合金的Cu浓度较高且存在一直以来强度较低之类的问题，但存在强度进一步下降之类的问题。另一方面，关于Cu为63mass％以下的合金，尤其关于Cu-Zn-Pb或Cu-Zn-Bi合金，若加热为700℃以上，尤其加热为800℃以上的温度，则β相所占的比例增大，并在耐蚀性上产生问题。另外，Cu浓度较低时，β相所占的比例变高，所以延展性或冲击特性变低。

用于接合阀门等铜合金和铜配管等的钎料一般例如为JIS Z3264的磷铜钎料及JIS Z 3261的银钎料。其中，BCuP-2(代表组成：7％P-93％Cu)的磷铜钎料最为广泛使用，BCuP-3(代表组成：6.5％P-5％Ag-88.5％Cu)的磷铜钎料及BAg-6(代表组成：50％Ag-34％Cu-16％Zn)的银钎料也较为广泛使用。这些钎料的熔点(固相线温度-液相线温度)分别为710℃-795℃、645℃-815℃、690℃-775℃，且钎焊温度在JIS规格中分别记载为735℃～845℃、720℃～815℃、775℃～870℃。因此，阀门等铜合金还取决于钎料的种类、铜合金的形状、厚度及大小，但在从数秒到数分钟之间加热为至少700℃以上且约800℃，并且在未直接加热的部分也变成高温状态。若加热为至少700℃以上且约800℃，则发生如前述的耐压性或腐蚀问题。另外，作为钎焊方法，还有通过在接合部分放置钎料并使之通过加热为约800℃的炉来连续钎焊的方法。这时，阀门等铜合金整体加热为800℃并被冷却。

另外，尽管与钎焊之后的特性无关，但作为减少降低耐蚀性的β相的技术，已知如下技术，即在包括60.0～62.5mass％Cu、0.4～2.0mass％Bi、0.01～0.05mass％P及剩余部分Zn的掺Bi快削性铜合金中，热压后徐冷至挤出原材料的表面温度变成180℃以下，徐冷之后，通过在例如350～550℃下进行1～8小时的热处理来减少β相，并且设为如由α相包围β相的周围的金属组织，从而确保良好的耐蚀性(例如参考日本专利公开2008-214760号公报)。若在高温下进行加工，则β相的量变多，因此这样欲通过热加工之后的徐冷工序或者进一步追加冷却之后热处理工序来确保耐蚀性。

然而，在钎焊中存在进行这种徐冷或冷却后的热处理当然会增加成本并且这些热处理在实用上比较困难之类的问题。

发明内容

本发明是为了解决这种现有技术的问题而完成的，其课题在于提供一种与其他材料钎焊而成且具备较高的耐压性和优异的耐蚀性的耐压耐蚀性铜合金。

为了解决所述课题，本发明人等对铜合金的组成或金属组织进行了研究。其结果，获得了在预定组成的铜合金中可通过将金属组织的各相的面积率设在预定范围内来得到较高的耐压性和优异的耐蚀性的见解。

具体而言，获得了当为如下情况时可以得到较高的耐压性和优异的耐蚀性的见解，即合金组成为含有73.0～79.5mass％的Cu和2.5～4.0mass％的Si，剩余部分包括Zn及不可避免杂质，在Cu的含量[Cu]mass％与Si的含量[Si]mass％之间具有62.0≤[Cu]-3.6×[Si]≤67.5的关系，所述铜合金的钎焊部分的金属组织在α相基体中至少包含κ相，且在α相的面积率“α”％、β相的面积率“β”％、γ相的面积率“γ”％、κ相的面积率“κ”％及μ相的面积率“μ”％之间具有30≤“α”≤84、15≤“κ”≤68、“α”+“κ”≥92、0.2≤“κ”/“α”≤2且β≤3、μ≤5、β+μ≤6、0≤”γ”≤7及0≤“β”+“μ”+“γ”≤8的关系。另外，钎焊部分是指在钎焊时被加热为700℃以上的部分。

本发明是根据上述的本发明人等的见解而完成的。即，为了解决所述课题，本发明提供一种耐压耐蚀性铜合金，其合金组成为含有73.0～79.5mass％的Cu和2.5～4.0mass％的Si，剩余部分包括Zn及不可避免杂质，并与其他材料钎焊而成，其特征在于，在Cu的含量[Cu]mass％与Si的含量[Si]mass％之间具有62.0≤[Cu]-3.6×[Si]≤67.5的关系，所述铜合金的钎焊部分的金属组织在α相基体中至少包含κ相，在α相的面积率“α”％、β相的面积率“β”％、γ相的面积率“γ”％、κ相的面积率“κ”％及μ相的面积率“μ”％之间具有30≤“α”≤84、15≤“κ”≤68、“α”+“κ”≥92、0.2≤“κ”/“α”≤2且β≤3、μ≤5、β+μ≤6、0≤”γ”≤7及0≤“β”+“μ”+“γ”≤8的关系。

在与其他材料钎焊而成的耐压耐蚀性铜合金中，能够具备较高的耐压性和优异的耐蚀性。

优选进一步含有0.015～0.2mass％的P、0.015～0.2mass％的Sb、0.015～0.15mass％的As、0.03～1.0mass％的Sn、0.03～1.5mass％的Al中的任意1种以上，在Cu的含量[Cu]mass％、Si的含量[Si]mass％、P的含量[P]mass％、Sb的含量[Sb]mass％、As的含量[As]mass％、Sn的含量[Sn]mass％及Al的含量[Al]mass％之间具有62.0≤[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]≤67.5的关系。

由于具有P、Sb、As、Sn、Al中的任一个，所以耐蚀性变得更加良好。

优选进一步含有0.015～0.2mass％的P、0.015～0.2mass％的Sb、0.015～0.15mass％的As中的任意1种以上及0.3～1.0mass％的Sn、0.45～1.2mass％的Al中的任意1种以上，在Cu的含量[Cu]mass％、Si的含量[Si]mass％、P的含量[P]mass％、Sb的含量[Sb]mass％、As的含量[As]mass％、Sn的含量[Sn]mass％及Al的含量[Al]mass％之间具有63.5≤[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]≤67.5的关系。

由于含有0.3mass％以上的Sn或者含有0.45mass％以上的Al，所以耐冲刷腐蚀性变得良好。

优选进一步含有0.003～0.25mass％的Pb、0.003～0.30mass％的Bi中的任意1种以上，在Cu的含量[Cu]mass％、Si的含量[Si]mass％、P的含量[P]mass％、Sb的含量[Sb]mass％、As的含量[As]mass％、Sn的含量[Sn]mass％、Al的含量[Al]mass％、Pb的含量[Pb]mass％及Bi的含量[Bi]mass％之间具有62.0≤[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]≤67.5的关系。

由于具有Pb、Bi中的任一个，所以切削性变得良好。

优选进一步含有0.05～2.0mass％的Mn、0.05～2.0mass％的Ni、0.003～0.3mass％的Ti、0.001～0.1mass％的B及0.0005～0.03mass％的Zr中的任意1种以上，在Cu的含量[Cu]mass％、Si的含量[Si]mass％、P的含量[P]mass％、Sb的含量[Sb]mass％、As的含量[As]mass％、Sn的含量[Sn]mass％、Al的含量[Al]mass％、Pb的含量[Pb]mass％、Bi的含量[Bi]mass％、Mn的含量[Mn]mass％、Ni的含量[Ni]mass％、Ti的含量[Ti]mass％、B的含量[B]mass％及Zr的含量[Zr]mass％之间具有62.0≤[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]+2×[Mn]+1.7×[Ni]+1×[Ti]+2×[B]+2×[Zr]≤67.5的关系。

由于具有Mn、Ni、Ti、B、Zr中的任一个，所以更加提高强度。

优选材料强度以拉伸强度计为400N/mm²以上，或者以耐力计为150N/mm²以上。

由于材料强度较高，所以能够通过薄壁化等来降低成本。

本发明提供一种钎焊结构体，其特征在于，具备有上述中的任一个耐压耐蚀性铜合金、钎焊于所述铜合金的其他材料及钎焊所述铜合金和所述其他材料的钎料。另外，将钎焊的铜合金、其他材料及钎料的一体物称为钎焊结构体。

由于铜合金的强度较高，所以钎焊结构体的耐压性变高。

并且，本发明人等对钎焊的方法进行了研究。在现有的Cu-Zn合金或上述的专利文献1中，通过钎焊等呈高温状态之后徐冷和/或在低于钎焊温度的温度下进行长时间热处理，从而β相变少，但这次研究的结果，获得了如下见解，即在本发明所涉及的上述组成的铜合金中，若将钎焊之后的冷却速度设在预定范围内，则即使不进行如上述的特别的热处理，钎焊部分的金属组织也在α相基体中至少包含κ相，在α相的面积率“α”％、β相的面积率“β”％、γ相的面积率“γ”％、κ相的面积率“κ”％及μ相的面积率“μ”％之间具有30≤“α”≤84、15≤“κ”≤68、“α”+“κ”≥92、0.2≤“κ”/“α”≤2且β≤3、μ≤5、β+μ≤6、0≤“γ”≤7及0≤“β”+“μ”+“γ”≤8的关系。

即，本发明提供一种上述钎焊结构体的制造方法，其特征在于，在使所述钎料介于所述铜合金与所述其他材料之间的状态下，将所述铜合金的钎焊部分、所述其他材料的钎焊部分及所述钎料加热为至少700℃以上并进行钎焊，所述铜合金的钎焊部分在从硬钎焊结束时的材料温度至300℃或者从700℃至300℃的温度区域中以0.1℃/秒～60℃/秒的平均冷却速度冷却。

金属组织的α相或β相等各相的面积率变成上述的范围，可得到较高的耐压性和优异的耐蚀性。

并且，本发明提供一种上述钎焊结构体的制造方法，其特征在于，在使所述钎料介于所述铜合金与所述其他材料之间的状态下，将所述铜合金的钎焊部分、所述其他材料的钎焊部分及所述钎料加热为至少750℃以上并进行钎焊，所述铜合金的钎焊部分在从硬钎焊结束时的材料温度至300℃或者从700℃至300℃的温度区域中以1.5℃/秒～40℃/秒的平均冷却速度冷却。

金属组织的α相或β相等各相的面积率变成上述的范围，可得到较高的耐压性和优异的耐蚀性。

附图说明

图1(a)至图1(d)是本发明的实施方式所涉及的铜合金的金属组织的照片。

具体实施方式

对本发明的实施方式所涉及的铜合金进行说明。

作为本发明所涉及的铜合金，提出第1发明合金至第4发明合金。为了表示合金组成，本说明书中，如[Cu]带[]括号的元素记号表示该元素的含量值(mass％)。并且，利用该含量值的表示方法，在本说明书中提示多个计算公式，但在每个计算公式中，未含有该元素时设为0来计算。

并且，如“α”表示带“”括号的金属组织的记号表示该金属组织的面积率(％)。

并且，将第1至第4发明合金总称为发明合金。

第1发明合金其合金组成为含有73.0～79.5mass％的Cu和2.5～4.0mass％的Si，剩余部分包括Zn及不可避免杂质，在Cu的含量[Cu]mass％与Si的含量[Si]mass％之间具有62.0≤[Cu]-3.6×[Si]≤67.5的关系。

第2发明合金的Cu和Si的组成范围与第1发明合金相同，进一步含有0.015～0.2mass％的P、0.015～0.2mass％的Sb、0.015～0.15mass％的As、0.03～1.0mass％的Sn、0.03～1.5mass％的Al中的任意1种以上，在Cu的含量[Cu]mass％、Si的含量[Si]mass％、P的含量[P]mass％、Sb的含量[Sb]mass％、As的含量[As]mass％、Sn的含量[Sn]mass％及Al的含量[Al]mass％之间具有62.0≤[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]≤67.5的关系。

第3发明合金的Cu、Si、P、Sb、As、Sn、Al的组成范围与第1发明合金或第2发明合金相同，进一步含有0.003～0.25mass％的Pb、0.003～0.30mass％的Bi中的任意1种以上，在Cu的含量[Cu]mass％、Si的含量[Si]mass％、P的含量[P]mass％、Sb的含量[Sb]mass％、As的含量[As]mass％、Sn的含量[Sn]mass％、Al的含量[Al]mass％、Pb的含量[Pb]mass％及Bi的含量[Bi]mass％之间具有62.0≤[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]≤67.5的关系。

第4发明合金的Cu、Si、P、Sb、As、Sn、Al、Pb、Bi的组成范围与第1发明合金、第2发明合金或第3发明合金相同，进一步含有0.05～2.0mass％的Mn、0.05～2.0mass％的Ni、0.003～0.3mass％的Ti、0.001～0.1mass％的B及0.0005～0.03mass％的Zr中的任意1种以上，在Cu的含量[Cu]mass％、Si的含量[Si]mass％、P的含量[P]mass％、Sb的含量[Sb]mass％、As的含量[As]mass％、Sn的含量[Sn]mass％、Al的含量[Al]mass％、Pb的含量[Pb]mass％、Bi的含量[Bi]mass％、Mn的含量[Mn]mass％、Ni的含量[Ni]mass％、Ti的含量[Ti]mass％、B的含量[B]mass％及Zr的含量[Zr]mass％之间具有62.0≤[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]+2×[Mn]+1.7×[Ni]+1×[Ti]+2×[B]+2×[Zr]≤67.5的关系。

接着，对各元素的添加理由进行说明。

Cu为构成本发明合金的主要元素，尽管存在与Si的关系，但在钎焊之后的铜合金中，为了避免影响耐蚀性的β相出现或者将β相的出现控制在最小限度，并且为了γ相的析出也止于需要量以及为了具有钎焊之后的优异的耐压性、延展性及冲击特性，Cu需要在73.0mass％以上，更优选为73.5mass％以上，最优选为74.0mass％以上。另一方面，尽管存在与Si的关系，但即使含有Cu的量超过79.5mass％，钎焊之后的铜合金的耐蚀性也会饱和，反而在耐压性上产生问题，而且在成型钎焊之前的铜合金时的铸造性、锻造性及切削性上产生问题。进一步优选的上限值为79.0mass％。

Si为与Cu及Zn一同构成本发明合金的主要元素。若Si不到2.5mass％，则在钎焊之后的铜合金中，基于Si的固溶固化或κ相的形成变得不充分，因此耐压性较差，并且在耐蚀性上也产生问题。并且，成型钎焊之前的铜合金时的切削性较差。更优选为2.7mass％以上。另一方面，即使含有Si的量超过4.0mass％，钎焊之后的铜合金的耐压性也会饱和，α相所占的比例变小，因此延展性、耐蚀性及冲击特性较差。并且，当成型钎焊之前的铜合金时，κ相及γ相所占的比例变高，而α相所占的比例变少，因此在切削性、铸造性或锻造性上也产生问题。并且，在钎焊之后的金属组织中，轻易形成不利于耐蚀性等的β相，且μ相及γ相变多，从而耐蚀性、延展性、冲击特性会变差。从这些观点出发，Si更优选为3.8mass％以下。

为了提高耐蚀性而需要P、Sb、As。P、Sb、As均提高α相的耐蚀性，尤其是As和P其提高效果较大。另一方面，Sb提高κ相的耐蚀性，还改善μ、γ、β相的耐蚀性。P及As改善κ相的耐蚀性，但其效果低于Sb，且μ、γ、β相的耐蚀性的改善较少。并且，P使热锻件的晶粒微细化，通过与Zr的共添加使铸件的晶粒微细化，并且即使钎焊该铸件也抑制晶粒的成长。若考虑铸件及锻件的钎焊之后的耐压性及耐蚀性，优选P或As与Sb的共添加。P、Sb、As均不到0.015mass％时，提高耐蚀性或强度的效果较少。即使含有0.15mass％的As，且含有0.2mass％以上的Sb及P，耐蚀性等效果也会饱和，并损害钎焊之后的延展性。

Sn和Al为与P、Sb、As相同地提高钎焊之后的耐蚀性的元素，尤其提高在高速流水下的、尤其产生物理作用的流水下的耐蚀性，即耐冲刷腐蚀性、气蚀性以及水质恶劣的环境下的耐蚀性。而且，Sn和Al由于使α相及κ相固化，所以提高耐压性及耐磨性。为了提高耐蚀性或强度，Sn需要含有0.03mass％以上，优选为0.2mass％以上，最优选为0.3mass％以上。另一方面，即使含有的量超过1.0mass％，它们的改善效果也会饱和，且钎焊之后γ相的量变多，反而损害伸展性，因此更优选为0.8mass％以下。为了提高耐蚀性及耐压性，Al需要含有0.03mass％以上，优选为0.25mass％以上，最优选为0.45mass％以上。另一方面，即使含有的量超过1.5mass％，这些效果也大概饱和，且损害铸造性或延展性，并损害钎焊之后的延展性，因此优选含有1.2mass％以下，最优选为0.9mass％以下。Sn和Al均具有提高各相的耐蚀性的效果，但主要提高产生物理作用的流水下的耐蚀性、冲刷性、气蚀性等，因此作为更优选的实施方式，当含有Sn和Al时，优选从改善α、κ、μ、γ、β相的耐蚀性的P、Sb、As中含有1个以上。并且，若使Sn含有至0.3mass％以上或者使Al含有至0.45mass％以上的最佳范围的量，并从进行钎焊的700℃或750℃以上的高温冷却，则γ相所占的比例急剧增加。含有大量Sn和Al的合金的γ相中包含超过合金中所含的Sn和Al的含量的量的Sn和Al，即Sn和Al进一步浓缩于γ相。以高浓度含有Sn和Al的γ相的增加提高耐冲刷腐蚀性等，另一方面降低延展性或冲击特性。为了兼顾耐冲刷腐蚀性的高度提高和较高的延展性等，需要调整后述的K值或κ/α等相比率等的金属组织。

在成型阀门等时进行切削加工时，在尤其需要优异的切削性时添加Pb和Bi。若配合发明合金中规定的预定量的Cu、Si及Zn，则Pb和Bi分别从0.003mass％以上的含量开始发挥效果。另一方面，由于Pb对人体有害，Bi为稀有金属，而且由于Pb和Bi而钎焊之后的延展性或冲击特性会变差，所以含有Pb限于0.25mass％以下。Pb优选为0.15mass％以下，进一步优选为0.08mass％以下。同样，由于Bi也是稀有金属，所以Bi优选为0.2mass％以下，进一步优选为0.1mass％以下。另外，即使在合计Pb和Bi的合计含量中，也优选为0.25mass％以下，更优选为0.15mass％以下。而且，Pb和Bi未固溶于基体，这些元素以粒状存在，但若共添加Pb和Bi，则两个元素会共存，其共存物颗粒的熔点下降，铜合金在钎焊的冷却过程或原材料的切削加工中有可能破裂。从Pb和Bi的共存颗粒的特性考虑，当分别含有0.02mass％以上的两个元素时，优选7≤[Bi]/[Pb]，或者优选0.35≥[Bi]/[Pb]。

Mn及Ni主要通过与Si形成金属间化合物来提高钎焊之后的耐压性和耐磨性。因此，Mn及Ni需要分别添加0.05mass％以上。另一方面，即使添加Mn及Ni的量分别超过2.0mass％，其效果也大概饱和，切削性下降，并且钎焊之后的延展性及冲击特性会变差。

Ti及B通过添加微量来提高铜合金的强度。强度的提高主要在锻件和铸件的阶段使晶粒微细化，并在钎焊之后也抑制晶粒成长。当Ti为0.003mass％、B为0.001mass％以上时发挥其效果，即使含有Ti的量超过0.3mass％且含有B的量超过0.1mass％，效果也会饱和，反而由于Ti及B为活性金属，所以若Ti及B较多，则在大气中溶解时会容易产生氧化物的卷入，因此优选Ti为0.2mass％以下，B为0.05mass％以下。

Zr通过添加微量来提高铜合金的强度。强度的提高主要在铸件的阶段晶粒显著微细化，且在钎焊之后晶粒也维持微细化的状态，通过晶粒微细化具有较高的强度。当Zr为0.0005mass％以上的极微量时发挥其效果，即使含有的量超过0.03mass％，效果也会饱和，反而损害晶粒的微细化。另外，基于Zr的晶粒微细化的效果尤其通过与P的共添加而得以发挥，并且与P的配合比例很重要，通过满足1≤[P]/[Zr]≤80而更加显著地显现。

接着，对其他杂质进行说明。铜合金的再利用性优异，以较高的回收率回收并再利用，另一方面存在再利用时其他铜合金混入或者例如切削加工时因工具的磨损而Fe等不可避免地混入的问题。因此，关于以JIS等各种规格规格化为杂质的元素，如其杂质的规格也应用于本合金的、例如以JIS H 3250的铜及铜合金棒记载的快削性铜合金棒C3601，Fe为0.3mass％以下时当作不可避免杂质来处理。

接着，对各元素间的关系进行说明。

即便选择性地含有该铜合金中的Cu及Si，但在与P、Pb等的关系中，若为了在钎焊之后也具有较高的强度且使冲击特性或延展性优异，而且为了得到较大影响特性的良好的金属组织而设为如下：

K＝[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]+2×[Mn]+1.7×[Ni]+1×[Ti]+2×[B]+2×[Zr]，则必须满足以下关系式：62.0≤K≤67.5。

另外，各元素的系数是根据实验结果得到的，当不可避免地进一步含有这些除上述以外的例如Fe等时，只要它们的杂质含量的总合计为0.7mass％以下，就可视为没有它们的元素的影响。另外，作为优选范围，还最大限度地参考杂质的影响，是62.7≤K≤66.8。另外，若杂质的含量的总合计超过0.7mass％，则影响K值，当杂质的含量的总合计超过0.7mass％时，若将杂质的含量的总合计设为Xmass％，则设为62.0+(X-0.7)≤K≤67.5-(X-0.7)即可，即61.3+X≤K≤68.2-X。更优选61.8+X≤K≤67.7-X。

若K值低于62.0，则高温加热时宏观晶粒会粗大化，在高温下析出的β相的比例会增大，不论冷却速度如何β相都会大量残留。并且，由于促进形成γ相，所以冲击特性和延展性变低，耐蚀性也变差。而且，耐压性及拉伸强度也稍微变低。若K值高于67.5，则α相所占的比例过于变大，由于α相的强度原来较低，而且高温加热时α相晶粒成长，由此耐压性、拉伸强度及耐力变低。因为这些理由，K值的下限侧优选为62.5以上，最优选为63.0以上，上限侧优选为67.0以下，最优选为66.5以下。并且，当含有0.3mass％以上的Sn及0.45mass％以上的Al时，K值的下限侧优选为63.5以上，考虑杂质等而最优选为64.0以上。由于因形成少量γ相而强度变高，所以上限侧为67.5以下即可，考虑杂质等而最优选为67.0以下。这样，为了在钎焊之后也具备优异的特性而需要窄范围内的组成管理。

另外，若Pb和Bi的合计含量超过0.003mass％，则冲击特性、延展性及拉伸强度开始下降。尤其是Pb等的含有较大影响冲击特性及延展性，需要将K值的范围设得较窄，尤其必须提高下限值侧的值。因此，当含有Pb和Bi时，优选62.0+3([Pb]+[Bi]-0.003)≤K≤67.5-2([Pb]+[Bi]-0.003)，更优选62.5+3([Pb]+[Bi]-0.003)≤K≤67.0-2([Pb]+[Bi]-0.003)。并且，在成型阀门等时进行切削加工时，若K值偏离62.0+3([Pb]+[Bi]-0.003)≤K≤67.5-2([Pb]+[Bi]-0.003)的范围，则以本申请中规定的少量的Pb和/或Bi的量是无法得到优异的切削性的。

接着，对钎焊之后的钎焊部分的金属组织进行说明。

想要在钎焊之后得到较高的耐压性、延展性、冲击特性及耐蚀性，仅以组成是不充分的，金属组织很重要。

即，作为钎焊之后的金属组织，在α相基体中至少包含κ相，必须均满足30≤“α”≤84、15≤“κ”≤68且“α”+“κ”≥92及0.2≤“κ”/“α”≤2，“β”≤3、“μ”≤5且“β”+“μ”≤6、0≤“γ”≤7及0≤“β”+“μ”+“γ”≤8。在金属组织中，若主要的2个相，即α相和κ相所占的面积率的合计不到92％，则无法确保较高的耐压性、延展性或冲击特性，耐蚀性也会变得不充分。α相基本上为基体，α相富有延展性或耐蚀性，在钎焊之后的金属组织中κ相包围α相的周围或者α相和κ相均匀地相互混合，由此可抑制α相及κ相这两个相的晶粒成长，且可以得到较高的耐压性，同时可得到较高的延展性、冲击特性及优异的耐蚀性。另外，为了使这些特性变得更佳优异，优选“α”+“κ”≥94，最优选“α”+“κ”≥95。而且，就α相和κ相而言，κ相包围α相的周围或者α相和κ相均匀地相互混合的金属组织为良好，在得到较高的耐压性、较高的延展性、冲击特性及优异的耐蚀性的方面非常重要。即，若“κ”/“α”不到0.2，则α相变得过多，而且由于α相的晶粒的成长而延展性、耐蚀性及冲击性优异，但耐压性较低。优选“κ”/“α”为0.3以上，最优选“κ”/“α”为0.5以上。另一方面，若“κ”/“α”超过2，则κ相变得过多，尤其在延展性上产生问题，冲击特性也变差，耐压性的提高也会饱和。优选“κ”/“α”为1.5以下，最优选“κ”/“α”为1.2以下。

因此，想要实现0.2≤“κ”/“α”≤2且“α”+“κ”≥92以及作为优选范围的0.3≤“κ”/“α”≤1.5且“α”+“κ”≥94，仅以组成是不充分的，如后述，必须充分管理钎焊之后的冷却速度。另外，为了得到钎焊之后的较高的耐压性、延展性、冲击特性及耐蚀性，α相的范围为30％～84％，更优选为35～78％，最优选为42～72％，κ相的范围为15％～65％，更优选为20％～62％，最优选为25～55％。

另外，含有0.3mass％以上的Sn及含有0.45mass％以上的Al时，γ相所占的比例变多，因此作为较佳的金属组织为38≤“α”≤84、15≤“κ”≤60且“α”+“κ”≥92及0.2≤“κ”/“α”≤1.5，并且为“β”≤1.5、“μ”≤2.5且“β”+“μ”≤3、0≤“γ”≤7及0≤“β”+“μ”+“γ”≤8。

β相和μ相均阻碍钎焊之后的铜合金的延展性、耐蚀性、冲击特性及耐压性。单独计算时，若β相超过3％，则对耐蚀性带来恶劣影响，对延展性及冲击特性也带来恶劣影响。β相优选为1.5％以下，最优选为0.5％以下。另一方面，若μ相超过5％，则对耐蚀性、延展性、耐压性及冲击特性带来恶劣影响。μ相优选为2.5％以下，最优选为0.5％以下。另外，即使合计β相和μ相在金属组织中所占的面积率，也由于对耐蚀性、延展性等的影响而必须设为6％以下。优选为“β”+“μ”≤3，最优选为“β”+“μ”≤0.5。

γ相为提高钎焊之前的切削性的相，含有适量以上的Sn和Al时，其为提高钎焊之后的耐冲刷腐蚀性的相，但钎焊之后若γ相在金属组织中所占的面积率超过7％，则对延展性、耐蚀性及冲击特性带来恶劣影响。优选为5％以下，最优选为3％以下。但是，若分散存在少量的γ相，则耐压性会提高。γ相超过0.05％时发挥其效果，若γ相以少量分散而分布，则不会对延展性或耐蚀性带来恶劣影响。因此，其为0≤“γ”≤7，优选为0≤“γ”≤5，最优选为0.05≤“γ”≤3。另外，必须根据其合计量评价β、μ及γ相所占的比例。即，若β、μ及γ相所占的比例的合计量超过8％，则钎焊之后的延展性、耐蚀性、冲击特性及耐压性变差。优选为5.5％以下，最优选为3％以下。即，若由数学公式表示，则为0≤“β”+“μ”+“γ”≤8，优选为0≤“β”+“μ”+“γ”≤5.5，最优选为0.05≤“β”+“μ”+“γ”≤3。

另外，根据利用X射线显微分析仪的定量分析结果，在本发明的基本Cu-Zn-Si合金中能够如下定义α、κ、γ、β及μ的各相。

基体的α相中，Cu为73～80mass％，Si为1.7mass％～3.1mass％，剩余部分为Zn及其他添加元素。典型的组成为76Cu-2.4Si-剩余Zn。

作为必须相的κ相中，Cu为73～79mass％，Si为3.2mass％～4.7mass％，剩余部分为Zn及其他添加元素。典型的组成为76Cu-3.9Si-剩余Zn。

γ相中，Cu为66～75mass％，Si为4.8mass％～7.2mass％，剩余部分为Zn及其他添加元素。典型的组成为72Cu-6.0Si-剩余Zn。

β相中，Cu为63～72mass％，Si为1.8mass％～4.0mass％，剩余部分为Zn及其他添加元素。典型的组成为69Cu-2.4Si-剩余Zn。

μ相中，Cu为76～89mass％，Si为7.3mass％～11mass％，剩余部分为Zn及其他添加元素。典型的组成为83Cu-9.0Si-剩余Zn。

这样，μ相与α、κ、γ及β相以Si浓度区分，γ相与α、κ、β及μ相以Si浓度区分。μ相和γ相的Si含量接近，但在Cu浓度中以76％为界限区分。β相与γ相以Si浓度区分，且与α、κ及μ相以Cu浓度区分。α相和κ相接近，但以Si浓度3.15mass％或3.1～3.2mass％为界限区分。并且，用EBSD(electron backscatter diffraction)对晶体结构进行了调查，结果α相为fcc，β相为bcc，γ相为bcc，κ相为hcβ，能够区分各个相。另外，β相呈CuZn型，即W型的bcc结构，γ相呈Cu5Zn8型的bcc结构，两者可以区分。本来κ相的晶体结构：hcβ缺乏延展性，但若在存在α相的前提下满足0.2≤“κ”/“α”≤2，则具有良好的延展性。另外，表示相在金属组织中的比例，未包含非金属夹杂物、Pb颗粒、Bi颗粒、Ni与Si及Mn与Si的化合物。

接着，对钎焊之后的冷却速度进行说明。

钎焊之后的冷却速度为用于得到较高的耐压性和优异的耐蚀性的条件。即，为了得到较高的耐压性和优异的耐蚀性，阀门等铜合金需要根据约800℃的钎焊温度加热为700℃以上，甚至750℃以上或约800℃，且在硬钎焊结束之后的铜合金的温度至300℃或者从700℃至300℃的温度区域中平均以0.1℃/秒至60℃/秒的冷却速度冷却。

若冷却速度慢于0.1℃/秒，则μ相析出于晶体粒界，引起α相的晶体成长，根据情况引起κ相的晶体成长，降低延展性、冲击特性、强度、耐压性及耐蚀性。另外，为了防止析出对耐蚀性带来恶劣影响的μ相，且抑制促进降低耐压性的α相和κ相的晶粒成长，优选硬钎焊之后以0.8℃/秒以上的冷却速度进行冷却，最优选为1.5℃/秒以上。尤其是μ相在300～450℃下易产生，所以优选在该温度范围内以0.1℃/秒以上的温度冷却。在低于300℃的温度区域中，即使为慢于0.1℃/秒的冷却速度，即例如为0.02℃/秒，也几乎不析出μ相。并且，即使在冷却过程中以接近250℃的温度保持1小时，也几乎不析出μ相。

另一方面，若冷却速度快于60℃/秒，则大量残留β相，所以耐蚀性较差且延展性和冲击特性也下降。为了完全不残留带来耐蚀性等的恶劣影响的β相，优选以40℃/秒以下的冷却速度进行硬钎焊之后的冷却。

如上所述，硬钎焊的接合强度较高，但由于熔点较高，铜合金也加热为高温，强度和耐压性开始下降，耐蚀性及其他各种特性下降。铜系的硬钎料中有大量含有Ag的硬钎料。含有数十％的Ag硬钎料与未含有Ag的硬钎料相比，具有降低熔点约100℃的效果。然而，由于Ag非常昂贵，所以即使其使用量极少，经济性方面也成为较大的问题。使用未含有Ag并且即使含有也为10％左右的硬钎料时的钎焊温度为约800℃，阀门等铜合金也为约800℃，加热为至少750℃以上。当钎焊时，由于加热为约800℃，加热为至少750℃以上，所以钎焊之后的铜合金的冷却速度在700℃至300℃的温度区域中以0.8℃/秒至40℃/秒，更优选以1.5℃/秒至40℃/秒的冷却速度冷却即可。

另外，当为内面承受压力的管时，若将t设为管的最小壁厚，P设为设计压力，D设为管的外径，A设为材料的容许拉伸强度，b设为焊接连接器的效率，则可由t＝PD/(200Ab+0.8P)表示。

即，压力P取决于容许拉伸强度，容许拉伸强度取决于材料的拉伸强度，所以若材料的拉伸强度较高，则会耐高压。并且，当耐压容器的初始变形强度成为问题时，还能够利用耐力来代替拉伸强度。因此，耐压容器的耐压性取决于钎焊之后的材料的拉伸强度及耐力，若这些值较高，则能够使耐压容器的壁厚变薄且能够以低成本制造。根据以上，作为表示较高的耐压性的指标，能够利用拉伸强度和耐力。

[实施例]

使用上述的第1发明合金至第4发明合金及比较用组成的铜合金来制作了试料L、M及N。表1表示制作试料的第1发明合金至第4发明合金及比较用铜合金的组成。

[表1]

^*K＝[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]+2×[Mn]+1.7×[Ni]+1×[Ti]+2×[B]+2×[Zr]

关于试料L，将表1组成的铸块(外径为100mm，长度为150mm的圆柱形状铸块)加热为670℃，挤出加工成外径为17mm的圆棒状(挤出材料)。

关于试料M，将表1组成的铸块(外径为100mm，长度为150mm的圆柱形状铸块)加热为670℃，挤出加工成外径为35mm的圆棒状，之后加热为670℃并热锻成横置时17.5mm的厚度。通过切削将该热锻材精加工成外径为17mm的圆棒材料(热锻材)。

关于试料N，将表1组成的熔融金属铸入直径为35mm且深度为200mm的模具中，铸入之后用车床切削成与试料L相同的大小并制作外径为17mm的圆棒(铸材)。

对各试料进行以下试验1或2。

试验1：为了使各试料相当于钎焊时通过燃烧炉加热的状态，在800℃的盐浴(将NaCl和CaCl₂混合成约3∶2的盐欲)中浸渍约100秒钟。通过浸渍于盐浴，试料以约10秒钟保持约800℃。然后，取出试料，在向凉水的水冷、10℃的水冷及60℃的热水冷及强制空冷A、B、C(强制空冷的风扇速度以A、B、C的顺序加快)的条件下冷却。并且，为了实现更慢的冷却速度，使用可在惰性气氛中对试料连续进行升温和降温的连续炉(炉内钎焊炉)来加热为800℃，保持1分钟之后在2个条件下进行炉冷却(条件D和E)。

在各种条件下实施时的700℃至300℃的平均冷却速度为如下：向凉水的水冷为70℃/秒，10℃的水冷为50℃/秒，60℃的热水冷为35℃/秒，强制空冷A为6.0℃/秒，强制空冷B为2.5℃/秒，强制空冷C为1.2℃/秒，炉冷却的条件D为0.15℃/秒，炉冷却的条件E为0.02℃/秒。

试验2：为了测定试料L、M及N与其他材料钎焊之后的钎焊部的拉伸强度而进行了以下钎焊。

准备外径为25mm的铜棒作为其他材料，通过切削在铜棒的端面中央开出内径为18mm且深度为50mm的孔，将各试料L、M及N插入孔中，对试料和铜棒赋予助熔剂，包括铜棒的预热在内用燃烧炉加热，由此熔融助熔剂，容易使钎料湿润。之后，通过使用Cu-7％P(B-CuP2)的磷铜钎料将钎料、试料及铜棒加热成约800℃的温度来熔融磷铜钎料，确认到磷铜钎料完全融敷于接合部之后结束钎焊。之后，马上通过与试验1相同的方法进行冷却。

进行试料L、M及N的试验1或试验2之后，如下进行了脱锌腐蚀性、耐冲刷腐蚀性、拉伸强度、耐力、伸展性及冲击强度的评价。

关于脱锌腐蚀性根据ISO 6509如下进行。

关于试料L，使暴露试料表面相对于该挤出材料的挤出方向呈直角来将从通过试验1的方法制作的试验材料切出的试料埋入苯酚树脂材料中，关于试料M及试料N，使暴露试料表面相对于该热锻材或铸件的长边方向呈直角来埋入苯酚树脂材料中，并通过砂纸研磨试料表面至1200号之后，在纯水中对其进行超声波清洗后干燥。之后，将各试料浸渍于1.0％的氯化铜二水合物(CuCl₂·2H₂O)的水溶液(12.7g/L)中，在75℃的温度条件下保持24小时之后，从水溶液中取出，并测定其脱锌腐蚀深度的最大值(最大脱锌腐蚀深度)。

试料再次埋入于苯酚树脂材料中，以便暴露表面相对于挤出方向保持直角，其次切断试料，以便得到最长的切断部。接着，研磨试料，并利用100倍至500倍的金属显微镜，在显微镜的视场10处观察了腐蚀深度。最深的腐蚀点被记录为最大脱锌腐蚀深度。另外，进行ISO 6509的试验时，若最大腐蚀深度为200μm以下，则关于实用上的耐蚀性成为不成问题的级别，当要求尤其优异的耐蚀性时，希望为100μm以下，进一步希望为50μm以下。

如下进行了耐冲刷腐蚀性的评价。

在耐冲刷腐蚀性的评价中使用了从通过试验1的方法制作的试验材料切出的试料。关于冲刷/腐蚀测试，使用口径为2mm的喷嘴，使40℃的3％食盐水以11m/秒的流速接触于试料，经过168小时之后观察截面，并测定最大的腐蚀深度。

由于使用于自来水供给用阀门等的铜合金受因逆流或阀门的开闭而产生的水流速度的突然变化的影响，因此不仅需要通常的耐蚀性，还需要对冲刷腐蚀的耐性。

根据拉伸试验测定了拉伸强度、耐力及伸展性。

以拉伸试验的试验片为JIS Z 2201的标点距离：(试验片平行部的截面积的平方)×5.65的形状的14A试验片实施。

关于根据试验2通过钎焊接合铜棒和试料的试料，捏住钎焊的铜棒和试料的状态进行了拉伸试验。未测定伸展性，但将破裂荷载除以破裂部的截面积来求出拉伸强度。在该钎焊的铜棒和试料的拉伸试验中，试验片均在远离钎焊部10mm以上的试料侧破裂。

关于金属组织，显微镜检查试料的横截面，用过氧化氢与氨水的混合液进行蚀刻，并通过图像分析测定α相、κ相、β相、γ相及μ相的面积率(％)。即，通过用图像处理软件“WinROOF”将200倍或500倍的光学显微镜组织二值化来求出各相的面积率。面积率的测定以3视场进行，将其平均值设为各相的相比率。

当难以确认相时，通过FE-SEM-EBSP(Electron Back Scattering diffract ion Pattern)法特定相，并求出各相的面积率。FE-SEM使用日本电子株式会社制JSM-7000F，分析时使用株式会社TSL Solut ions制OIM-Ver.5.1，并根据分析倍率500倍和2000倍的相图(Phase图)求出。

关于冲击试验，从用试验1的盐浴进行热处理的试料采取冲击试验片(根据JIS Z 2242的V型槽口试验片)，进行却贝冲击试验，并测定冲击强度。

关于切削性的评价，通过使用车床的切削试验评价，并通过以下方法进行。

在干式条件下，使用未带有尖头/挤压工具尤其未带有断屑器且带有碳化钨工具的车床，以6度前刀角、0.4mm刀尖半径、100(m/min)切削速度、1.0mm切削深度、0.11mm/rev进给速度在其圆周上切削直径为17mm的挤出试料、热锻试料或铸造试料。从安装于工具的由3个部分构成的动力计发出的信号转换为电力电压信号，并记录于记录器中。接着，这些信号转换为切削阻力(N)。因此，该合金的切削性通过测定切削阻力进行评价，尤其通过测定切削时表示最高值的主分力进行评价。

将上述的各试验的结果示于表2至表11中。各表中，表2与表3、表4与表5、表6与表7、表8与表9、表10与表11及表12与表13成组示出各试验的结果。在试验1的加热之前的状态下对切削性进行了评价，所以按各合金的试料L、M及N记载结果。表中的冷却速度栏的1～8的数字中，1表示向凉水的水冷(70℃/秒)，2表示10℃的水冷(50℃/秒)，3表示60℃的热水冷(35℃/秒)，4表示强制空冷A(6.0℃/秒)，5表示强制空冷B(2.5℃/秒)，6表示强制空冷C(1.2℃/秒)，7表示炉冷却的条件D(0.15℃/秒)，8表示炉冷却的条件E(0.02℃/秒)。图1(a)、(b)及(c)分别表示试验No.A11L2、A21L7及A26L4的试验1之后的金属组织，图1(c)表示试验No.A11L6的试验2之后的钎焊部分的金属组织。

[表2]

[表3]

[表4]

[表5]

[表6]

[表7]

[表8]

[表9]

[表10]

[表11]

[表12]

[表13]

试验的结果，可知为如下。

在第1发明合金至第4发明合金中，试料L(挤出材料)、M(热锻材)及N(铸材)的钎焊之后的冷却速度均为0.15～50℃/秒的各试料在金属组织中的各相的面积率为30≤“α”≤84、15≤“κ”≤65、“α”+“κ”≥92、0.2≤“κ”/“α”≤2，且满足β≤3、μ≤5、β+μ≤6、0≤“γ”≤7、0≤“β”+“μ”+“γ”≤8的关系。

并且，各试料的拉伸强度为400N/mm²以上，以耐力计为150N/mm²以上，示出较高的耐压性。并且，各试料的脱锌腐蚀性和耐冲刷腐蚀性良好，示出优异的耐蚀性(参考合金No.A11、A21～A26、A31～A34及A41～45中的冷却速度2～7等的各试验结果)。

与第1发明合金相比，第2发明合金的耐冲刷腐蚀性更良好，耐蚀性良好(参考合金No.A11和A21～A26中的冷却速度2～7等的各试验结果)。

第3发明合金可得到与含有少量Pb和Bi且含有2.2mass％Bi(合金No.111)的铸件或含有1.7mas s％Pb(合金No.115)的挤出棒材料几乎相等的切削性。但是，若脱离本申请组成范围的公式，则仅以含有少量Pb是得不到良好的切削性的。

与第1发明合金相比，第4发明合金的拉伸强度及耐力较高且强度较高(参考合金No.A11和A41～A45中的冷却速度2～7等的各试验结果)。

对冷却速度的影响进行说明。在发明合金中，当冷却速度为最快70℃/秒时，残留β相，且拉伸强度及耐力较高，所以耐压性处于充分满足的级别，但伸展性和冲击强度较低，因此缺乏延展性和韧性。并且，脱锌腐蚀性和耐冲刷腐蚀性较低且耐蚀性较差。然而，若冷却速度成为50℃/秒，则β相的残留大幅减少，并大幅改善伸展性、冲击强度、脱锌腐蚀性及耐冲刷腐蚀性，若成为35℃/秒，则毫无问题(参考试验No.A11L1、A11L2、A11L3等的各试验结果)。

在发明合金中，冷却速度为较慢的0.02℃/秒时，μ相的面积率增大。若μ相的面积率增大，则与β相的面积率增大时相同，拉伸强度及耐力变高，耐压性处于充分满足的级别，但伸展性和冲击值较低且缺乏延展性和韧性。

并且，脱锌腐蚀性和耐冲刷腐蚀性较低且耐蚀性较差。然而，若冷却速度成为0.15℃/秒，则μ相的生成大幅减少，并大幅改善伸展性、冲击强度、脱锌腐蚀性及耐冲刷腐蚀性，若成为1.0℃/秒，则毫无问题(参考试验No.A11L8、A11L7、A11L6等的各试验结果)。

另一方面，在金属组织中，若为“α”+“κ”≥94、0.3≤“κ”/“α”≤1.5，则拉伸强度及耐力与伸展性、冲击值、延展性、韧性的平衡变得更加良好，且脱锌腐蚀性和耐冲刷腐蚀性变得良好，而且当为“α”+“κ”≥95、0.5≤“κ”/“α”≤1.2时，可得到更佳良好的结果。并且，若满足“β”+“μ”≤3、0≤“γ”≤5、0≤“β”+“μ”+“γ”≤5.5的关系，则拉伸强度、伸展性、冲击值、延展性、韧性、脱锌腐蚀性及耐冲刷腐蚀性变得更加良好，若为“β”+“μ”≤0.5、0.05≤“γ”≤3、0.05≤“β”+“μ”+“γ”≤3，则这些特性变得更加良好。相反，即使在发明合金的组成范围内，若为“α”+“κ”＜92，则伸展性、冲击值、延展性及韧性也较差且耐力较高，但由于延展性较低，因此拉伸强度较低。若为“κ”/“α”＜0.2，则拉伸强度及耐力较低，若为“κ”/“α”＞2，则伸展性、冲击值、延展性及韧性较差。并且，耐力较高，但由于延展性较低，因此拉伸强度较低。若为β+μ＞6、“γ”＞7或者“β”+“μ”+“γ”＞8，则伸展性、冲击值、延展性、韧性、脱锌腐蚀性及耐冲刷腐蚀性较差。并且，耐力较高，但由于延展性较低，因此拉伸强度较低。

若K值在62.0～67.5的范围中处于63.0～66.5之间，则拉伸强度、耐力、伸展性、冲击强度、脱锌腐蚀性及耐冲刷腐蚀性变得更加良好(参考合金No.A21、A22、A23、A26及A24、A25等的各试验结果)。

若满足有关金属组织的相的关系式，则未包含Sb、P及As的合金的耐脱锌腐蚀性处于实用上不成问题的级别，但需要更高度的耐脱锌腐蚀性时，需要含有Sb、P及As。

若含有0.3mass％以上的Sn及含有0.45mass％以上的Al，则耐冲刷腐蚀性变得更加良好，与Sb、P及As的含有相结合而进一步具有优异的耐脱锌腐蚀性和耐冲刷腐蚀性。其中，因含有Sn和Al而析出大量γ相，所以在本申请范围内将K值或Cu浓度设定得稍微高即可(参考合金No.A26、A27、A28、A33、A34、A45等的各试验结果)。

若Si浓度大于发明合金范围的上限值，即4.0mass％，则延展性和耐蚀性较差(参考合金No.101等的各试验结果)。

若Si浓度小于发明合金范围的下限值，即2.5mass％，则耐力和拉伸强度较低且耐蚀性较差(参考合金No.102等的各试验结果)。

即使将Fe设为杂质且含有0.26mass％，也确认到钎焊之后的金属组织及各种特性没有较大变化(参考合金No.A29等的各试验结果)。

即使Cu和Si浓度在发明合金的范围内，若K值高于62.0～67.5范围的上限值，则即使改变冷却速度，耐力及拉伸强度也较低(参考合金No.103等的各试验结果)。

即使Cu和Si浓度在发明合金的范围内，若K值低于62.0～67.5范围的下限值，则即使改变冷却速度，延展性、韧性及耐蚀性也较差(参考合金No.104、105等的各试验结果)。

基于试验1的盐浴实验的拉伸强度与基于试验2的钎焊试验的拉伸强度示出大致相同的值。因此，通过试验1的盐浴实验可判断，示出良好的结果的本发明合金即使加热为800℃的钎焊温度，也具有较高的耐力和拉伸强度，即使在钎焊之后不实施特别的热处理，延展性、韧性及耐蚀性也优异。

另外，本发明不限于上述实施方式的结构，可在不改变发明的宗旨的范围内进行各种变形。

产业上的可利用性

如上所述，本发明的耐压耐蚀性铜合金具备较高的耐压性和优异的耐蚀性，因此最适合用于高压气体设备、空调设备、供水/供热水设备等的容器、器具及部件，具体而言适合用于以高压阀门、旋转阀门、底阀、隔膜阀、波纹管阀及控制阀为代表的各种阀门或管连接器、T字连接器、三通管、弯管等各种连接器或冷温水阀、低温阀、减压阀、高温阀、安全阀等各种阀或接头、气缸等液压容器或喷嘴、自动喷水器、水龙头金属零件等被施以钎焊的容器、器具及部件。

本申请基于日本专利申请2010-238311主张优先权。其申请的全部内容通过参考编入该申请中。

Claims (14)

1.一种耐压耐蚀性铜合金，其合金组成为含有73.0～79.5mass％的Cu和2.5～4.0mass％的Si，剩余部分包括Zn及不可避免杂质，并与其他材料钎焊而成，其特征在于， 

在Cu的含量[Cu]mass％与Si的含量[Si]mass％之间具有62.0≤[Cu]-3.6×[Si]≤67.5的关系， 

所述铜合金的钎焊部分的金属组织在α相基体中至少包含κ相，在α相的面积率“α”％、β相的面积率“β”％、γ相的面积率“γ”％、κ相的面积率“κ”％及μ相的面积率“μ”％之间具有30≤“α”≤84、15≤“κ”≤68、“α”+“κ”≥92、0.2≤“κ”/“α”≤2且0≤“β”≤3、0≤“μ”≤5、0≤“β”+“μ”≤6、0≤“γ”≤7及0≤“β”+“μ”+“γ”≤8的关系。 

2.如权利要求1所述的耐压耐蚀性铜合金，其特征在于， 

进一步含有0.015～0.2mass％的P、0.015～0.2mass％的Sb、0.015～0.15mass％的As、0.03～1.0mass％的Sn、0.03～1.5mass％的Al中的任意1种以上， 

在Cu的含量[Cu]mass％、Si的含量[Si]mass％、P的含量[P]mass％、Sb的含量[Sb]mass％、As的含量[As]mass％、Sn的含量[Sn]mass％及Al的含量[Al]mass％之间具有62.0≤[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]≤67.5的关系。 

3.如权利要求1所述的耐压耐蚀性铜合金，其特征在于， 

进一步含有0.015～0.2mass％的P、0.015～0.2mass％的Sb、0.015～0.15mass％的As中的任意1种以上及0.3～1.0mass％的Sn、0.45～1.2mass％的Al中的任意1种以上， 

在Cu的含量[Cu]mass％、Si的含量[Si]mass％、P的含量[P]mass％、Sb的含量[Sb]mass％、As的含量[As]mass％、Sn的含量[Sn]mass％及Al的含量[Al]mass％之间具有63.5≤[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]≤67.5的关系。 

4.如权利要求1所述的耐压耐蚀性铜合金，其特征在于， 

进一步含有0.003～0.25mass％的Pb、0.003～0.30mass％的Bi中的任意1 种以上。 

5.如权利要求2所述的耐压耐蚀性铜合金，其特征在于， 

进一步含有0.003～0.25mass％的Pb、0.003～0.30mass％的Bi中的任意1种以上， 

在Cu的含量[Cu]mass％、Si的含量[Si]mass％、P的含量[P]mass％、Sb的含量[Sb]mass％、As的含量[As]mass％、Sn的含量[Sn]mass％、Al的含量[Al]mass％、Pb的含量[Pb]mass％及Bi的含量[Bi]mass％之间具有62.0≤[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]≤67.5的关系。 

6.如权利要求1所述的耐压耐蚀性铜合金，其特征在于， 

进一步含有0.05～2.0mass％的Mn、0.05～2.0mass％的Ni、0.003～0.3mass％的Ti、0.001～0.1mass％的B及0.0005～0.03mass％的Zr中的任意1种以上。 

7.如权利要求5所述的耐压耐蚀性铜合金，其特征在于， 

进一步含有0.05～2.0mass％的Mn、0.05～2.0mass％的Ni、0.003～0.3mass％的Ti、0.001～0.1mass％的B及0.0005～0.03mass％的Zr中的任意1种以上， 

在Cu的含量[Cu]mass％、Si的含量[Si]mass％、P的含量[P]mass％、Sb的含量[Sb]mass％、As的含量[As]mass％、Sn的含量[Sn]mass％、Al的含量[Al]mass％、Pb的含量[Pb]mass％、Bi的含量[Bi]mass％、Mn的含量[Mn]mass％、Ni的含量[Ni]mass％、Ti的含量[Ti]mass％、B的含量[B]mass％及Zr的含量[Zr]mass％之间具有62.0≤[Cu]-3.6×[Si]-3×[P]-0.3×[Sb]+0.5×[As]-1×[Sn]-1.9×[Al]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]+2×[Mn]+1.7×[Ni]+1×[Ti]+2×[B]+2×[Zr]≤67.5的关系。 

8.如权利要求1至7中任一项所述的耐压耐蚀性铜合金，其特征在于， 

材料强度以拉伸强度计为400N/mm²以上，或者以耐力计为150N/mm²以上。 

9.一种钎焊结构体，其特征在于， 

具备有如权利要求1至7中任一项所述的耐压耐蚀性铜合金、钎焊于所述铜合金的其他材料及钎焊所述铜合金和所述其他材料的钎料。 

10.一种钎焊结构体，其特征在于， 

具备有如权利要求8所述的耐压耐蚀性铜合金、钎焊于所述铜合金的其他材料及钎焊所述铜合金和所述其他材料的钎料。 

11.一种如权利要求9所述的钎焊结构体的制造方法，其特征在于， 

在使所述钎料介于所述铜合金与所述其他材料之间的状态下， 

将所述铜合金的钎焊部分、所述其他材料的钎焊部分及所述钎料加热至少700℃以上并进行钎焊， 

所述铜合金的钎焊部分在从硬钎焊结束时的材料温度至300℃或者从700℃至300℃的温度区域中以0.1℃/秒～60℃/秒的平均冷却速度冷却。 

12.一种如权利要求10所述的钎焊结构体的制造方法，其特征在于， 

在使所述钎料介于所述铜合金与所述其他材料之间的状态下， 

将所述铜合金的钎焊部分、所述其他材料的钎焊部分及所述钎料加热至少700℃以上并进行钎焊， 

所述铜合金的钎焊部分在从硬钎焊结束时的材料温度至300℃或者从700℃至300℃的温度区域中以0.1℃/秒～60℃/秒的平均冷却速度冷却。 

13.一种如权利要求9所述的钎焊结构体的制造方法，其特征在于， 

在使所述钎料介于所述铜合金与所述其他材料之间的状态下， 

将所述铜合金的钎焊部分、所述其他材料的钎焊部分及所述钎料加热至少750℃以上并进行钎焊， 

所述铜合金的钎焊部分在从硬钎焊结束时的材料温度至300℃或者从700℃至300℃的温度区域中以1.5℃/秒～40℃/秒的平均冷却速度冷却。 

14.一种如权利要求10所述的钎焊结构体的制造方法，其特征在于， 

在使所述钎料介于所述铜合金与所述其他材料之间的状态下， 

将所述铜合金的钎焊部分、所述其他材料的钎焊部分及所述钎料加热至少750℃以上并进行钎焊， 

所述铜合金的钎焊部分在从硬钎焊结束时的材料温度至300℃或者从700℃至300℃的温度区域中以1.5℃/秒～40℃/秒的平均冷却速度冷却。