CN103917674B - 铜合金热锻件 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种铜合金热锻件，该管状铜合金热锻件含有59.0～84.0质量％的Cu、0.003～0.3质量％的Pb、剩余部分具有由Zn及不可避免杂质构成的合金组成，在Cu的含量[Cu]质量％与Pb的含量[Pb]质量％之间具有59≤([Cu]+0.5×[Pb])≤64的关系，形状满足公式0.4≤(平均内径)/(平均外径)≤0.92、0.04≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.3、1≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤10，被热锻之前的锻造原材料为管状，且为0.3≤(平均内径/平均外径)≤0.88、0.06≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.35、0.8≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤12，在管轴方向上的任一位置都满足公式0≤(厚度偏差度)≤30％、0≤(厚度偏差度)≤75×1/((管轴方向长度)/(平均壁厚))^1/2。

Description

铜合金热锻件

技术领域

本发明涉及一种铜合金热锻件。尤其涉及一种成型性、耐蚀性、强度、切削性优异的管状铜合金热锻件。

本申请基于2011年11月4日在日本申请的日本专利申请2011-242413号主张优先权，其内容援用于此。

背景技术

通常铜合金热锻件的热锻性、切削性、抗菌性/杀菌性优异，且具有较高的强度、良好的耐蚀性及导电性，因此使用于各种产业机械/设备、汽车的机械组件和电器组件，作为部件使用于阀、球阀、联轴器、交联聚乙烯管的联轴器及连接金属零件、交联聚丁烯管的管联轴器及连接金属零件、供排水的连接金属零件、软管螺纹接管、园艺用软管的连接金属零件、煤气软管的连接金属零件、水表的上盖、水龙头金属零件、液压容器、喷嘴、自动喷水器、锻压螺母、螺母、供水/供热水设备、空调设备、消防设备及煤气设备的容器和连接金属零件和器具、水、温水、制冷剂、空气、城市煤气及丙烷气体所通过的容器和器具等中。

尤其，铜合金具有良好的强度、耐蚀性、抗菌性/杀菌性，因此多使用于饮用水相关的部件中。然而，作为饮用水相关的部件的联轴器、连接金属零件、水龙头金属零件等为具有用于使饮用水通过的孔部的管状，因此，即使具有铜合金的优异的热加工性、热锻性，在以往技术中，也只能制作与近净形(接近完成形状的形状)具有相当差距的形状，毛刺等较多且锻造成品率较差，热锻后的切削量较多，根据情况，存在因在高温下锻造而耐蚀性和强度下降之类的问题。

上述的这些热锻铜合金是将原料溶解并通过铸造制作铸块，将热挤压成的圆棒切断成预定长度后进行热锻，并将该热锻材料切削加工成预定尺寸的合金。作为棒材的材料主要有基于JIS H3250规格的热锻性与切削性优异的锻造用黄铜棒C3771(代表组成：59Cu-2Pb-剩余Zn)和根据最近的无Pb化的要求由Bi取代该C3771的Pb的铜合金材料。尤其需要优异的耐脱锌腐蚀性时，有将铜浓度提高至61～63质量％，含有0.5～2.5％的Pb且具有耐脱锌腐蚀性的锻造用黄铜及由Bi取代该材料的Pb的具有耐脱锌腐蚀性的锻造用黄铜材料。

但是，若按以往技术热锻圆棒材料，则理所当然无法设为管状、即无法制作孔部，或者至少是不简单的。并且，即使为了提高锻造的成品率而减薄成为孔的部分的壁厚，在锻造荷载方面也是有限的。另外，施加于锻造原材料的变形能量中，由于消耗在孔部成型的能量的比例较大，因此无法将孔部以外部位的形状成型至预定形状。尤其为锻件的口径(孔径、内径)较大且外径也较大的壁厚较薄的产品时，很难成型至近净形。即使为具有较大锻造能力的锻造设备，可多少改善成为孔的部分及壁厚部的薄壁化，但薄壁化也是有限的。并且，设备能力较大的锻造设备其价格当然也是较高的，锻造时的能量成本因功率加大而进一步上升。当无法成型为预定形状时，使用的材料增加，材料成本大幅上升的同时切削量增加，因此对材料所要求的切削性的性能变高，切削加工所需的时间也增加。

一直以来，关于具有这种孔部的铜合金制锻件，从成品率观点来看有时由铸件制作。然而，铸件中存在缺陷较多、尺寸精度较差、强度及延展性较低、并且生产率较低及工作环境较差等问题。

从以上内容来看，期望如下的热锻铜合金：使用不耗费大量设备成本的功率较小的锻造设备来减少消耗能量，锻造成品率良好，即不耗费大量材料成本，且接近最终的精加工形状/尺寸的近净形的且具有孔部的即管状热锻铜合金。

关于材质方面，如所述，若欲用通常的热锻方法制作最终产品为空心部件即管状部件时，无法成型为近净形。即，无法制作空心部，在空心部以外的部位也只能成型比预定尺寸更大的形状，因此用于制成最终产品形状的切削量增加。其结果，作为锻造原材料要求切削性优异的铜合金。为了提高铜合金的切削性，通常添加Pb，添加至少0.5质量％以上，多则1质量％以上约2质量％的Pb。然而，由于Pb是有害的，因此，饮用水相关的部件中优选使Pb含量为0.3质量％或0.2质量％以下，必须极力减少其量。当然，若考虑地球环境问题，则在饮用水以外领域中使用的锻件中也必须尽量将有害的Pb的使用抑制为最小限度。

然而，由于具有提高切削性的功能的Pb几乎不与铜合金固熔，因此若热锻温度脱离最佳的温度范围，则容易产生锻造破裂。虽然有将Pb取代为Bi的锻造用铜合金，但关于铜合金的切削性提高，Bi稍差于Pb因此需要较多的量。含有Bi的铜合金比含有Pb的铜合金对热锻破裂更敏感，所以存在热变形能力较差的问题点。因此，为含有Bi的铜合金时，必须将热锻的温度范围设定为较窄，或将锻件的壁厚设为较厚。并且，含有Bi的锻件其延展性、韧性较低，存在在130～300℃内脆化之类的问题点。

另外，若对Cu浓度为57～59质量％，且含有Pb或Bi的热锻用黄铜棒进行热锻，则锻件中残留较多的β相，耐蚀性较差。使Cu浓度为61质量％或其以上的耐蚀性被提高的Cu-Zn-Pb或Cu-Zn-Bi合金，其热变形阻力变高的同时热变形能力变差。若铜浓度较高，则很难制作近净形的锻件，锻件的形状越是复杂且薄壁，成型性、破裂越成为严重的问题。

期望如下：使用功率较小的锻造设备，减少在一次热锻中的消费能量，无热锻时的破裂，锻造成品率良好，通过较少使用材料而降低成本来制作接近最终精加工形状/尺寸的近净形的内部为空心的热锻铜合金。若能够成型为近净形，则切削加工量变少，因此不需要特别优异的切削性，即能够将有害的Pb或未经安全性确认的Bi的含量控制为最小限度。另外，迫切期待着通过具备优异的耐蚀性、较高的强度而进一步小型化的管状锻件。

并且，已知有以提高耐蚀性、切削性及生产率为目的黄铜锻件(例如，参阅专利文献1)。但是，以这种黄铜锻件无法将管状锻件锻造为近净形。

专利文献1：日本专利公开2002-12928号公报

发明内容

本发明是为了解决这种以往技术的问题而完成的，其课题在于提供一种成型性、耐蚀性、强度及切削性优异的管状铜合金热锻件。

为了解决所述课题，本发明具有以下方式。

[1]一种管状铜合金热锻件，其含有59.0～84.0质量％的Cu、0.003～0.3质量％的Pb、剩余部分具有由Zn及不可避免杂质构成的合金组成，在Cu的含量[Cu]质量％与Pb的含量[Pb]质量％之间具有59≤([Cu]+0.5×[Pb])≤64的关系，所述锻件的形状满足公式0.4≤(平均内径)/(平均外径)≤0.92、0.04≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.3、1≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤10，被热锻之前的锻造原材料为管状，且为0.3≤(平均内径/平均外径)≤0.88、0.06≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.35、0.8≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤12，在管轴方向上的任一位置都满足公式0≤(厚度偏差度)≤30％、0≤(厚度偏差度)≤75×1/((管轴方向长度)/(平均壁厚))^1/2。

在本发明中，设为管状铜合金热锻件及锻造原材料中还包括管轴方向的长度相比管的外径较短的所谓环状铜合金热锻件及锻造原材料。管状铜合金热锻件及锻造原材料的管的内侧的空心部分称作孔部。

厚度偏差度是根据与锻造原材料的管轴方向垂直的截面中的最小壁厚与最大壁厚定义为((1－(最小壁厚)/(最大壁厚))×100)％。

上述方式[1]所涉及的铜合金热锻件中，热锻的变形阻力较低，变形能力、成型性及耐蚀性优异，强度较高且切削性良好。

[2]一种管状铜合金热锻件，其含有59.0～84.0质量％的Cu、0.003～0.3质量％的Pb、0.05～4.5质量％的Si、剩余部分具有由Zn及不可避免杂质构成的合金组成，在Cu的含量[Cu]质量％、Pb的含量[Pb]质量％及Si的含量[Si]质量％之间具有59≤([Cu]+0.5×[Pb]－4.5×[Si])≤64的关系，所述锻件的形状满足公式0.4≤(平均内径)/(平均外径)≤0.92、0.04≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.3、1≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤10，被热锻之前的锻造原材料为管状，且为0.3≤(平均内径/平均外径)≤0.88、0.06≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.35、0.8≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤12，在管轴方向上的任一位置都满足公式0≤(厚度偏差度)≤30％、0≤(厚度偏差度)≤75×1/((管轴方向长度)/(平均壁厚))^1/2。

由于所述方式[2]的铜合金热锻件具有Si，因此除所述方式[1]的效果之外，成型性、耐蚀性、强度及切削性更优异。

[3]一种管状铜合金热锻件，其含有73.0～84.0质量％的Cu、0.003～0.3质量％的Pb、2.5～4.5质量％的Si、剩余部分具有由Zn及不可避免杂质构成的合金组成，在Cu的含量[Cu]质量％、Pb的含量[Pb]质量％及Si的含量[Si]质量％之间具有59≤([Cu]+0.5×[Pb]－4.5×[Si])≤64的关系，所述锻件的形状满足公式0.4≤(平均内径)/(平均外径)≤0.92、0.04≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.3、1≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤10，被热锻之前的锻造原材料为管状，且为0.3≤(平均内径/平均外径)≤0.88、0.06≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.35、0.8≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤12，在管轴方向上的任一位置都满足公式0≤(厚度偏差度)≤30％、0≤(厚度偏差度)≤75×1/((管轴方向长度)/(平均壁厚))^1/2。

由于所述方式[3]的铜合金热锻件中Cu、Si较多，因此在除所述方式[1]的效果之外，耐蚀性、强度及切削性更优异。

[4]所述方式[1]～[3]中的任一个，其中，进一步含有0.01～0.3质量％的As、0.01～0.3质量％的Sb、0.01～0.3质量％的P、0.01～0.3质量％的Mg、0.01～1.5质量％的Sn、0.01～1.0质量％的Al、0.01～4.0质量％的Mn、0.01～4.0质量％的Ni、0.0005～0.05质量％的Zr、0.0005～0.05质量％的B及0.003～0.3质量％的Bi中的至少一种以上，

在Cu的含量[Cu]质量％、Pb的含量[Pb]质量％、Si的含量[Si]质量％、Ni的含量[Ni]质量％、Mn的含量[Mn]质量％、As的含量[As]质量％、Zr的含量[Zr]质量％、B的含量[B]质量％、Bi的含量[Bi]质量％、Sb的含量[Sb]质量％、Sn的含量[Sn]质量％、Mg的含量[Mg]质量％、Al的含量[Al]质量％及P的含量[P]质量％之间具有59≤([Cu]+0.5×[Pb]－4.5×[Si]+2.2×[Ni]+1.4×[Mn]+0.5×([As]+[Zr]+[B]+[Bi])－1.2×([Sb]+[Sn]+[Mg])－2.2×[Al]－3×[P])≤64的关系。

此时，由于具有As等，因此耐蚀性、强度及切削性更优异。

[5]所述方式[1]～[4]中的任一个，其中，所述热锻后，常温下的金属组织中的α相的面积率为30％以上且不到100％，β相的面积率、γ相的面积率及μ相的面积率的总计为0％以上且25％以下。

各相的面积率是从管轴方向的端面距5mm以上的内侧且从外周面及内周面距壁厚的1/4以上的内侧的金属组织中的面积率。

[6]所述方式[1]～[4]中的任一个，其中，该铜合金热锻件是通过将所述锻造原材料加热为热锻温度进行热锻来制造的，所述热锻温度为650～800℃，该热锻温度下的所述锻造原材料的金属组织中的α相的面积率为3～60％。

[7]所述方式[1]～[4]中的任一个，其中，当加热为720℃时，金属组织中的α相的面积率为3～60％。

[8]所述方式[1]～[4]中的任一个，其中，所述锻造原材料为连续铸造管。

[9]所述方式[1]～[4]中的任一个，其使用于阀、球阀、联轴器、交联聚乙烯管的联轴器及连接金属零件、交联聚丁烯管的管联轴器及连接金属零件、供排水的连接金属零件、软管螺纹接管、各种软管类的连接金属零件、阀门、盖子、上盖、水表的上盖、接头、水龙头金属零件、液压容器、喷嘴、自动喷水器、锻压螺母、螺母、供水/供热水设备、空调设备、消防设备及气体设备的容器和连接金属零件和器具、水等液体和空气等气体所通过的容器和器具中。

根据本发明，管状铜合金热锻件的成型性、耐蚀性、强度及切削性优异。

附图说明

图1是表示热锻中作为目标的锻件的形状的图。

图2是表示切削后的锻件的形状的图。

图3A是使用于棒状锻造原材料的模具的概略图。

图3B是使用于管状锻造原材料的模具的概略图。

图4A是由棒状锻造原材料进行锻造时的锻件的截面形状的概略图。

图4B是由管状锻造原材料进行锻造时的锻件的截面形状的概略图。

具体实施方式

对本发明的实施方式所涉及的铜合金热锻件进行说明。

作为本发明的铜合金提案第一发明合金～第四发明合金。在本说明书中，表示合金组成时，如[Cu]般附加括号[]的元素符号表示所述元素的含量值(质量％)。在本说明书中，利用该含量值的表示方法提出多个计算公式，但在各计算公式中，未含有所述元素、或者例如含量不到0.003质量％的Pb、含量不到0.05质量％的Si、对于本申请中选择性含有的其他元素少于权利要求书中的下限含量的情况，以及不可避免杂质是作为0来计算的。将第一～第四发明合金总称为发明合金。

第一发明合金含有59.0～84.0质量％的Cu、0.003～0.3质量％的Pb、剩余部分具有由Zn及不可避免杂质构成的合金组成，在Cu的含量[Cu]质量％与Pb的含量[Pb]质量％之间具有59≤([Cu]+0.5×[Pb])≤64的关系。

本说明书中，将由该([Cu]+0.5×[Pb])公式表示的值称为第一组成系数。

第二发明合金含有59.0～84.0质量％的Cu、0.003～0.3质量％的Pb、0.05～4.5质量％的Si、剩余部分具有由Zn及不可避免杂质构成的合金组成，在Cu的含量[Cu]质量％、Pb的含量[Pb]质量％及Si的含量[Si]质量％之间具有59≤([Cu]+0.5×[Pb]－4.5×[Si])≤64的关系。

本说明书中，将由该([Cu]+0.5×[Pb]－4.5×[Si])公式表示的值称为第二组成系数。

第三发明合金含有73.0～84.0质量％的Cu、0.003～0.3质量％的Pb、2.5～4.5质量％的Si、剩余部分具有由Zn及不可避免杂质构成的合金组成，在Cu的含量[Cu]质量％、Pb的含量[Pb]质量％及Si的含量[Si]质量％之间具有59≤([Cu]+0.5×[Pb]－4.5×[Si])≤64的关系。

第四发明合金中，Cu、Pb及Si的组成范围与第一发明合金～第三发明合金中的任一个相同，进一步含有0.01～0.3质量％的As、0.01～0.3质量％的Sb、0.01～0.3质量％的P、0.01～0.3质量％的Mg、0.01～1.5质量％的Sn、0.01～1.0质量％的Al、0.01～4.0质量％的Mn、0.01～4.0质量％的Ni、0.0005～0.05质量％的Zr、0.0005～0.05质量％的B及0.003～0.3质量％的Bi中的至少一种以上，在Cu的含量[Cu]质量％、Pb的含量[Pb]质量％、Si的含量[Si]质量％、Ni的含量[Ni]质量％、Mn的含量[Mn]质量％、As的含量[As]质量％、Zr的含量[Zr]质量％、B的含量[B]质量％、Bi的含量[Bi]质量％、Sb的含量[Sb]质量％、Sn的含量[Sn]质量％、Mg的含量[Mg]质量％、Al的含量[Al]质量％及P的含量[P]质量％之间具有59≤([Cu]+0.5×[Pb]－4.5×[Si]+2.2×[Ni]+1.4×[Mn]+0.5×([As]+[Zr]+[B]+[Bi])－1.2×([Sb]+[Sn]+[Mg])－2.2×[Al]－3×[P])≤64的关系。

本说明书中，将由该([Cu]+0.5×[Pb]－4.5×[Si]+2.2×[Ni]+1.4×[Mn]+0.5×([As]+[Zr]+[B]+[Bi])－1.2×([Sb]+[Sn]+[Mg])－2.2×[Al]－3×[P])公式表示的值称为第四组成系数。

将上述的第一组成系数、第二组成系数及第四组成系数总称为组成系数。在组成系数的计算中，除不可避免杂质及Cu之外的所述元素的含量小于权利要求书中的下限含量时，即具体而言Pb小于0.003质量％、Si小于0.05质量％、As小于0.01质量％、Sb小于0.01质量％、P小于0.01质量％、Mg小于0.01质量％、Sn小于0.01质量％、Al小于0.01质量％、Mn小于0.01质量％、Ni小于0.01质量％、Zr小于0.0005质量％、B小于0.0005质量％及Bi小于0.003质量％时，由于不会影响组成公式，因此将系数设为0来计算。

接着，对本发明所涉及的铜合金热锻件的制造工序进行说明。

对被加热的锻造原材料进行热锻来制造。

管状锻造原材料可为铸材、挤压材、轧制材及锻材等通过任何工序制造的原材料，但优选管状连续铸造管。连续铸造管有时称作中空连续铸造棒、空心连续铸造棒。例如为了使饮用水通过而为管状，因此为管状锻件，但其与内部为空心、中空的锻件的意义相同。

热锻温度为650～800℃。

热锻后，对从锻造结束时的热锻件的温度至300℃，或650℃至300℃的温度区域以0.1～60℃/秒的平均冷却速度进行冷却。

相对于锻件的形状为管状且为0.4≤(平均内径)/(平均外径)≤0.92、0.04≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.3、1≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤10的铜合金热锻件，锻造原材料的形状为管状，且为0.3≤(平均内径/平均外径)≤0.88、0.06≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.35、0.8≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤12、0≤(厚度偏差度)≤30％、0≤(厚度偏差度)≤75×1/((管轴方向长度)/(平均壁厚))^1/2。

接着，对各元素的添加理由进行说明。

Cu是构成本发明合金的主要元素，且受与Pb、Si及Zn等的关系的影响较大，为了具有良好的热锻性、成型性，并具有热锻后的较高的强度与延展性、优异的耐蚀性，Cu的含量需要在59.0质量％以上。需要更优异的耐蚀性与延展性时，优选为60.5质量％以上。另一方面，若含有超过84.0质量％的Cu，则与Si、Zn及Pb等的含量无关地，热锻时的变形阻力及在比热加工更低的温度下锻造时的变形阻力变高，变形能力、成型性变差。在特性方面，切削性变差、强度变低、耐蚀性也饱和。Cu为高价所以经济上存在问题。含有2.5质量％以上的后述Si时，为了确保优异的耐蚀性、延展性、较高的强度，Cu需要在73.0质量％以上。

为了提高切削性而含有Pb。因此，Pb需要在0.003质量％以上。0.002质量％大致相当于Pb固熔于Cu-Zn合金的量，若Pb含量在0.003质量％以上，则由于Pb在金属组织中以Pb粒子存在，所以发挥提高切削性的效果。更优选0.005质量％以上。另一方面，若含有超过0.3质量％的Pb，则尤其在本发明品使用于饮用水器具等时，令人担忧的是对人体带来恶劣影响。来自铜合金制的饮用水器具的Pb向饮用水中的溶出随着器具中所含有的Pb的量的增加而增加，因此需要将Pb的含量限制为最小限度。在其他领域中利用时，将来将热锻件作为废弃物处理时，也存在对环境问题带来重大影响的可能性。若通过含有以粒子状存在的Pb与后述的Si或Sn来在金属组织中形成κ、γ相，则能够进一步提高切削性。鉴于对人体的影响，Pb含量优选为0.2质量％以下，更优选为0.1质量％以下，最优选0.05质量％以下。

Si受到Cu、Zn的含量以及这些元素之间的关系的影响较大，但提高热锻中的锻造性即热锻时的变形能力、降低变形阻力、提高热锻中的材料的流动性、成型性。管状锻造原材料厚度偏差20～30％时，为了使材料均匀地流动也需要Si。Si提高热锻后的锻件的强度、提高切削性、耐蚀性。为了获得这些特性，Si需要在0.05质量％以上，优选为0.2质量％以上。尤其，若含有2.5质量％的Si，更优选为2.7质量％以上，则能够具有更高的强度、优异的切削性、耐蚀性。另一方面，若含有超过4.5质量％的Si，则热锻中的变形阻力变高、热锻变形能力也变得较差，且耐蚀性、切削性也饱和。优选为4.3质量％以下，最优选3.9质量％以下。根据Si含量，所述Cu含量的优选范围也变动。Si含量在2.7质量％以上时，Cu含量优选为74.0质量％以上，另一方面，Si含量在4.3质量％以下时，Cu含量优选为83质量％以下，Si含量在3.9质量％以下时，Cu含量优选为80质量％以下。Cu、Si在优选组成范围内时，热锻时降低变形阻力的β、κ相所占的比例增加，锻造后的冷却中，大部分β相向α相或κ相相变，因此，耐蚀性、强度及切削性优异。

通过Cu-Zn-Pb合金，进而Cu-Zn-Pb-Si合金可达到本申请的最初目的，但需要更优异的耐蚀性、强度及切削性时，有效的是含有P、Sb、As、Al、Sn、Mg、Zr、B、Mn、Ni及Bi。Sn、Al提高流水中的耐蚀性。Mg提高耐晶界腐蚀。Si、Mn、Ni、Al及Sn提高强度、耐磨损性。在Cu-Zn-Pb合金中形成的β相有改善切削性的效果，含有Si、Sn及Al等的γ、κ、β、μ各相有改善强度、耐磨损性、耐蚀性及切削性的效果。尤其在后者中，由于这些添加元素优先分配于γ、κ等相，添加元素的浓度变高，γ、κ等相的性质、特性变得良好，因此能够改善耐磨损性、强度、耐蚀性和切削性。当原材料使用中空连续铸造棒时，Zr、P、B及Mg具有使晶粒成微细的效果，且降低热锻时的变形阻力、提高变形能力、成型性。尤其，共同添加Zr、P以及Mg时具有使晶粒显著微细化的效果，若P的含量多于Zr的含量，则该效果变得显著。此时，晶粒的大小成为300μm以下或200μm以下。含有Bi可提高切削性。

关于耐蚀性，当实施基于ISO-6509的脱锌腐蚀试验时，最大腐蚀深度为600μm以下，这是具有良好耐蚀性的最低限条件，优选为400μm以下，更优选200μm以下，进一步优选100μm以下，最优选50μm以下。若最大腐蚀深度在400μm或200μm以下，则成为实际应用上不存在问题的水平。关于强度，由于本申请中作为对象的是热锻件因此无法测定拉伸强度，但能够以硬度大体代用。硬度为维氏硬度，优选为70以上，更优选85以上，进一步优选95以上。由于能够通过本发明的近净形锻造成型为更薄壁的形状，因此若可获得110以上的较高的强度则为最佳。本发明合金中，维氏硬度95为相当于约400N/mm2的较高拉伸强度。由于耐磨损性依赖于硬度，因此，硬度指数越高耐磨损性变得越佳。

为了更有效地发挥以上的优异的耐蚀性、较高的强度、优异的耐磨损性、良好的切削性，需要各0.01～0.2质量％的As、Sb、P、Mg、0.01～1.5质量％的Sn、0.01～1.0质量％的Al、各0.1～4质量％的Mn、Ni、各0.001～0.04质量％的Zr、B及0.003～0.3质量％的Bi中的任一种以上，根据所要求的特性适当地选择性含有。若P、Sb、As、Al、Sn、Mg、Zr、Mn及Ni的含量超过上限，则这些诸多特性的效果均饱和，理所当然，锻造时的变形阻力变高，或变形能力变差，并且阻碍常温下的延展性。若Sb、As超过上限，则对人体带来恶劣影响。关于Bi，与Pb相同，切削性随着含量的增加而上升。但是，令人担忧的是Bi对人体带来恶劣影响，且为稀有金属，并且因Bi锻造时的变形能力、成型性下降。因此，考虑这些情况并根据切削性的必要程度决定Bi含量的上限。Bi的含量优选为0.2质量％以下，更优选为0.1质量％以下。

接着对其他杂质进行说明。由于铜合金的再利用性优异，且以较高的再利用率回收来进行再利用，因此再利用时混入其他铜合金。例如，切削加工时，因工具的磨损不可避免地混入Fe、Cr等。因此，关于在JIS等各种标准中被标准化为杂质的元素，将该杂质的标准也适用于本合金中。例如，在JISH3250的铜及铜合金棒中记载的快削性铜合金棒C3601中，将0.3质量％以下的Fe当作不可避免杂质。在ASTM B16的C36000及ASTM B124的C37700中，也将0.3质量％以下的Fe当作不可避免杂质。因此，在本发明的铜合金热锻件中，将0.3质量％以下的Fe当作不可避免杂质。

有关发明合金的热锻性、耐蚀性、切削性及强度，单纯以各元素的组成范围是并不充分的，重要的是与Cu、Zn、Pb、Si及选择性含有的元素的关系。即，重要的是组成系数(组成系数1、2及4)。

若总结组成系数，则能够由如下关系式表示。

59≤([Cu]+a1c1+a2c2+a3c3+a4c4+a5c5+a6c6+a7c7+a8c8+a9c9+a10c10+a11c11+a12c12+a13c13)≤64

a1为Pb的系数：0.5、c1为Pb的含量：质量％、a2为Si的系数：－4.5、c2为Si的含量：质量％、a3为Ni的系数：2.2、c3为Ni的含量：质量％，a4为Mn的系数：1.4、c4为Mn的含量：质量％、a5为As的系数：0.5、c5为As的含量：质量％，a6为Zr的系数：0.5、c6为Zr的含量：质量％、a7为B的系数：0.5、c7为B的含量：质量％、a8为Bi的系数：0.5、c8为Bi的含量：质量％、a9为Sb的系数：－1.2、c9为Sb的含量：质量％、a10为Sn的系数：－1.2、c10为Sn的含量：质量％、a11为Mg的系数－1.2、c11为Mg的含量：质量％、a12为Al的系数：－2.2、c12为Al的含量：质量％、a13为P的系数：－1.2、c13为P的含量：质量％。

组成系数在如下含量的范围内适用：在第一～四发明合金中含有的0.003～0.3质量％的Pb、第二～四发明合金中含有的0.05～4.5质量％的Si以及在第四发明合金中进一步选择性含有的0.01～0.3质量％的As、0.01～0.3质量％的Sb、0.01～0.3质量％的P、0.01～0.3质量％的Mg、0.01～1.5质量％的Sn、0.01～1.0质量％的Al、0.01～4.0质量％的Mn、0.01～4.0质量％的Ni、0.0005～0.05质量％的Zr、0.0005～0.05质量％的B及0.003～0.3质量％的Bi。各元素低于所述各浓度范围的下限值时，几乎不会影响组成系数，因此视为与不可避免杂质相等，在上述关系式中，将含量设为0质量％。

作为组成系数的另一记载方法，能够由第四组成系数表示，

由59≤([Cu]+0.5×[Pb]－4.5×[Si]+2.2×[Ni]+1.4×[Mn]+0.5×([As]+[Zr]+[B]+[Bi])－1.2×([Sb]+[Sn]+[Mg])－2.2×[Al]－3×[P])≤64表示。

各元素的含量例如Pb少于0.003质量％时、Si少于0.05质量％时、Ni少于0.01质量％时、Mn少于0.01质量％时、As少于0.01质量％时、Zr少于0.0005质量％时、B少于0.0005质量％时、Bi少于0.003质量％时、Sb少于0.01质量％时、Sn少于0.01质量％时、Mg少于0.01质量％时、Al少于0.01质量％时及P少于0.01质量％时，将该元素的含量设为0质量％。

组成系数将Cu以及各有效元素对锻造时的变形阻力、成型性、变形能力、金属组织、锻造后的金属组织、强度、延展性及耐蚀性的影响数学公式化，因此实验性求出各元素的系数。尤其组成系数与锻造时及锻造后的金属组织有较强关联。因此，各个元素满足各个预定组成范围，并且满足该组成系数的范围，由此可获得本申请的管状热锻件。

组成系数的下限59是为了确保锻件的成型性、强度、延展性及耐蚀性而所需的下限值。这是因为，若组成系数低于59，则锻造时的α相的面积率成为0％或不到3％，另一方面，锻造后的β相的面积率较高，或者α相所占的比例变得较低。为了改善金属组织并进一步提高这些特性，优选为60以上，最优选为61以上。

另一方面，若组成系数超过64，则锻造时的α相的面积率增加而热变形阻力增大，因此即使为管状锻造原材料，热变形阻力也变高，锻造时材料的流动性较差，因此有时无法成型为预定尺寸，变形能力变差且产生破裂。在功率较小的热锻设备中很难成型为近净形。组成系数优选为63.5以下。尤其，使用由连续铸造管制作的锻造原材料时，若锻造原材料的晶粒未微细化成300μm以下，则变形阻力变高、需要功率、成型性、变形能力较差，因此组成系数优选为63.5以下。为了获得较高的强度，组成系数为64以下，优选为63.5以下。若组成系数超过64，则切削上产生问题。

如上述，本发明合金中虽含有Fe等不可避免杂质，但若不可避免杂质在总计含量中不到1质量％，则不会对组成系数带来较大影响，因此无需将不可避免杂质列入计算组成系数的公式中。

接着，热锻温度(即即将锻造之前的锻造原材料的温度)为650℃以上且800℃以下。若低于650℃，则热变形阻力变低，很难用功率较小的热锻设备制造。优选为670℃以上。另一方面，若超过800℃，则α相所占的比例变少而晶粒粗大化、容易产生热锻破裂并且模具的寿命变短。优选为780℃以下。锻造后的冷却速度主要影响耐蚀性，优选对从结束时的材料温度至300℃，或者650℃至300℃的温度区域，以0.1℃/秒～60℃/秒的平均冷却速度进行冷却。

热锻时的金属组织成为用于实现本发明的课题的关键要点。即，关于Cu-Zn-Pb合金及Cu-Zn-Pb合金中含有例如Si的Cu-Zn-Pb-Si合金，在发明合金的组成范围内，在650～800℃的温度范围内出现的相主要为α相、β相这2相。α相的热变形阻力较高，β相的热变形阻力较低，因此热锻时需要增加β相所占的比例。另一方面，通过相变热锻时的β相主要相变为α相，但若热锻时β相所占的比例过多，则残留在锻件的β相较多。若锻件中存在的β相较多，则耐蚀性、延展性变差，因此需要较少的β相，优选设定锻造时存在的β相的上限或α相的下限。若Si浓度超过1.5质量％，则出现κ、γ、μ相，若Si的含量进一步增加，则有时还出现ζ相、Χ相等。若在Cu-Zn-Pb合金中含有0.4质量％以上的Sn或者0.7质量％以上的Al，则有时出现γ相。

由温度以及主要是这些相的比例或者组成系数决定热变形阻力和锻造时的材料的流动性。若将α相的热变形阻力设为100，则本发明的铜合金中几乎不依赖于组成，β相为约20，γ相、κ相、ζ相及Χ相为约30，主要通过α相所占的比例决定热变形阻力。但是，热变形阻力不是单纯由α相比例来决定，若将α单相合金的热变形阻力设为100，则在α相的面积率为0～70％时，α相所占的比例为Y％的Cu-Zn-Pb合金的热变形阻力大概能够由2000/(100－Y)表示。即，α相所占的比例为0％时热变形阻力为20，同样地，α相的面积率为10％时为22，α相的面积率为25％时为27，α相的面积率为40％时为33，α相的面积率为50％时为40，只不过表示变形阻力最低的α相的面积率0％时的约2倍的热变形阻力。然而，α相比为60％时，2000/(100－Y)的值为50，α相比为65％时同样为57，尤其以α相比60％时为边界，热变形阻力急剧变高，达到在锻造机的功率方面无法容许的水平。由此，α相在即将热锻之前的锻造原材料的金属组织中所占的面积率为3～60％，进而将热锻原材料加热成标准的热锻温度720℃时的α相的面积率优选为3～60％。

若α相的面积率少于3％，即β相、γ相、κ相、ζ相及Χ相的总计所占的比例成为97％以上，则热锻时，晶粒粗大化、变得容易产生锻造破裂。锻造后的金属组织中α相的面积率变少、延展性、耐蚀性变差。若α相的面积率超过60％，则如所述热变形阻力变高，无法成型为近净形，需要功率较大的热锻设备，很难成型本发明中作为对象的厚度偏差度例如为10～30％的锻造原材料。热锻时或者将锻造原材料加热为720℃时α相所占的比例需要在3％以上，优选为10％以上，若考虑锻造后的锻件的耐蚀性、延展性，则热锻时的α相的面积率越大则越佳，优选为25％以上，进一步优选35％以上。另一方面，从锻造机的功率、成型性观点来看，热锻时或者将锻造原材料加热为720℃时的α相的面积率在60％以下，优选为55％以下，进一步优选50％以下。若将管状锻件再加热为720℃并且快速冷却来确认金属组织，则能够再现以720℃热锻时的相组织。晶粒的大小超过300μm的连续铸造管的情况，成型性变差，并且变形阻力也变得稍微高，因此热锻时或将锻造原材料加热为720℃时的α相的面积率优选为50％以下。

锻造后的金属组织中，存在的相根据所含有的元素及该元素的含量而不同，但在本发明锻件的组成范围内的合金中，α相基体中有时存在β相、γ相，含有Si1.5质量％以上，尤其含有Si2.5质量％以上的Cu-Zn-Pb-Si合金的情况，有时存在β、γ、κ、及μ等相。若在锻件中β相、γ相这二相的总计面积率或者β相、γ相、μ相这三相的总计面积率超过25％，则在耐蚀性、延展性上产生问题。所述总计的面积优选为15％以下，进一步优选10％以下。另一方面，为了使热锻件的延展性变得良好，含有Si2.5质量％以上的合金的情况，α相的面积率在30％以上，含有Si2.5质量％以上的合金以外的情况，α相的面积率在75％以上，优选为90％以上。另外，含有Si2.5质量％以上的Cu-Zn-Pb-Si合金的情况，κ相具备与α相相同的延展性、耐蚀性，因此α相与κ相的总计面积率优选为85％以上，若为最优选90％以上，则显示尤其优异的耐蚀性与良好的延展性。如以上，从金属组织方面考虑时，锻造时的成型性及锻造性与锻件的耐蚀性及延展性为相反的内容，且由于组成系数与金属组织联动因此是非常重要的。

对于含有1.5～5质量％的Si的Cu-Zn-Pb-Si合金中形成的α、κ、γ、β及μ各相，根据对含有3质量％的Si的Cu-Zn-Si-Zn合金，使用X射线显微分析仪的定量分析结果，能够将在本发明的Cu-Zn-Pb-Si合金中含有2.5质量％至3.9质量％的Si的第三发明合金的情况及以第三发明合金为基础的第四发明合金的情况，定义为如下。

基体的α相中，Cu：73～81质量％、Si：1.5～3.2质量％且剩余部分由Zn及其他添加元素构成。

(典型的组成：76Cu-2.4Si-剩余Zn)

作为必须相的κ相中，Cu：73～80质量％、Si：3.3～4.7质量％且剩余部分由Zn及其他添加元素构成。

(典型的组成：76Cu-3.9Si-剩余Zn)

γ相中，Cu：66～75质量％、Si：4.8～7.2质量％且剩余部分由Zn及其他添加元素构成。

(典型的组成：72Cu-6.0Si-剩余Zn)

β相中，Cu：63～74质量％、Si：1.8～4.7质量％且剩余部分由Zn及其他添加元素构成。

(典型的组成：69Cu-2.4Si-剩余Zn)

μ相中，Cu：76～89质量％、Si：7.3～11质量％且剩余部分由Zn及其他添加元素构成。

(典型的组成：83Cu-9.0Si-剩余Zn)

其中，典型的组成是指含有3质量％的Si的Cu-Zn-Pb-Si合金的情况。

由此，μ相与α、κ、γ、β相在Si浓度上有区别，γ相与α、κ、β、μ相在Si浓度上有区别。μ相与γ相的Si含量接近，但能够在Cu浓度中以76质量％为界来区分。β相与γ相在Si浓度上有区别，与α、κ、μ相在Cu浓度上有区别。α相与κ相接近，但以Si浓度3.25质量％或者3.2～3.3质量％为边界来加以区别。用EBSD检查晶体结构的结果，α相为fcc，β相为bcc，γ相为bcc，κ相为hcp，所以能够加以区别。κ相的晶体结构虽为hcp，但在α相存在30％以上的基础上具有良好的延展性。

关于所述热锻用的原材料形状进行叙述。

锻造原材料为管状，通过热挤压、连续铸造或热轧制作。通过热挤压制作时，暂且制作圆柱状铸块，切断成预定长度之后，通过热锻而挤压加工成管状来进行制作，因此需要铸造与挤压这二个工序。另一方面，通过连续铸造制作的管状棒材可通过连续铸造这一个工序制作，省略一个工序。但是，通过热挤压制作的锻造原材料经过热塑性加工，因此晶粒较细，热锻时的成型性、变形能力和耐蚀性优异。另一方面，通过连续铸造程序制作的锻造原材料通常来讲，其晶粒粗大，例如粗视宏观组织的晶粒大小为500μm以上，因此成型性和变形能力较差。本发明的情况，由于使用管状原材料，因此在热锻中不需要较大的变形，因此以连续铸造棒管也能应对，但根据情况，有时要求局部的较大变形和细微成型、变形，优选较细的晶粒。通过热锻，铸件的金属组织被破坏且晶粒变细，但是若存在在热锻时一部分不易变形的部位、及加工度较低的部位，则与铸件的金属组织残留的或者加工度较高的部位相比晶粒较大，因此强度变低且耐蚀性变差。将锻造原材料设为连续铸造管(中空连续铸造棒)时，优选在锻造阶段中宏观组织的晶粒变细为300μm以下，进一步更优选变细为200μm以下。通过使晶粒的大小为较细，能够改善锻造时的变形能力、成型性、局部强度下降及耐蚀性下降。如所述，若在Cu-Zn-Pb合金中，含有Zr、B、Mg，尤其同时含有Zr与P，则连续铸造管的晶粒变细至300μm以下或200μm以下，因此较佳。

热锻中，基本上对锻造原材料进行压缩变形是主体，但通过对截面的一部分附加相当于后方挤压的应力、或者对中空锻造原材料附加相当于扩张的应力，从而向长边方向伸展且扩张而被成型。本申请所要求的锻件与其原材料具有密切关系。

作为目的的管状热锻件中，若将(平均内径)/(平均外径)设为A，则0.4≤A≤0.92，即(平均壁厚)/(平均外径)为0.04以上且0.3以下。即，若将热锻件的平均内径设为DI、平均外径设为DO、平均壁厚设为T，则0.4≤DI/DO≤0.92，或者0.04≤T/DO≤0.3。另外，所述热锻件中，平均壁厚T为3mm以上且15mm以下，若将(管轴方向长度)/(平均壁厚)设为B，则1≤B≤10，相对于作为目的的尺寸、形状，尺寸公差在±2％以内，精度良好，且被精加工成近净形。其中，锻件的长度是相当于原管状锻造原材料的长度(管轴方向的长度)的部分。并且，最佳近净形是指，除热锻后的锻件中必要的螺纹切削、以锻造无法完成的成型、开孔、及用于确保尺寸精度或表面状态的切削之外的近似于所要求形状的形状。热锻件为外周部复杂的形状，外周部附加有突起物等，虽然不是简单的形状，但从锻造的模具图面等计算平均外径(平均的外侧直径)、平均内径(平均的内侧直径)及平均壁厚并不是很难的。平均外径如下求出。求出包含锻件的空心部分的状态下的体积(能够以埋没空心部分的状态将锻件沉浸在水中来求出)，求出的体积除以锻件的长边方向的长度(高度)来计算平均截面积，将面积与其截面积相等的真圆半径设为该锻件的平均外径即可。平均内径也由空心部分的容积同样地求出即可。从附图等当然能够求出平均外径、平均内径。DO＝DI+2T，因此可导出0.04≤T/DO≤0.3的关系。热锻件的(平均内径)/(平均外径)的值越大，孔部所占的比例就越大，若(平均内径)/(平均外径)的值为0.4以上，则使用管状铸造原材料的效果变大。当然，若(平均内径)/(平均外径)的值优选在0.5以上，进一步为0.6以上的锻件，则效果进一步变大。热锻件的(平均内径)/(平均外径)的值越大越有效果，但存在成型性的问题，因此上限为0.92。另外，本申请中作为对象的锻件的平均壁厚在3mm以上，优选为3.5mm以上，进一步优选4.0mm以上，且在15mm以下，优选为13mm以下，虽然还取决于长度的关系，但更优选为11mm以下。根据作为锻件的目的的水表的上盖或联轴器等的形状，(管轴方向长度)/(平均壁厚)：B将1以上作为对象，2以上为较佳，2.5以上为更佳。上限在10以下，但优选为8以下，更优选6以下。

为了成品率较好地成型管状热锻件，在管状锻造用原材料中，(平均内径)/(平均外径)：A必须在0.3以上且0.88以下，(管轴方向长度)/(平均壁厚)：B必须在0.8以上且12以下。为了使作为目的的热锻件的(平均内径)/(平均外径)：A为0.4以上，在空心锻造用原材料中，A需要为0.3以上。若A超过0.88，则成型性上产生问题。另一方面，关于B，若小于0.8，则切断原材料时，例如通过一般锯进行切断时，发生较多切屑、损失增大，虽然还取决于锻造形状，但需要较大的功率。但是，若采用剪切切断等不产生切屑的切断方法，则损失问题消失。B优选在1以上，进一步优选1.2以上，最优选1.5以上。另一方面，若B超过12，则切断时的损失减少，但热锻铜合金开始压曲，产生成型性的问题。B优选在10以下，进一步优选8以下，A、B值根据热锻件的形状适当决定。通常，自由锻造时，若B值超过3则压曲，优选为2.5以下为较佳，但是若使用本发明的管状原材料，则B值能够容许至约12。壁厚不到3mm的原材料不管是由连续铸造管，还是热挤压管制作，制造时耗费成本，热锻时容易变形和压曲，无法成型为预定形状。另一方面，若壁厚超过25mm，则热锻时的功率变得过大，虽然还取决于最终锻件的形状，但切断原材料时损失过多。锻造原材料的外形大概为圆形，但可为例如六角形，取决于作为目的的锻造形状。

另外，锻造原材料不管是连续铸造管、还是热挤压管，截面并不是均匀的同心圆，多少有些厚度偏差。即使存在厚度偏差，作为目的的管状热锻件必须尺寸精度良好地成型为预定形状，并且成品率良好。厚度偏差度C定义为与锻造原材料的管轴方向垂直的截面中的((1－(最小壁厚/最大壁厚))×100)％，实验性地求出，若为具有如所述组成的材料，且在管轴方向的任意部位的C％在30％以下，则能够成品率良好，成型为尺寸公差在±2％以内，且成型为预定的近净形。

通常，铜和锌的合金若加热，则会热膨胀，例如，若从20℃加热为700℃，则膨胀约1.5％，包括模具的热膨胀、热锻温度或模具温度的误差在内，热锻件的尺寸精度在预定尺寸为50mm时容许±2％，±1％以内为良好。其中，预定的形状是以厚度偏差度C为0％时的各部分的尺寸为基准，或以考虑设计模具时的材料收缩等的尺寸为基准，相对于该尺寸，在±2％以内、或对于10mm以内的热锻件，在±0.2mm以内的尺寸则设为“良好”，相对于该尺寸，在±1％以内、或对于10mm以内的热锻件，在±0.1mm以内的尺寸则设为“优异”。若要获得优异的成型性，优选厚度偏差度C在15％以内。另外，对于B超过6.25的热锻件，若要成型为预定尺寸，需要满足C≤75×1/B^1/2，优选满足C≤50×1/B^1/2。即，若B值变大且厚度偏差度C变大，则成型时材料无法充分流动，所以发生成型性的问题。

[实施例]

使用上述的第一发明合金～第四发明合金及比较用组成的铜合金制作铜合金热锻件。表1表示制作铜合金热锻件的合金的组成。

[表1]

准备配合成表1的各合金组成的直径240mm的铸块。对铸块进行端面切削来使直径为200mm，对加热为720℃的铸块进行热挤压来获得外径为72.5mm、壁厚为8.25mm的挤压管和外径为76.5mm、壁厚为15mm的挤压管。同样，通过连续铸造准备外径为72.5mm、壁厚为8.25mm的连续铸造管和外径为76.5mm、壁厚为15mm的连续铸造管。对于外径为76.5mm、壁厚为15mm的挤压管、连续铸造管，为了调查厚度偏差等的影响，通过切削成型成外径为72.5mm、壁厚为8.25mm的预定形状。为了调查模具的影响，准备外径为72.5mm、壁厚为23.0mm的连续铸造管。

因此，锻造原材料的(平均内径)/(平均外径)：A为约0.77，(管轴方向长度)/(平均壁厚)：B为约2.7(详细后述)。

作为比较材，以一部分合金将直径为240mm的铸块加热为720℃，由热挤压准备外径为40mm的实心棒材(不是管)。

作为比较例，将直径为240mm的圆柱状铸块热挤压成外径为40mm。该原材料是棒状而不是管状或环状。

图1中示出作为热锻时的目标的锻件的形状。锻件为管状，将下侧的外径设为a、上侧的外径设为c、下侧的内径设为j、上侧的内径设为k、管轴方向长度设为i、作为内径k的部分的管轴方向长度的部分长度1设为i1、作为内径j的部分的管轴方向长度的部分长度2设为i2。

根据图1，平均外径a、c为77mm，平均内径为约64.8mm、平均壁厚为约6.1mm、管轴方向长度i为25mm，锻件的(平均内径)/(平均外径)：A为约0.84，(管轴方向长度)/(平均壁厚)：B为约4.1。

若包含所要求的机械加工精加工部分则重量成为约289g(根据准备的合金，密度稍微不同，为283g～291g，并且密度为约8.3～8.55g/cm3)时为无浪费的理想锻件。若通过一次热锻，相对于目标重量289g在+10％以内的锻件，则可以说已热锻成型为接近理想的近净形。锻造通过压缩与后方挤压来实施，使用使产品内径56mm的面成为下表面且产品内径70mm的面成为上表面的模具。

为了确认是否可以进行符合实际产品的切削加工，如图2所示，在锻件内径70mm侧还实施72mm的内径精切削，以及在锻件内径56mm侧还实施内径58mm的内径精切削。

在锻件的评价中，对于金属组织、硬度、“ISO6509”的脱锌腐蚀试验、钻头切削试验按如下进行。

<金属组织>

观察下面三种试料的金属组织。

(1)热锻后空冷的试料

(2)将锻造原材料加热为热锻用的预定温度并保持1分钟后，不进行锻造而快速水冷的试料

(3)将热锻件加热为约720℃并保持1分钟后快速水冷的试料

对于所有试料，都通过从管轴方向的端面向内侧进入5mm以上，且从外周面距离壁厚的1/4的位置的垂直于管轴方向的截面观察金属组织。热锻件中，在变形量较少的厚壁部分进行观察。对于金属组织，对试料的切断面进行研磨，用过氧化氢和氨水的混合液来蚀刻，并通过图像分析来测定α相、β相、κ相、γ相及μ相的面积率(％)。通过图像处理软件“WinROOF”(商品名)将200倍或500倍的光学显微镜组织二值化，由此求出各相的面积率。以三个视场进行面积率的测定，将其平均值作为各相的相比率。

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

上述(1)的数据记载于后述的表3等的“锻件的各相的面积率”栏内，(2)的数据记载于“锻造之前的α相的面积率”栏内，(3)的数据记载于“720℃α相”栏内。

<硬度>

测定所述热锻件、锻造原材料的截面的维氏硬度(荷载9.8N)。

<“ISO6509”的脱锌腐蚀试验>

在“ISO6509”的脱锌腐蚀试验中，以暴露的试料表面相对于所述热锻的流动方向呈直角或相对于原材料的长边方向呈直角的方式，将从各热锻件中抽样的试料埋入苯酚树脂材中，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。

将如此获得的被腐蚀试验试料浸渍于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)。为了检查耐蚀性，根据ISO6509规定的试验方法进行耐脱锌腐蚀性试验。

以暴露的表面相对于热锻的流动方向或原料的长边方向呈直角的方式，将试料再次埋入苯酚树脂材料中，接着切断试料以获得最长的切断部。接着研磨试料并使用100倍至500倍的金属显微镜，在显微镜的视场中十处观察腐蚀深度。将最深的腐蚀点设为最大脱锌腐蚀深度。根据该方法进行试验时，若最大腐蚀深度为400μm以下，则为良好，因此最大腐蚀深度在100μm以下，则耐蚀性优异，若最大腐蚀深度在600μm以下，则“可实际应用”，超过600μm时，为“实际应用时耐蚀性存在问题”。

<钻头切削试验>

在钻床使用φ3.0mm高速钢制JIS标准钻头，对相当于锻件下部的内径56mm(在产品尺寸测定位置上相当于h的部位)的深处部分，以转速1250rpm、进给速度0.17mm/rev.进行深度8.0mm的钻孔加工，且进行干式切削。钻孔加工时，用AST式工具动力仪在圆周方向、轴向上对电压变化进行抽样，并计算钻孔加工时的转矩/推力。在各样品中进行4次测定并采用其平均值，将由60质量％Cu-3质量％Pb-0.2质量％Fe-0.2质量％Sn-剩余部分Zn构成的市售的快削黄铜棒C3604设为100来进行相对评价。切削指数越高具有的切削性越良好。

即，如下求出切削指数。

试料的钻孔试验结果的指数(切削指数)＝(转矩指数+推力指数)/2

试料的转矩指数(％)＝(C3604的转矩/试料的转矩)×100

试料的推力指数(％)＝(C3604的推力/试料的推力)×100

如下改变热锻条件来评价成型性等。

<锻造原材料形状的影响>

作为锻造原材料为管状的本发明的比较例，将通过热挤压获得的棒材(φ40)立置(使棒材的轴向呈铅垂方向)及横置(使棒材的轴向呈水平方向)，并通过热锻冲压能力150吨满功率进行锻造。即将锻造之前的温度(热锻温度)以720℃为目标管理在±10℃范围内并保持1分钟。锻造原材料的加热通过煤气灶直接加热，并在通过放射温度仪确认加热为预定温度范围内之后进行锻造。

在图3A及图3B中示出使用于棒状锻造原材料及管状锻造原材料的模具的概略图。图3A是通过棒状锻造原材料用模具来锻造棒状锻造原材料时的截面的概略图，在图面中央的对称轴的左右表示锻造前与锻造后。图3B是通过管状锻造原材料用模具来锻造管状锻造原材料时的截面的概略图，在图面中央的对称轴的左右表示锻造前与锻造后。

管状锻造原材料用模具通过安装凸台，能够使得锻件中无内毛刺或使内毛刺较少地进行锻造。由此，能够锻造为近净形，还能够减轻锻造后的切削负载。但是，由棒材进行锻造时，由于无法空心化，因此不可避免产生内毛刺，所以需要在产品重量上加上内毛刺部分的重量的原材料重量。为了减少内毛刺的重量，需要进一步提高锻造荷载，还有可能受到设备上的制约。

图4A中示出由棒状锻造原材料锻造时的锻件的截面形状，图4B中示出由管状锻造原材料锻造时的锻件的截面形状。

如上述，由棒材锻造时，不可避免产生内毛刺，但还有热锻机的冲压能力150吨的制约，需要从目标锻造形状赋予较多切削余量，除此以外还必须对角部赋予必要以上的R。

表2中示出使用棒状锻造原材料的结果。

[表2]

<评价方法>

成型性的评价以产品各部分的有无缺壁即考虑设计模具时材料的收缩等的外表面的尺寸为基准来判断。相对该尺寸，若超过±2％则设为“×”，若在±2％以内则设为“△”，若为±1％以内的尺寸则设为“○”，需要至少在△以上。

对于切削的切削状况以如下三个阶段进行评价：将切屑也被切断、切削阻力也较低、产品表面上未确认到缺陷能够毫无问题地进行切削的状态设为“○”；将切屑连续、或者切削阻力稍微高、在批量生产切削时工具寿命下降这一点多少有些担忧，但批量生产时能够进行切削，另外产品性质形状无问题的设为“△”；切屑较厚且完全未被切断而对产品表面带来瑕疵、或者缠绕于工具上、或者产品表面产生挤裂之类的缺陷而无法获得良好的表面状态的，和切削时工具磨耗的设为“×”。

能够成型为预定尺寸时所需重量在使用合金No.1、4、6、7时，立置时均为约480g、横置时均为约510g。若为低于该重量的重量，则在内径φ70侧的端面产生缺壁。当以合金No.4且横置时，将锻造时的功率提高为500吨来实施，但能够以约450g成型，通过将锻造荷载提高至500吨来减少约60g原材料。

将约510g的原材料横置并进行锻造后以各合金进行抽样，并实施切削加工以成为图2的最终产品。如还可从由图4A及图4B的棒材制造的锻件的截面形状可知，由于被赋予了内毛刺与内径部分的余量的切削余量，因此通过冲压机冲压内毛刺，并且通过粗切削加工进一步切除内径部分之后，实施精加工。该精切削加工相当于由在表11～表13中后述的用本发明合金能得到的锻件的切削。即，本发明的热锻件中，使用棒材原材料时不需要必要的粗切削加工。合金No.4、7，其后述的切削指数也良好，粗切削加工时也无问题且精切削也良好。合金No.1、6，其后述的切削指数为“可”，粗切削加工时厚度较厚的切屑连续且粗切削的加工量较多，因此切屑缠绕于工具上而发生故障，易判断为实际生产时不可切削的状态。精切削时虽存在切屑连续的倾向，但切削加工量较少，因此切屑不会缠绕于工具，所以产品自身没有问题。

<锻造荷载的影响>

参考表3对锻造荷载的影响进行说明。

[表3]

使外径为76.5mm、壁厚为15mm的挤压管、连续铸造管通过机械加工成为外径为72.5mm、壁厚为8.25mm、厚度偏差度为0％的形状，变更锻造时的荷载来评价成型性。锻造原材料设为长度22mm、重量约311g。

使用热锻冲压能力500吨的锻造机，将冲压荷载限制为冲压能力的5、10、15、20、25％(若换算为荷载，则为25吨、50吨、75吨、100吨、125吨)来实施锻造。成型性的评价以产品各部分有无缺壁、灰雾、有无凹凸等表面缺陷(虽然抽象，但其指在锻件产生的表面缺陷)及厚度偏差度C为0％时的产品各部分的尺寸为基准，相对于该尺寸，若超过±2％则设为“×”，若在±2％以内则设为“△”，若为±1％以内的尺寸则设为“○”，需要至少在△以上。

所有合金No.的发明合金在其锻造荷载在50吨以下时均无法充分成型，但所有发明合金都能够以100吨以下的荷载成型。因此，能够将锻造荷载从由上述的棒材锻造时的最小锻造荷载150吨(参考表2)减轻至2/3。

<锻造原材料重量的影响>

参考表4对锻造原材料重量的影响进行说明。

[表4]

改变锻造原材料的长度即重量来进行实验。原材料重量设为约325g(长度23mm)、约311g(长度22mm)及约297g(长度21mm)这三个等级。锻造之前的温度以720℃为标准。成型性以产品各部分有无缺壁、灰雾、有无凹凸等表面缺陷及厚度偏差度C为0％时的产品各部分的尺寸为基准，相对于该尺寸，若超过±2％则设为“×”，若在±2％以内则设为“△”，若为±1％以内的尺寸则设为“○”，需要至少在△以上。锻造时读取冲压荷载，将以130吨以下成型的设为“△”，以110吨以下成型的设为“○”，以90吨以下的非常小的功率成型的设为“◎”。

原材料重量约325g、约311g时成型性良好。若成为约297g，则产品尺寸处于△水平，但几乎没有发生外毛刺，因此也可认为是能够成型的原材料重量的下限。因此，能够从作为比较用而实施的将原材料横置来锻造时的最小原材料重量约510g减轻约40％的原材料重量。该倾向均适合合金No.1～7，确认到良好的成型性。能够以较小的功率成型。锻造荷载受热锻时的α相的面积率和组成系数影响，显示出α相的面积率越小、组成系数越小则能够以越小的功率锻造的倾向。

<厚度偏差的影响>

参考表5及表6对锻造原材料的厚度偏差的影响进行说明。

[表5]

[表6]

将外径为76.5mm、壁厚为15mm的挤压管及连续铸造管通过切削加工，准备外径为72.5mm、内径为56mm的有目的地使厚度有偏差的试料，通过热锻冲压能力150吨的锻造机进行锻造。将锻造原材料的长度设为22mm、重量设为约311g。311g与锻造原材料为棒材时能够锻造为预定尺寸的重量约510g相比成为约60％。

热锻时读取冲压荷载，将以130吨以下成型的设为“△”，以110吨以下成型的设为“○”，以90吨以下的非常小的功率成型的设为“◎”。

关于锻造原材料的厚度偏差度，由于在管轴方向上几乎没有厚度偏差，因此在锻造原材料的端面进行。在锻造原材料的圆周方向的八个方向上，即对从锻件的中心观察时以22.5°的间隔对置的壁厚进行测定。通过公式((1－(最小壁厚/最大壁厚))×100)％进行计算。

在锻件的圆周方向的八个方向上，即从锻件的中心观察时以22.5°的间隔对图1所示的六个部位(a、c、h、i、j及k)的尺寸进行测定，并由测定值如下评价成型性。

通过与厚度偏差度为0％时的锻件的比较来进行评价。成型性以厚度偏差度C为0％时的各部分的尺寸为基准，相对于该尺寸，若超过±2％则设为“×”，若在±2％以内则设为“△”，若为±1％以内的尺寸则设为“○”，需要至少在△以上。

关于锻造时的荷载，各合金中厚度偏差对锻造荷载的影响几乎未被确认到，受锻造时的α相的面积率或组成系数的影响较大。在锻件的尺寸测定部位中，若厚度偏差度成为40％，则在h部尺寸波动超过2％，但其他的各部分不受厚度偏差的影响。因此，在合金No.1～7中，若厚度偏差度在30％以下，则能够以预定精度锻造。得知为了获得更高的尺寸精度，厚度偏差度需要在约15％以下。未含有Si的合金No.5中，晶粒的大小粗化为1000μm，所以受到晶粒的影响，厚度偏差度需要在10％以下，但是含有少量Si的合金No.2中，即使厚度偏差度为20％也可获得尺寸精度较高的锻件。合金No.1～7的锻造荷载受热锻时的α相的面积率、组成系数的影响，显示出α相的面积率越小、或者组成系数越小，则能够以越小的功率锻造的倾向。在锻造荷载中，合金No.5中，锻造原材料的晶粒的大小粗化为1000μm，所以认为其受到晶粒的影响。

<锻造温度的影响>

参考表7对锻造温度的影响进行说明。

[表7]

以锻造温度脱离适当的温度范围即650～800℃的约620℃和约820℃进行。成型性以产品各部分有无缺壁、灰雾、有无凹凸等表面缺陷及厚度偏差度C为0％时的产品各部分的尺寸为基准，相对于该尺寸，若超过±2％则设为“×”，若在±2％以内则设为“△”，若为±1％以内的尺寸则设为“○”，需要至少在△以上。锻造时读取冲压荷载，将成型时需要130吨以上的设为“×”，以130吨以下成型的设为“△”，以110吨以下成型的设为“○”，以90吨以下的非常小的功率成型的设为“◎”。

锻造温度为约620℃时，合金No.2、3、4、5中，锻造荷载均评价为“×”，成型性也均评价为“×”或“△”。

锻造温度为约800℃时，合金No.2、3、4、5中，锻造荷载均评价为“◎”，但成型性均评价为“×”。

这样，若锻造温度脱离650～800℃，则无法良好地进行锻造。

<模具的形状及原材料的影响>

在如上述的各试验中，使用以图1所示的形状的锻件为目标的模具(将该模具称为适当基准模具)来进行，但却使用作为目标的锻件的形状与基准模具不同的八种模具(模具1～模具8)，调查影响锻造成型性的模具的尺寸要素，针对模具8使用改变尺寸的三种原材料来调查原材料的尺寸要素。

表8中示出各模具作为目标的锻件的尺寸。表8中各符号的a、c、k、i、i1、i2、j表示图1中的各部位。表9中示出使用于各模具的试料(原材料)的尺寸。

[表8]

[表9]

*1 75×1/(管轴方向长度/平均壁厚)^1/2

以模具1～5试验的试料是以与调查由图1的基准模具锻造的成型性、荷载、诸多特性的试料相同的实际机器制作的试料，长度有所改变。关于在模具8的试验中使用的试料，通过车床将在图1的基准模具中使用的试料的外径精加工为预定尺寸。在模具6、7中使用的试料由外径为72.5mm、壁厚为23.0mm的连续铸造管通过车削将其内径精加工为预定尺寸。各试料中使用合金No.1、2、4、6、7的合金。

表10中示出各试验中的锻造温度、成型性及厚度偏差度。

[表10]

成型性的评价以产品各部分有无缺壁、灰雾、有无凹凸等表面缺陷及考虑设计模具时的材料的收缩等的外表面的尺寸为基准来判断。相对于该尺寸，若超过±2％则设为“×”，如在±2％以内则设为“△”，若为±1％以内的尺寸则设为“○”，需要至少在△以上。

若锻件的长度/平均厚度(L/T)超过10，则所有锻件都是成型不良(模具1)，若成为约7.8，则所有试料其成型性良好(模具2)。相反，若L/T成为约1.00，则对于成型性，厚度偏差稍大的合金No.6不及格，而其他合金成为△，能够容许(模具3)。原材料的长度变短(此时使用的原材料的长度为12.4mm)，若关于切断例如通过刀刃的厚度为3mm(管原材料的切断中通常是该厚度)的锯切断进行，则切屑的比例相对于原材料的长度变多，成品率较差(模具3)。若锻件的L/T成为约1.3、1.6，则成型性变得良好，还可改善成品率(模具4、5)。

若原材料的平均内径/平均外径低于0.4，则成为近净形效果减弱的形状，成型性较差(模具6、7)。若超过0.4，则可改善成型性。

对模具8调查原材料的管轴方向长度/平均壁厚的影响。若管轴方向长度/平均壁厚超过12，则产生被认为均因压曲引起的成型不良(试料No.M81)。即使管轴方向长度/平均壁厚为8.5，也由于未满足厚度偏差度另一限制条件：厚度偏差度≤75×1/(管轴方向长度/平均壁厚)^1/2，因此，厚度偏差度较大的试料产生成型不良(试料No.M82)，若管轴方向长度/平均壁厚成为6.4，则均显示出良好的成型性(试料No.M83)。

<使用通过实际生产设备制造的原材料进行锻件评价>

使用通过实际生产设备制造的热挤压管及连续铸造管，评价锻造性、诸多特性。使用从公称外径为72.5mm、壁厚为8.25mm的热挤压管及连续铸造管切出的锻造原材料，通过热锻冲压能力500吨的锻造机来锻造。各组成均任意抽样两个样本，因此厚度偏差度理所当然是不同的，真圆度也根据各个原材料而稍微不同，但将锻造原材料的重量设为约311g。关于热锻后的冷却速度，以4℃/秒的平均冷却速度对从锻造结束时的锻件的温度至300℃的温度区域进行冷却。

若由JIS中规定的挤压管的壁厚的容许差计算厚度偏差度的容许差，则可容许至14.8％的厚度偏差度。实际制造工序的挤压管中有如下倾向：在挤压材的头部(前头)侧厚度偏差度较差，越接近尾部厚度偏差变得越良好。头侧的厚度偏差度还受材质/尺寸/挤压条件的影响，有时还超过30％，通常来讲，该部分在切断产品时被处理而不会被产品化。虽然连续铸造管的厚度偏差度受碳制模型的加工精度的影响，但还受由经长时间铸造引起的模型损耗的影响，由卧式模具铸造时，在上下表面随凝固的收缩量不同。厚度偏差度至多为20％左右。以厚度偏差度成为两种的方式，从实际制造工序中任意抽样锻造原材料，并且确认其厚度偏差度之后进行锻造。

热锻时读取冲压荷载，将成型时需要130吨以上的设为“×”，以130吨以下成型的设为“△”，以110吨以下成型的设为“○”，以90吨以下的非常小的功率成型的设为“◎”。

成型性评价以产品各部分有无缺壁、灰雾、有无凹凸等表面缺陷及厚度偏差度C％为0％时的产品各部分的尺寸为基准，相对于该尺寸，若超过±2％则设为“×”，若在±2％以内则设为“△”，若为±1％以内的尺寸则设为“○”，需要至少在△以上。

表11、表12及表13表示使用合金No.1～7、21～33、101～114通过实际生产设备制造的锻件的特性。对各个试验附加批量生产试验No.。

[表11]

[表12]

[表13]

首先，对成型性与锻造后的特性进行叙述。

观察未含有Si的合金No.1、5、21、22、101、102、107，即使将Pb量变动至发明合金的组成范围的上下限附近(合金No.21、22)，对锻造时的成型性也无影响，只是切削性只会稍微上升或下降。若Cu量低于发明合金的组成范围的下限(合金No.102)，则锻造时的α相的面积率成为0％左右，产生较大皱折或破裂，成型性下降，但是在锻造荷载方面能够以低荷载进行锻造。并且，耐蚀性也显著变差。若组成系数超过发明合金的范围的上限64(合金No.101)，则锻造时的α相的面积率超过80％，即使提高锻造荷载也不会成型至预定尺寸。

由于β相随Cu量的减少或组成系数的减少而增加，因此锻造后的硬度有随Cu量的减少或组成系数的减少而增加的倾向。相反，若组成系数超过64，则硬度下降。同时，基于挤压管与连续铸造管的组织差也成为硬度差的一种原因(合金No.5、21)。耐蚀性主要依赖锻件的β相的面积率，合金No.102在ISO6509中超过600μm。

若观察相当于未含有Si的第四发明合金的合金No.3、6、21、23与比较用合金104，即使在第四发明合金的组成范围内使添加元素变动(合金No.3、6、21、23)，对成型性也无影响。并且，对硬度的影响也较小。由于通过添加Sn生成γ相从而硬度指数变高、随此改善耐蚀性/切削性/耐磨损性。

但是，若组成系数脱离59以上且64以下的范围(合金No.104)，则成型性显著受阻且硬度较低。

观察相当于含有少量Si的第二、第四发明合金的合金No.2、24、33与比较用合金No.103、108、111、113，锻造荷载和成型性良好且硬度指数较高(合金No.2、24)。即使Cu超过60质量％，若不满足组成系数，则成型性较差(合金No.103)。若Pb量稍微低于发明合金的组成范围，则切削性变差(合金No.2、108)。关于合金No.33，虽然组成系数、锻造时α相所占的比例在本申请范围的上限附近，但在实际应用时能够同时实现锻造荷载、成型性、切削。另一方面，关于比较合金No.113，组成系数在本申请的范围内，但锻造时α相所占的比例稍微超过60％，因此很难在实际应用中同时实现锻造荷载、切削。由此可知，组成系数64、锻造时所占的α相比例60％是在锻造荷载、成型性、切削方面关键的数值。

观察Cu为73质量％以上且Si浓度较高的第三、第四发明合金即合金No.4、7、26～32、105、106、112、114，即使使Si在发明合金的组成范围内变动(合金No.26～32)，在成型性上无问题，还可维持高强度、良好的耐蚀性/切削性。但是，若组成系数脱离59以上且64以下的范围(合金No.105、106)，则由于锻造时的α相的面积率超出可获得良好成型性的范围，因此阻碍成型性。并且，切削性也下降。但是，若因Si量而组成系数变小，则锻造荷载下降。即使组成系数在64附近，锻造时的α相的面积率也稍微低于60％，结果，锻造荷载虽无问题，但成型性变差。由此可知，组成系数64、锻造时所占的α相比例为60％是在锻造荷载、成型性、切削方面关键的数值(合金No.29、105、114)。若Si浓度为4质量％左右(合金No.30～32)，则κ相所占的比例变高，硬度指数较高，耐蚀性良好，但锻造荷载稍微变高。

如上述，从实际制造工序中抽样热挤压管和连续铸造管并锻造了各种厚度偏差度的原材料，但在厚度偏差度为30％以下的原材料中未确认到对成型性和锻造荷载的恶劣影响。但是在热挤压管中厚度偏差度超过30％的原材料中，观察到了成型性下降或者锻造荷载增加。

接着，对通过上述的实际生产设备制造的热锻件的切削状况进行说明。

锻造加工后，在锻件的内径φ70侧实施φ72的内径精切削及在锻件内径φ56侧实施将内径精切削为φ58。以相当于K10的刀片、2000rpm、0.20mm/rev.的工序切削条件实施。判断为比较用合金中缺壁等成型性不良者也不会影响切削加工性来实施了切削加工。

关于内径精切削的切削状况，以如下三个等级进行评价：将切屑也被切断、切削阻力也较低、产品表面上未确认到缺陷并能够毫无问题地进行切削的状态设为“○”；将切屑连续、或者切削阻力稍微高、在批量生产切削时工具寿命下降这一点多少有些担忧，但批量生产时能够进行切削，另外产品性质形状无问题的设为“△”；切屑较厚且完全未被切断而对产品表面带来瑕疵、或者缠绕于工具上、或者产品表面产生挤裂之类的缺陷而无法获得良好的表面状态的，和切削时工具磨耗的设为“×”。

第一发明合金的合金No.1、5中Pb量较低、有益于切削的β相的面积率较低，且也未添加有Bi等对切削有效的元素，因此发生流动状连续的切屑，切削阻力也较高，但判定为能够对应批量生产而评价为△。

与合金No.1相比合金No.21是进一步将Pb量降低至0.006质量％的组成，但因含有Sn的效果，切削性的倾向不会改变，所以评价为△。合金No.22中Pb量/β相+γ相+μ相的面积率均与合金No.1相同，虽然存在切屑连续、切削阻力较高的倾向，但判断为能够切削，所以评价为△。此次评价是锻造为近净形的锻件的切削，是将切削余量极力减小的产品，因此为勉强切削的水平。若为如图4A及图4B所示的需要赋予较多切削余量的由棒材制造的锻件，则可容易想到在粗切削时发生切屑处理和工具磨损等问题，而无法切削。

关于将Pb量进一步降低为0.001质量％量级的合金No.107、108及虽含有少量Pb但α相在锻件的金属组织中所占的面积率超过95％或者β相+γ相+μ相的比例不到5％的合金No.101、104，切屑未完全切断且缠绕于工具而划伤产品表面，因此评价为×。

相当于第二发明合金及以第二发明合金为基础的第四发明合金的合金No.2、24及作为它们的比较用的合金No.103多少有切屑连续的倾向，但切削时不至于发生故障而能够进行切削本身。可知因Si/Sn/Al等的添加而形成的γ相或β相有助于切削。但是，不至于大幅改善切削性，所以评价为△。

相当于第三发明合金及以第三发明合金为基础的第四发明合金的合金No.4、7、26、27、28、29、105、106中，合金No.4、7、27、28、29由于因Si的添加而形成的κ相/γ相大量存在，因此切削本身无问题。另一方面，合金No.26由于有助于高强度化的Mn、Ni元素，合金No.105、106由于Si添加量不适当且κ相所占的比例较少，因此，在通过实际生产设备的切削中多少存在问题，切削阻力增加。因此，将合金No.4、7、27、28、29评价为○，合金No.26、105、106评价为△。合金No.7与合金No.4的成分相同，仅因晶粒微细而通过连续锻造来制造，因此为力学特性也与合金No.4相同的材料，切削无任何问题，所以设为○。

关于Cu、Si浓度较高的合金(No.30、31、32)，锻造时的α相率稍微变高，热锻时有时在成型性、锻造荷载方面评价为△，但硬度较高且耐蚀性优异。

实验室中的切削试验结果大概与实际生产设备的结果一致，作为将含有3％的Pb的快削黄铜棒C3604的切削性指数作为100的情况，切削性指数超过约70时，在本发明中获得的锻件能够成型至近净形，切削量较少即可，因此显示出在实际生产设备中无任何问题就可进行切削。并且，若切削性指数超过40，则在实际生产设备中切削性多少有些问题但可进行能够容许的水平的切削，在40以下时，无法在实际生产设备中进行切削。若满足组成系数、金属组织的条件并且含有0.003％以上的Pb，则能够达到超过切削性指数40的水准而能够解决本申请课题。

比较合金No.111、112是含有较多Pb的试料。类似的组成合金为No.2、28。若对比较合金、发明合金双方进行比较，则在锻造结果(成型性、锻造荷载)、硬度、耐蚀性及切削性上未发现较大的差异。关于切削性，通过含有0.38质量％、0.36质量％的Pb，实验室的切削试验结果，切削性指数改善5个百分点、2个百分点，但在实际机器中的锻件的切削试验结果中未发现差异。即，本发明锻造为近净形，因此切削量较少，即使不具备尤其优异的切削性，也能够进行切削。本发明合金与比较合金中，Pb含量上存在约10倍(从几倍至100倍)之差，由于从由锻件作成的饮用水器具向饮用水中溶出的Pb依赖于器具的Pb含量，因此鉴于对人体的影响度，若具备大致相等加工性、特性，则Pb含量最好少一点，。

根据通过实际生产设备制造的热锻件可叙述如下内容。

(1)锻造荷载依赖于组成系数、锻造时的α相的面积率。若组成系数不到61，则能够以较小的功率成型，即使为61～63也不需要较大的功率。若组成系数超过63.5，则需要稍大的功率，若超过64，则需要较大的功率。热锻时，若α相的面积率在35％以下，则能够以较小的功率成型，即使为35～50％，也不需要较大的功率。若超过55％，则需要稍大的功率，若超过60％，则需要较大的功率。

(2)若在本发明所涉及的铜合金热锻件的范围内，则只要锻造原材料的厚度偏差度不超过30％，就能够成型为近净形。为了使成型性更良好、即尺寸公差在1％以内，厚度偏差度需要在15或20％以内。若锻造原材料为连续铸造棒且晶粒较大，厚度偏差度不在10％以内，则无法获得严谨公差的成型性。关于晶粒的大小较小的连续铸造管，可获得与热挤压管相同的公差的锻件。若组成系数超过64、或者锻造时的α相的面积率超过60％，则以150吨的冲压均无法完整成型。另一方面，若组成系数不到59、或者锻造时的α相的面积率不到3％，则能够以较小的锻造荷载锻造，但在锻件上发生皱折、破裂等，成型性均较差。

(3)关于耐蚀性，除含有2.5质量％以上的多量Si的合金以外，与上述(1)的结果相反。为了使耐蚀性所需的最低限的水平，在ISO6509的试验中最大腐蚀深度在600μm以下，组成系数需要至少在59以上，锻造时的α相的面积率需要至少在3％以上，或者需要使β相+γ相+μ相在锻造后的金属组织中所占的比例为25％以下。为了使耐蚀性成为良好的水平，在ISO6509的试验中最大腐蚀深度在400μm以下，优选使组成系数为60以上或者61以上、锻造时的α相的面积率为35％以上，或者使在锻造后的金属组织中β相+γ相+μ相所占的比例为10％以下。关于Sn、As、P等提高耐蚀性的元素，若不满足如下条件则效果较小，即组成系数在59以上、优选为61以上，锻造时的α相的面积率至少在3％以上，优选为35％以上，或者使锻造后的金属组织中β相+γ相+μ相所占的比例为25％以下，优选为10％以下。关于含有2.5质量％以上Si的合金，依赖于锻造后的金属组织的β相+γ相+μ相的面积率，若β相+γ相+μ相的面积率在10％以下尤其在8％以下，或者α相+κ相的面积率在85％以上，优选为90％以上，则显示出非常优异的耐蚀性。这基于κ相的耐蚀性具有与α相相等以上的耐蚀性。

(4)材料的强度依赖于组成系数、锻造后的β相+γ相+μ相及κ相的面积率或者α相的面积率，Sn、Al等强化材料的元素产生影响。若组成系数超过64、或者锻造后的β相+γ相+μ相及κ相的面积率较少、或者α相的面积率例如超过95％，则维氏硬度即强度变低，为薄壁时，可能会产生强度上的问题。换言之，存在如下倾向：组成系数越小于64、锻造后的β相+γ相+μ相及κ相的面积率越大、或者α相的面积率越小，强度越变高，优选为维氏硬度超过70，更优选超过85或95。含有2.5质量％以上的Si的发明合金中，α相的面积率较低，若在κ相的面积率加上β相+γ相+μ相的面积率，则κ相+β相+γ相+μ相的面积率变高，因此为高强度。

(5)锻造非空心棒材而获得的锻件的切削并不是近净形，因此粗切削(精切削加工前)的切削量(切入深度较大等)变多，在合金No.1、6中产生缠绕于工具等的问题。精切削加工中切削量较少，因此为在批量生产中能够容许的水平。确认到若切削量较少，则即使含有0.2质量％以下的Pb、进而含有0.1质量％以下的Pb，在批量生产切削中也能够容许。

(6)实验室的切削试验与批量生产中的精切削加工的关系以在实验室中获得的切削性指数约40为边界，分为在批量生产中能够切削或不能切削，或者以在实验室中获得的切削性指数70或75为边界，分为能够切削或切削优异。

(7)存在Pb的含量越少、组成系数越大于64、κ相+β相+γ相+μ相的面积率越小、α相的面积率越大或者Sn、Si等的含量越少，切削加工性变得越差的倾向。若Pb量不到0.003质量％(合金No.107、108)，并且即使Pb量在发明合金的组成范围内，若组成系数大于64(合金No.101、104)，则精切削加工变差。关于添加元素，Sn、Si、Al等改善切削性的添加元素，相比基体的α相更多分配于β相、γ相，即关于添加元素的浓度，相比α相，β相、γ相、μ相、κ相变得更高，添加元素浓度较高的β相、γ相、μ相、κ相比在Cu-Zn合金中形成的β相、γ相具有更高的切削改善功能。因此，β相、γ相、κ相的量越多并且具有改善切削性的功能的添加元素的浓度变得越高、切削性变得越良好。含有2.5质量％以上Si的合金，除β相、γ相以外、κ相也较多，因此具有优异的切削加工性。但是，β相、γ相等的量在约20％时切削性改善效果饱和，因此，即使在β相等为31％、35％存在较多的合金No.102、103中，切削性指数也停留在50及55。

(8)在通过锻造制作的饮用水器具中使用了包含约2质量％的Pb的铜合金(合金No.109、C3771)，但本发明的管状锻件能够成型为近净形，因此切削量较少即可，即使将Pb含量设为以往合金的约1/10的0.3质量％以下，进一步为0.1质量％以下，也能够进行工业性切削。不仅大幅改善来自依赖于Pb含量的饮用水器具的Pb溶出，而且成本低且耐蚀性和其他的特性优异，因此，不仅在供水/排水/供热水设备等容器和器具中，还适合利用于空调设备、煤气设备、各种产业机械/设备、汽车的机械组件和电机组件中。

进行试验的结果，可叙述如下内容。

(1)第一发明合金的管状铜合金热锻件，所述锻件的形状满足公式0.4≤(平均内径)/(平均外径)≤0.92、0.04≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.3、1≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤10，热锻之前的锻造原材料为管状且为0.3≤(平均内径/平均外径)≤0.88、0.06≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.35、0.8≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤12，在管轴方向上的任一位置都满足公式0≤(厚度偏差度)≤30％、0≤(厚度偏差度)≤75×1/((管轴方向长度)/(平均壁厚))^1/2的锻件，其热锻的变形阻力较低、变形能力优异、成型性、耐蚀性优异、强度较高、且切削性良好(参阅批量生产试验No.P1、P9等)。

(2)第二发明合金的管状铜合金热锻件，所述锻件的形状满足公式0.4≤(平均内径)/(平均外径)≤0.92、0.04≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.3、1≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤10，热锻之前的锻造原材料为管状且为0.3≤(平均内径/平均外径)≤0.88、0.06≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.35、0.8≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤12，在管轴方向上的任一位置都满足公式0≤(厚度偏差度)≤30％、0≤(厚度偏差度)≤75×1/((管轴方向长度)/(平均壁厚))^1/2的锻件由于具有Si，因此耐蚀性、强度、成型性及切削性更加优异(参阅批量生产试验No.P3等)。

(3)第三发明合金的管状铜合金热锻件，所述锻件的形状满足公式0.4≤(平均内径)/(平均外径)≤0.92、0.04≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.3、1≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤10，热锻之前的锻造原材料为管状且为0.3≤(平均内径/平均外径)≤0.88、0.06≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.35、0.8≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤12，在管轴方向上的任一位置都满足公式0≤(厚度偏差度)≤30％、0≤(厚度偏差度)≤75×1/((管轴方向长度)/(平均壁厚))^1/2的锻件由于Cu、Si较多，因此耐蚀性、强度及切削性更加优异(参阅批量生产试验No.P7等)。

(4)第四发明合金的管状铜合金热锻件，所述锻件的形状满足公式0.4≤(平均内径)/(平均外径)≤0.92、0.04≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.3、1≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤10，热锻之前的锻造原材料为管状且为0.3≤(平均内径/平均外径)≤0.88、0.06≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.35、0.8≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤12，在管轴方向上的任一位置都满足公式0≤(厚度偏差度)≤30％、0≤(厚度偏差度)≤75×1/((管轴方向长度)/(平均壁厚))^1/2的锻件由于具有As等，因此耐蚀性、强度及切削性更加优异(参阅批量生产试验No.P5、P11等)。

(5)上述(1)～(4)的锻件中，热锻后，常温下的金属组织中的α相的面积率为30％以上且不到100％，β相的面积率、γ相的面积率及μ相的面积率的总计为0％以上且25％以下(参阅批量生产No.P1、P3、P5、P7、P9、P11等)。

(6)上述(1)～(4)的锻件中，该锻件是通过将锻造原材料加热为热锻温度进行热锻来制造的，所述热锻温度为650～800℃，该热锻温度下的所述锻造原材料的金属组织中的α相的面积率为3～60％(参阅批量生产试验No.P1、P3、P5、P7、P11等)。

(7)上述(1)～(4)的锻件中，当加热为720℃时，金属组织中的α相的面积率为3～60％(参阅批量生产试验No.P5、P7、P9、P11等)。

(8)在各锻件中，将锻造原材料加热为热锻用的预定温度并保持1分钟后未锻造而快速水冷的试料的α相的面积率与将热锻件加热为约720℃并保持1分钟后进行快速水冷的试料的α相的面积率大致相同(参阅批量生产试验No.P5、P7、P11、P13等)。

产业上的可利用性

本发明的铜合金热锻件例如作为各种产业机械/设备、汽车的机械组件和电机组件、部件，适用于阀、球阀、联轴器、交联聚乙烯管的联轴器及连接金属零件、交联聚丁烯管的管联轴器及连接金属零件、供排水的连接金属零件、软管螺纹接管、园艺用软管的连接金属零件、煤气软管的连接金属零件、水表的上盖、水龙头金属零件、液压容器、喷嘴、自动喷水器、锻压螺母、螺母、供水/供热水设备、空调设备、消防设备及煤气设备的容器和连接金属零件和器具、水、温水、制冷剂、空气、城市煤气及丙烷气体所通过的容器和器具等中。

Claims (12)

1.一种铜合金热锻件，其为管状铜合金热锻件，其特征在于，

含有59.0～84.0质量％的Cu、0.003～0.3质量％的Pb、剩余部分具有由Zn及不可避免杂质构成的合金组成，在Cu的含量[Cu]质量％与Pb的含量[Pb]质量％之间具有59≤([Cu]+0.5×[Pb])≤64的关系，形状满足公式0.4≤(平均内径)/(平均外径)≤0.92、0.04≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.3、1≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤10，

被热锻之前的锻造原材料为管状，且为0.3≤(平均内径/平均外径)≤0.88、0.06≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.35、0.8≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤12，在管轴方向上的任一位置都满足公式0≤(厚度偏差度)≤30％、0≤(厚度偏差度)≤75×1/((管轴方向长度)/(平均壁厚))^1/2。

2.根据权利要求1所述的铜合金热锻件，其特征在于，

进一步含有0.01～0.3质量％的As、0.01～0.3质量％的Sb、0.01～0.3质量％的P、0.01～0.3质量％的Mg、0.01～1.5质量％的Sn、0.01～1.0质量％的Al、0.01～4.0质量％的Mn、0.01～4.0质量％的Ni、0.0005～0.05质量％的Zr、0.0005～0.05质量％的B及0.003～0.3质量％的Bi中的至少一种以上，

在Cu的含量[Cu]质量％、Pb的含量[Pb]质量％、Si的含量[Si]质量％、Ni的含量[Ni]质量％、Mn的含量[Mn]质量％、As的含量[As]质量％、Zr的含量[Zr]质量％、B的含量[B]质量％、Bi的含量[Bi]质量％、Sb的含量[Sb]质量％、Sn的含量[Sn]质量％、Mg的含量[Mg]质量％、Al的含量[Al]质量％及P的含量[P]质量％之间具有59≤([Cu]+0.5×[Pb]－4.5×[Si]+2.2×[Ni]+1.4×[Mn]+0.5×([As]+[Zr]+[B]+[Bi])－1.2×([Sb]+[Sn]+[Mg])－2.2×[Al]－3×[P])≤64的关系。

3.一种铜合金热锻件，其为管状铜合金热锻件，其特征在于，

含有59.0～84.0质量％的Cu、0.003～0.3质量％的Pb、0.05～4.5质量％的Si、剩余部分具有由Zn及不可避免杂质构成的合金组成，在Cu的含量[Cu]质量％、Pb的含量[Pb]质量％及Si的含量[Si]质量％之间具有59≤([Cu]+0.5×[Pb]－4.5×[Si])≤64的关系，形状满足公式0.4≤(平均内径)/(平均外径)≤0.92、0.04≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.3、1≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤10，

被热锻之前的锻造原材料为管状，且为0.3≤(平均内径/平均外径)≤0.88、0.06≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.35、0.8≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤12，在管轴方向上的任一位置都满足公式0≤(厚度偏差度)≤30％、0≤(厚度偏差度)≤75×1/((管轴方向长度)/(平均壁厚))^1/2。

4.根据权利要求3所述的铜合金热锻件，其特征在于，

进一步含有0.01～0.3质量％的As、0.01～0.3质量％的Sb、0.01～0.3质量％的P、0.01～0.3质量％的Mg、0.01～1.5质量％的Sn、0.01～1.0质量％的Al、0.01～4.0质量％的Mn、0.01～4.0质量％的Ni、0.0005～0.05质量％的Zr、0.0005～0.05质量％的B及0.003～0.3质量％的Bi中的至少一种以上，

在Cu的含量[Cu]质量％、Pb的含量[Pb]质量％、Si的含量[Si]质量％、Ni的含量[Ni]质量％、Mn的含量[Mn]质量％、As的含量[As]质量％、Zr的含量[Zr]质量％、B的含量[B]质量％、Bi的含量[Bi]质量％、Sb的含量[Sb]质量％、Sn的含量[Sn]质量％、Mg的含量[Mg]质量％、Al的含量[Al]质量％及P的含量[P]质量％之间具有59≤([Cu]+0.5×[Pb]－4.5×[Si]+2.2×[Ni]+1.4×[Mn]+0.5×([As]+[Zr]+[B]+[Bi])－1.2×([Sb]+[Sn]+[Mg])－2.2×[Al]－3×[P])≤64的关系。

5.一种铜合金热锻件，其为管状铜合金热锻件，其特征在于，

含有73.0～84.0质量％的Cu、0.003～0.3质量％的Pb、2.5～4.5质量％的Si、剩余部分具有由Zn及不可避免杂质构成的合金组成，在Cu的含量[Cu]质量％、Pb的含量[Pb]质量％及Si的含量[Si]质量％之间具有59≤([Cu]+0.5×[Pb]－4.5×[Si])≤64的关系，形状满足公式0.4≤(平均内径)/(平均外径)≤0.92、0.04≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.3、1≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤10，

被热锻之前的锻造原材料为管状，且为0.3≤(平均内径/平均外径)≤0.88、0.06≤(平均壁厚)/(平均外径)≤0.35、0.8≤(管轴方向长度)/(平均壁厚)≤12，在管轴方向上的任一位置都满足公式0≤(厚度偏差度)≤30％、0≤(厚度偏差度)≤75×1/((管轴方向长度)/(平均壁厚))^1/2。

6.根据权利要求5所述的铜合金热锻件，其特征在于，

进一步含有0.01～0.3质量％的As、0.01～0.3质量％的Sb、0.01～0.3质量％的P、0.01～0.3质量％的Mg、0.01～1.5质量％的Sn、0.01～1.0质量％的Al、0.01～4.0质量％的Mn、0.01～4.0质量％的Ni、0.0005～0.05质量％的Zr、0.0005～0.05质量％的B及0.003～0.3质量％的Bi中的至少一种以上，

在Cu的含量[Cu]质量％、Pb的含量[Pb]质量％、Si的含量[Si]质量％、Ni的含量[Ni]质量％、Mn的含量[Mn]质量％、As的含量[As]质量％、Zr的含量[Zr]质量％、B的含量[B]质量％、Bi的含量[Bi]质量％、Sb的含量[Sb]质量％、Sn的含量[Sn]质量％、Mg的含量[Mg]质量％、Al的含量[Al]质量％及P的含量[P]质量％之间具有59≤([Cu]+0.5×[Pb]－4.5×[Si]+2.2×[Ni]+1.4×[Mn]+0.5×([As]+[Zr]+[B]+[Bi])－1.2×([Sb]+[Sn]+[Mg])－2.2×[Al]－3×[P])≤64的关系。

7.根据权利要求1～6中任一项所述的铜合金热锻件，其特征在于，

所述热锻后，常温下的金属组织中的α相的面积率为30％以上且100％以下，β相的面积率、γ相的面积率及μ相的面积率的总计为0％以上且25％以下。

8.根据权利要求1～6中任一项所述的铜合金热锻件，其特征在于，

该铜合金热锻件是通过将所述锻造原材料加热为热锻温度进行热锻来制造的，

所述热锻温度为650～800℃，该热锻温度下的所述锻造原材料的金属组织中的α相的面积率为3～60％。

9.根据权利要求1～6中任一项所述的铜合金热锻件，其特征在于，

当所述锻造原材料加热为720℃时，金属组织中的α相的面积率为3～60％。

10.根据权利要求1～6中任一项所述的铜合金热锻件，其特征在于，

所述锻造原材料为连续铸造管。

11.根据权利要求1～6中任一项所述的铜合金热锻件，其特征在于，

其使用于阀、联轴器、交联聚乙烯管的联轴器及连接金属零件、交联聚丁烯管的管联轴器及连接金属零件、供排水的连接金属零件、软管螺纹接管、园艺用软管的连接金属零件、煤气软管的连接金属零件、水表的上盖、水龙头金属零件、液压容器、喷嘴、自动喷水器、螺母、供水/供热水设备、空调设备、消防设备及煤气设备的容器和连接金属零件和器具、水、制冷剂、空气、城市煤气及丙烷气体所通过的容器或器具中。

12.根据权利要求11中所述的铜合金热锻件，其特征在于，所述阀为球阀，所述螺母为锻压螺母，所述水为温水。