CN108495942B - 黄铜合金热加工品及黄铜合金热加工品的制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的黄铜合金热加工品的一方式包含Cu：61.5～64.5质量％、Pb：0.6～2.0质量％、Sn：0.55～1.0质量％、Sb：0.02～0.08质量％、Ni：0.02～0.10质量％，剩余部分由Zn及不可避免杂质构成，且满足以下式，60.5≤[Cu]+0.5×[Pb]‑2×[Sn]‑2×[Sb]+[Ni]≤64.0、0.03≤[Sb]/[Sn]≤0.12、0.3≤[Ni]/[Sb]≤3.5。

Description

黄铜合金热加工品及黄铜合金热加工品的制造方法

技术领域

本发明涉及一种耐蚀性优异的黄铜合金热加工品(黄铜合金的热加工品)及该黄铜合金热加工品的制造方法。

本申请基于2016年5月25日在日本申请的专利申请2016-104136号主张优先权，且将其内容援用于本说明书中。

背景技术

作为上述黄铜合金热加工材料(热挤出棒或热锻品)，从被切削性(切削性)或锻造性优异的观点而言，主要使用JIS H3250C3604(快削黄铜)或C3771(锻造用黄铜)。

然而，这些黄铜合金材料中，金相组织由α相和β相构成，且含有较多耐蚀性差的β相，因此若在如水龙头装置等与自来水接触的腐蚀环境下使用，则容易发生脱锌腐蚀，且因长年腐蚀发生漏水等不良情况。

其中，以提高黄铜合金材料的耐脱锌腐蚀性为目的，有时析出面积比例5％以上的γ相。专利文献1中公开有在β相中含有1.5质量％以上的Sn的耐脱锌黄铜接合部件。并且，专利文献2中提出由铜合金构成的改善了耐脱锌腐蚀性的材料，在该铜合金中，设为Cu：61.0～63.0质量％、Pb：2.0～4.5质量％、P：0.05～0.25质量％、Ni：0.05～0.30质量％、剩余部分为Zn。

专利文献1中公开的合金为含有较多硬质且脆的γ相的合金，在如施加冲力的、例如水龙头装置的水锤现象等中，存在容易产生裂纹的问题。并且，γ相的耐脱锌腐蚀性比β相优异但比α相差，因此在γ相大量存在的情况下，会在γ相优先发生脱锌腐蚀。

另一方面，专利文献2中公开的铜合金不含有Sn，因此实质上的耐脱锌腐蚀性较差，在含有较多P的情况下，还存在铸造时产生裂纹等制造上的问题。

专利文献1：日本专利公开2002-069552号公报

专利文献2：日本专利公开平11-131158号公报

发明内容

本发明为了解决上述以往技术的问题而完成，其课题在于提供一种耐脱锌腐蚀性等的耐蚀性优异，且热加工性优异的黄铜合金热加工品及黄铜合金热加工品的制造方法。

本发明根据该见解而完成，作为本发明的第一方式的黄铜合金热加工品的特征在于，包含Cu：61.5质量％以上且64.5质量％以下、Pb：0.6质量％以上且2.0质量％以下、Sn：0.55质量％以上且1.0质量％以下、Sb：0.02质量％以上且0.08质量％以下、Ni：0.02质量％以上且0.10质量％以下，剩余部分由Zn及不可避免杂质构成，在将Cu的含量设为[Cu]质量％、将Pb的含量设为[Pb]质量％、将Sn的含量设为[Sn]质量％、将Sb的含量设为[Sb]质量％、将Ni的含量设为[Ni]质量％的情况下，满足：

60.5≤[Cu]+0.5×[Pb]-2×[Sn]-2×[Sb]+[Ni]≤64.0、

0.03≤[Sb]/[Sn]≤0.12、

0.3≤[Ni]/[Sb]≤3.5。

作为本发明的第二方式的黄铜合金热加工品的特征在于，包含Cu：62.0质量％以上且64.0质量％以下、Pb：0.7质量％以上且2.0质量％以下、Sn：0.60质量％以上且0.95质量％以下、Sb：0.03质量％以上且0.07质量％以下、Ni：0.025质量％以上且0.095质量％以下，剩余部分由Zn及不可避免杂质构成，在将Cu的含量设为[Cu]质量％、将Pb的含量设为[Pb]质量％、将Sn的含量设为[Sn]质量％、将Sb的含量设为[Sb]质量％、将Ni的含量设为[Ni]质量％的情况下，满足：

60.7≤[Cu]+0.5×[Pb]-2×[Sn]-2×[Sb]+[Ni]≤63.6、

0.035≤[Sb]/[Sn]≤0.10、

0.4≤[Ni]/[Sb]≤3.5。

作为本发明的第三方式的黄铜合金热加工品的特征在于，在上述黄铜合金热加工品中，金相组织为α相基体，包含Pb粒子，β相的面积率与γ相的面积率的总计面积率为0％以上且5％以下。

作为本发明的第四方式的黄铜合金热加工品的特征在于，在上述黄铜合金热加工品中，金相组织为α相基体，包含Pb粒子，β相或γ相的各个长边的长度为100μm以下。

作为本发明的第五方式的黄铜合金热加工品的特征在于，在上述黄铜合金热加工品中，金相组织为α相基体，包含Pb粒子，Pb粒子的平均粒径为0.2μm以上且3μm以下。

作为本发明的第六方式的黄铜合金热加工品的特征在于，在上述黄铜合金热加工品中，金相组织为α相基体，包含Pb粒子，Pb粒子的分布为0.002个/100μm²以上且0.06个/100μm²以下。

作为本发明的第七方式的黄铜合金热加工品的特征在于，在上述黄铜合金热加工品中，金相组织为α相基体，包含Pb粒子，Pb粒子的平均粒径为0.2μm以上且3μm以下，且Pb粒子的分布为0.002个/100μm²以上且0.06个/100μm²以下。

作为本发明的第八方式的黄铜合金热加工品的特征在于，在上述黄铜合金热加工品中，其用作自来水管道用器具。

作为本发明的第九方式的黄铜合金热加工品的制造方法的特征在于，在制造上述黄铜合金热加工品的黄铜合金热加工品的制造方法中，在670℃以上且820℃以下的温度下进行热加工，以200℃/分钟以下的平均冷却速度对从620℃至450℃的温度区域进行冷却。

作为本发明的第十方式的黄铜合金热加工品的制造方法的特征在于，在上述黄铜合金热加工品的制造方法中，在所述热加工之后，在470℃以上且560℃以下的温度下，进行保持1分钟以上且8小时以下的热处理。

根据本发明的方式，能够提供一种耐脱锌腐蚀性等的耐蚀性优异，且热加工性优异的黄铜合金热加工品及黄铜合金热加工品的制造方法。

附图说明

图1为表示实施例中的热挤出材料的金相组织观察位置的说明图。

图2为表示实施例中的热锻造材料的金相组织观察位置的说明图。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式的黄铜合金热加工品及黄铜合金热加工品的制造方法进行说明。

本实施方式的黄铜合金热加工品用作供水龙头金属零件、接头、阀等自来水管道用器具。并且，本实施方式的黄铜合金热加工品为黄铜合金热挤出棒或黄铜合金热锻品。

其中，本说明书中，如[Zn]这样带括号的元素符号是表示该元素的含量(质量％)。

并且，本实施方式中，如以下利用这种含量的表示方法规定多个组成关系式。

组成关系式f1＝[Cu]+0.5×[Pb]-2×[Sn]-2×[Sb]+[Ni]

组成关系式f2＝[Sb]/[Sn]

组成关系式f3＝[Ni]/[Sb]

本发明的第一实施方式的黄铜合金热加工品包含Cu：61.5质量％以上且64.5质量％以下、Pb：0.6质量％以上且2.0质量％以下、Sn：0.55质量％以上且1.0质量％以下、Sb：0.02质量％以上且0.08质量％以下、Ni：0.02质量％以上且0.10质量％以下，剩余部分由Zn及不可避免杂质构成，组成关系式f1设在60.5≤f1≤64.0的范围内，组成关系式f2设在0.03≤f2≤0.12的范围内，组成关系式f3设在0.3≤f3≤3.5的范围内。

本发明的第二实施方式的黄铜合金热加工品包含Cu：62.0质量％以上且64.0质量％以下、Pb：0.7质量％以上且2.0质量％以下、Sn：0.60质量％以上且0.95质量％以下、Sb：0.03质量％以上且0.07质量％以下、Ni：0.025质量％以上且0.095质量％以下，剩余部分由Zn及不可避免杂质构成，组成关系式f1设在60.7≤f1≤63.6的范围内，组成关系式f2设在0.035≤f2≤0.10的范围内，组成关系式f3设在0.4≤f3≤3.5的范围内。

并且，上述的本发明的第一、第二实施方式的黄铜合金热加工品中，金相组织为α相基体，包含Pb粒子，β相的面积率与γ相的面积率的总计面积率设为0％以上且5％以下。

并且，β相或γ相的各个长边的长度设为100μm以下。

以下，关于成分组成、组成关系式f1、f2、f3及金相组织，对规定为如上所述的理由进行说明。

(Cu)

Cu是构成本发明合金的主要元素，受与Sn、Pb、Zn的关系的影响较大，但在作为本发明合金的热加工材料的热挤出材料及热锻品中，为了具有优异的耐蚀性、耐脱锌腐蚀性，Cu需要61.5质量％以上，优选为62.0质量％以上。另一方面，若Cu的含量超过64.5质量％，则降低热加工时即热挤出及热锻造时的变形阻力的β相等所占的比例变低。因此，热变形阻力变大，且用于进行适当的热加工的热加工温度变高。并且，不仅作为热加工性的热挤出性、热锻造性变差，切削性也变差，强度也变低，耐蚀性也饱和。因此，Cu的含量的上限为64.5质量％以下，优选为64.0质量％以下。

(Pb)

为了提高切削性(被切削性)而含有Pb。因此，Pb需要0.6质量％以上。优选为0.7质量％以上，在尤其要求切削性的情况下，为1.0质量％以上。随着Pb的含量增加，切削性得到提高。另一方面，若含有超过2.0质量％的Pb，则向水的溶出量变多，环境负荷可能变大，因此Pb的含量的上限设为2.0质量％。

另外，Pb在铜合金的母相中大部分未固溶，因此以Pb粒子存在。Pb粒子的大小及分布对切削性(被切削性)影响较大，并且，也对Pb的溶出量带来影响。为了提高切削性(被切削性)，期望Pb粒子的大小较小，并均匀且高密度地分布。另一方面，关于Pb的溶出量，与接触的自来水等水溶液接触的Pb粒子的面积越大，溶出量变得越多，因此，成为与切削性(被切削性)相背的Pb粒子的大小及分布。因此，为了以本发明合金所需的切削性(被切削性)与溶出量不成问题的方式取得平衡，Pb粒子的大小与分布分别存在适当的范围。为了切削性(被切削性)，Pb粒子的平均粒径需要为0.2μm以上且3μm以下。若Pb粒子的平均粒径超过3μm，则在切削时Pb粒子延伸到切削面，该Pb的面积增大。因此，作为结果，与自来水接触的Pb的面积变大且Pb的溶出量增加。平均粒径小于0.2μm时，粒子较小，从而无法发挥作为用于提高切削性的断屑器的作用。

Pb粒子的分布以每截面积100μm²的Pb粒子的存在个数(密度)表示。若Pb粒子的分布(密度)为0.002个/100μm²以上且0.06个/100μm²以下，则有助于切削性(被切削性)。当Pb粒子的分布小于0.002个/100μm²时，Pb粒子的存在较低，不发挥作为断屑器的作用，导致被切削性指数变小(小于75％)。

并且，关于Pb粒子的分布，若从切削性(被切削性)的观点而言，则较多为有利，但从Pb的溶出的观点而言，较少为良好。在切削时Pb粒子与刀具接触的情况下，因当时产生的热而一部分溶解等，向刀具的移动方向延伸，由此实质上在切削表面的宽范围内存在。因此，若Pb粒子的分布较多，则在切削后的表面存在的Pb必然变多，从而导致Pb的溶出量必然变大。若通过JIS S3200-7(自来水管道用器具-浸出性能试验方法)测定Pb的浸出量(溶出量)，则即使进行容量补正也充分超过0.007mg/L的情况为Pb粒子的平均粒径超过3μm且粒子的分布超过0.06个/100μm²的情况。另外，铅浸出量(溶出量)的0.007mg/L是厚生劳动省令第一五号中所记载的末端供水龙头中的浸出液的标准的上限(使用铜合金作为主要部件的情况)，超过该标准的材料无法用作末端供水龙头。

因此，作为Pb粒子的分布(密度)的上限，设为在溶出量(浸出量)上不产生问题的0.06个/100μm²以下。

从以上可知，Pb粒子的平均粒径为0.2～3μm，且分布成为0.002～0.06个/100μm²。

(Sn)

Sn受与Cu、Zn的关系的影响较大，但对于铜合金而言，可提高在苛刻的水质下的耐蚀性，尤其提高耐脱锌腐蚀性。另外，Sn降低热加工即热挤出时及热锻造时的热变形阻力。为了实现这些，Sn需要为0.55质量％以上，优选为0.60质量％以上，更加优选为0.65质量％以上。另一方面，若含有超过1.0质量％的Sn，则γ相或β相所占的比例变大，耐蚀性反而成问题。因此，Sn的含量的上限为1.0质量％以下，优选为0.95质量％以下。

(Sb)

Sb对于铜合金而言，起到提高苛刻的水质下的耐蚀性，尤其是耐脱锌腐蚀性的作用，若共同添加Sn及Ni，则进一步发挥其效果。为了发挥优异的耐蚀性，Sb需要为0.02质量％以上，优选为0.03质量％以上，更加优选为0.035质量％以上。另一方面，即使含有超过0.08质量％的Sb，不仅该效果饱和，也会对热加工性带来不良影响，冷加工性也变差。因此，Sb的含量的上限为0.08质量％以下，优选为0.07质量％以下，更加优选为0.065质量％以下。

(Ni)

Ni在与Sn、Sb共同添加时，对于铜合金而言，提高在苛刻的水质下的耐蚀性、耐脱锌腐蚀性，尤其起到使Sb的效果发挥最大限度的作用。为了发挥优异的耐蚀性，Ni需要为0.02质量％以上，优选为0.025质量％以上。另一方面，若含有超过0.10质量％的Ni，则在苛刻的水质下Ni的溶出量可能增加。因此，Ni的含量的上限为0.10质量％以下，优选为0.095质量％以下。

(不可避免杂质)

关于含有Pb的铜合金，从再利用、成本的观点考虑，将切削切屑和废品作为主要原料而使用。在切削切屑中，例如因工具磨损等混入Fe等多种元素。在废品中，有实施镀Cr等的情况。将这些作为原料而使用，因此相比其他铜合金混入更多不可避免杂质。例如，关于当作杂质的Fe的量，在由JIS H 3250规定的含有约3质量％Pb的铜合金(C3604)、含有约4质量％Pb的铜合金(C3605)中，允许至0.5质量％。

因此，在本发明合金中，在不会对特性带来重大影响的前提下，关于Fe、Cr、Mn、Al等不可避免杂质，总计允许至1.0质量％。

P与Sb同样地起到提高铜合金的耐蚀性的作用。然而，若混入P，即使是少量，则在制作铸块时，在表面或内部易产生裂纹，并且，热加工中在材料表面容易产生裂纹。虽然也基于Cu、Pb、Sn、Ni的含量，但是，例如若P的含量超过0.02质量％，则产生制作铸块时的问题或热加工时的问题，因此即使混入P，优选将该上限值设为0.02质量％以下。

(组成关系式f1)

为了发挥优异的耐蚀性，并且，为了确保良好的热加工性，仅规定Cu、Sn、Ni等各元素的含量范围并不充分。若将Cu的含量设为[Cu]质量％、将Pb的含量设为[Pb]质量％、将Sn的含量设为[Sn]质量％、将Sb的含量设为[Sb]质量％及将Ni的含量设为[Ni]质量％，则组成关系式f1＝[Cu]+0.5×[Pb]-2×[Sn]-2×[Sb]+[Ni]的值小于60.5，则无法取得良好的耐蚀性。另外，在热加工(热挤出、热锻造)后的工序中，即使实施热处理也无法发挥优异的耐蚀性。

因此，组成关系式f1的下限为60.5以上，优选为60.7以上，更加优选为61.0以上。

另一方面，若组成关系式f1＝[Cu]+0.5×[Pb]-2×[Sn]-2×[Sb]+[Ni]的值超过64.0，则热变形阻力变高，并且，热变形能力变差，从而无法确保良好的热加工性即热挤出性、热锻造性。例如，虽然也基于热加工温度和设备能力，但良好的热加工性是指，关于热挤出，是否能挤出成在挤出棒的表面没有裂纹，且在实际应用上使用较多的最小尺寸关于热锻造，是否能在锻造品的表面不产生裂纹而锻造至薄壁。

因此，组成关系式f1的上限为64.0以下，优选为63.6以下，更加优选63.0以下。

(组成关系式f2)

仅含有规定量的Sb、Sn，无法获得非常优异的耐蚀性、耐脱锌腐蚀性。在600℃以上的高温下，相比于基体α相，Sn、Sb这两个元素均在稳定的β相中固溶更多。或者，在475℃以下、尤其450℃以下的低温侧，相比于基体α相，Sn、Sb在稳定的γ相中固溶更多。虽然也基于与α相、β相及/或γ相的比例，但对于本发明合金的组成，在β相中固溶的Sn、Sb的量比在α相中固溶的Sn、Sb的量大概多2～7倍。并且，在γ相中固溶的Sn、Sb的量比在α相中固溶的量大概多固溶7～15倍。首先，为了将基体的α相的耐蚀性设为优异，Sb与Sn的存在比很重要，前提在于Sb与Sn在所述组成范围内。当组成关系式f2＝[Sb]/[Sn]为0.03≤f2≤0.12时，共同添加Sn与Sb的效果变得更显著，α相的耐蚀性提高最多。优选组成关系式f2的下限为0.035以上，且组成关系式f2的上限为0.10以下。

关于Cu-Zn-Sn系合金的β相，尤其很难设为耐蚀性优异，但当组成关系式f2＝[Sb]/[Sn]满足0.03≤f2，优选满足0.035≤f2时，可提高β相的耐蚀性，且提高挤出材料或锻造品的耐蚀性。本发明合金通过生成在高温下热变形阻力较低的β相，从而提高热加工性，但随着温度的降低，β相相变为α相，从而耐蚀性得以提高。然而，从β相相变为α相的晶界、相界在耐蚀性上存在问题。当组成关系式f2＝[Sb]/[Sn]的值至少在0.03以上且0.12以下时，晶界、相界的耐蚀性得以提高。

若成为475℃以下或450℃以下的温度，则β相变成α相时，固溶于β相中的Sn、Sb浓度变得更高，由此生成γ相。当0.03≤f2≤0.12时，进一步提高α相与γ相的晶界、相界及γ相本身的耐蚀性。

关于高温变形能力，若组成关系式f2＝[Sb]/[Sn]超过0.12，则相比于Sn，Sb的量变得过剩，α相及β相的热变形能力降低，使热加工性变差。

(组成关系式f3)

与组成关系式f2＝[Sb]/[Sn]相同地，Ni与Sb的关系也重要。因Ni的存在，对于基体α相、γ相的耐蚀性，Sb的效果进一步得以提高，对β相的耐蚀性也得以提高。尤其提高从高温下稳定的β相变成α相时的晶界、相界及在低温侧从β相变成γ相与α相时的相界及γ相的耐蚀性。在发挥这些效果时，组成关系式f3＝[Ni]/[Sb]的值为0.3以上，优选为0.4以上。关于上限，在本发明合金的Ni组成范围内则无需特别限制，但鉴于所述效果饱和，将组成关系式f3＝[Ni]/[Sb]的值设为3.5以下。

(金相组织)

为了确保良好的热加工性，在热加工温度下，存在β相为必须条件。在高温的加热温度或加工温度下生成的β相随着温度下降变成α相或γ相。虽然也基于制造工序，但即使为本发明合金的组成，也存在残留耐蚀性上成问题的β相，且生成γ相的情况。以组成关系式f2＝[Sb]/[Sn]及组成关系式f3＝[Ni]/[Sb]变为适当的方式，含有所述Sn、Sb、Ni，由此提高β相、γ相的耐蚀性，因此在一般水质下没有问题，但在苛刻的环境下无法说很充分。

即，金相组织中所含有的β相与γ相所占的比例总计以面积率计超过5％，且在任意截面的显微镜观察下，β相或γ相的各个长边的长度若超过100μm，则无法承受苛刻的环境下的耐蚀性。β相或γ相的耐脱锌腐蚀性与α相比而言较低，因此当β相或γ相存在于金相组织中的情况下，有时会优先呈现脱锌腐蚀。即，若长边的长度超过100μm，则脱锌腐蚀深度有时超过100μm，从而在耐蚀性上产生问题。因此，需要金相组织中所含有的β相与γ相所占的比例的总计以面积率计为0％以上且5％以下，或β相或γ相的各个长边的长度在100μm以下。在β相与γ相所占的比例的总计以面积率计为0％以上且5％以下的情况下，β相的面积率优选为0％以上且3％以下。更优选的是，金相组织中所含有的β相与γ相所占的比例的总计以面积率计为5％以下，且β相或γ相的各个长边的长度为100μm以下。最优选的是，β相与γ相所占的比例的总计以面积率计为0％以上且5％以下，且β相的面积率为0％以上且3％以下，并且β相或γ相的各个长边的长度为100μm以下。

另外，关于在苛刻的环境下的耐蚀性上成问题的α相与β相或α相与γ相的晶界、相界，包含与在高温加热时和β相相接的α相的相界、晶界，以组成关系式f2＝[Sb]/[Sn]及组成关系式f3＝[Ni]/[Sb]变为适当的方式含有所述Sn、Sb、Ni，由此能够提高耐蚀性，从而能够充分应对。

接着，对本发明的第一、第二实施方式的黄铜合金热加工品的制造方法进行说明。

首先，准备成为上述成分组成的铸块，对该铸块进行热加工(热挤出、热锻造)。另外，本实施方式中，也可以在热加工之后实施热处理。

(热加工)

在该热加工中，在670℃以上且820℃以下的温度下进行热挤出或热锻造，优选以2℃/分钟以上且200℃/分钟以下的平均冷却速度对从620℃至450℃的温度区域进行冷却。已进行热加工的材料最终设为100℃以下，大多冷却至室温。

若热加工温度(热挤出温度及热锻造温度)过高，则在表面产生微细裂纹。因此，热加工温度(热挤出温度及热锻造温度)设为820℃以下，优选为800℃以下。

另一方面，若热加工温度(热挤出温度及热锻造温度)过低，则变形阻力变高。虽然也基于加工设备能力，但是，在例如制造尺寸较小的细棒(直径12mm以下)时，很难挤出，即使能够挤出，随着加工中的温度降低出现不能完全挤出的部分，从而来源于铸块的制品的重量比即产率可能变差。并且，在加工率较高的锻造品中，存在无法充分填充材料而无法成型的可能性。

并且，若热加工后的冷却速度过快，则从β相向α相的相变不充分，且冷却后的β相率变高。另外，拉长的β相容易残留，在苛刻的环境下的耐蚀性变差。因此，能够以200℃/分钟以下的平均冷却速度对620℃至450℃的温度区域进行冷却，优选为100℃/分钟以下。关于冷却速度的下限，若必须进行记载，则考虑生产效率，设为2℃/分钟以上。

其中，即使在冷却中从β相变成γ相及α相的情况下，在β相拉长时γ相也容易拉长等，在苛刻的环境下耐蚀性也变差。

尤其热挤出棒通过从铸块中挤出而获得。热挤出棒的金相组织处于与挤出方向平行排列，且容易拉长的状况。

另一方面，热锻品是将通过从铸块中挤出而获得的热挤出材料作为原料并进行热锻造而获得。在热锻造中，根据制品的形状，在热锻造中材料在模具内向各种方向塑性变形而流动，但基本上成为遵循材料的流动的金相组织。对热挤出材料进行加热而进行热锻造，但塑性变形为遵循锻造的模具的形状，加热的热挤出棒的金相组织被破坏，因此通常几乎不存在晶粒变得比作为原料的热挤出材料大的情况。

如上所述，Pb粒子在铜合金中几乎不固溶，因此作为金属Pb粒子存在，与晶粒内及晶界无关地存在。因此，在热加工中或后述的热处理中，在处于Pb的熔点即327℃以上的情况下，Pb处于液体状态。根据热加工的温度、金相组织的流动及冷却速度，Pb粒子的大小(平均结晶粒径)及分布(存在个数的密度)也发生变化。这些在后述的热处理中也相同。

(热处理)

在热加工之后进行热处理的情况下，将热处理温度设为470℃以上且560℃以下，将热处理温度下的保持时间优选设为1分钟以上且8小时以下。

为了进一步提高耐蚀性，热处理是有效的方法。然而，若热处理温度超过560℃，则对于β相的减少(从β相向α相的相变)并无效果，反而β相会增加，从而在耐蚀性上产生问题。因此，热处理温度的上限为560℃以下，优选为550℃以下。另一方面，若在热处理温度低于470℃的温度下进行热处理，则β相减少，但γ相增加，根据情况，有时耐蚀性变差。因此，热处理温度的下限为470℃以上，优选为490℃以上。

并且，若热处理温度下的保持时间不足1分钟，则β相不会充分减少。另一方面，若热处理温度下的保持时间超过8小时，则β相减少的效果饱和，并在能量使用方面存在问题。因此，本实施方式中，将热处理温度下的保持时间设定为1分钟以上且8小时以下。

另外，热锻造是对热挤出材料(锻造原料)进行实施，但即使对锻造的棒材实施热处理也不会对锻造性带来较大影响。这是因为，在热锻造之前对锻造原料进行加热，因此热处理的经历也被清除。但是，为了进行热处理需要花费成本，所以通常热锻造的黄铜合金大多使用挤出状态下(未实施热处理)的材料。

通过如以上的制造方法，制造第一、第二实施方式的黄铜合金热加工品。

如上所述，本发明的第一、第二实施方式的黄铜合金热加工品耐蚀性优异，且热加工性、被切削性良好。因为这些特性，成为性价比优异的供水龙头金属零件、接头、阀等自来水管道用器具的合适原料。

以上，对本发明的实施方式进行了说明，但本发明并不限定于此，在不脱离该发明的技术特征的范围内能够进行适当改变。

实施例

以下，示出为了确认本发明的效果而进行的确认实验的结果。另外，以下的实施例用于说明本发明的效果，实施例中所记载的结构、工序、条件并不限定本发明的技术范围。

并且，以下，在评价结果中，符号“◎”是指“优(excellent)”，符号“○”是指“良好(good)”。符号“△”是指“一般(fair)”，符号“×”是指“不良(poor)”，符号“××”是指“非常差，不良(very poor)”。

制作出上述本发明的第一、第二实施方式的黄铜合金热加工品及比较用的组成的坯料。将铜合金的组成示于表1～3。

另外，表1所示的组成的坯料使用商用熔炼炉及铸造机而制造。具体而言，以成为规定成分的方式利用低频感应炉熔炼铜合金熔融金属，并通过半连续铸造机，制造出直径240mm的坯料。

表2及表3所示的组成的坯料利用实验室的小型熔炼设备制造。具体而言，以成为规定成分的方式利用小型高频熔炼炉熔炼铜合金熔融金属，并浇铸于模具，制造出直径100mm×长度125mm的坯料。

[表1]

[表2]

[表3]

(热挤出材料)

将表1所示的组成的坯料切断为直径240mm×长度750mm，并通过2750吨间接挤出机，挤出为直径12mm。另外，在挤出前通过感应加热炉对坯料进行加热，并设为表4所记载的挤出温度。

挤出后的棒材的从620℃至450℃的温度区域的冷却速度设为表4所示的条件。另外，坯料及挤出后的棒材的温度使用放射温度计进行测定。

并且，对热挤出工序后的挤出品，在表4所示的条件下实施热处理。

(热锻造材料)

将表1所示的组成的坯料切断为直径240mm×长度750mm，并通过2750吨间接挤出机，挤出为直径20mm。另外，在挤出前通过感应加热炉对坯料进行加热，并设为表5所记载的挤出温度。挤出后的棒材的从620℃至450℃的温度区域的冷却速度设为表5所示的条件。另外，棒材冷却至室温(20℃)。

将所获得的热挤出材料切断为直径20mm×长度30mm的圆柱状并采集样品。将该样品加热至表5所示的温度，利用200吨的摩擦压力机，将圆柱状的样品竖起，且从高度30mm至12mm(加工率60％)进行自由锻造。锻造材料的从620℃至450℃的温度区域的冷却速度设为表5所示的条件。该热锻品也冷却至室温(20℃)。

(实验室挤出材料1)

在制作上述热挤出材料时使用，从表1所示的组成的直径240mm的坯料切断一部分，接着，对该表面进行切削加工，设为直径95mm×长度120mm。并将此用作用于制作实验室挤出材料1的坯料。利用马弗炉将该坯料加热至表6所示的温度，通过200吨直接挤出机，获得直径20mm的热挤出棒。

挤出后的棒材的从620℃至450℃的温度区域的冷却速度设为表6所示的条件。挤出棒冷却至室温(20℃)。

并且，对于热挤出工序后的挤出品，在表6所示的条件下实施热处理。

(实验室挤出材料2)

对表2及表3所示的组成的坯料的表面进行切削加工，设为直径95mm×长度120mm。利用马弗炉将该坯料加热至表7及表8所示的温度，通过200吨直接挤出机，获得直径20mm的热挤出棒。

挤出后的棒材的从620℃至450℃的温度区域的冷却速度设为表7及表8所示的条件。挤出棒冷却至室温(20℃)。

并且，对热挤出工序后的挤出品，在表7及表8所示的条件下实施热处理。

(实验室锻造材料)

对表2及表3所示的组成的坯料的表面进行切削加工，设为直径95mm×长度120mm。利用马弗炉将该坯料加热至表9及表10所示的温度，通过200吨的直接挤出机，获得直径20mm的热挤出棒。

挤出后的棒材的从620℃至450℃的温度区域的冷却速度设为表9及表10所示的条件。挤出棒冷却至室温(20℃)。

将所获得的热挤出材料切断为直径20mm×长度30mm的圆柱状并采集样品。将该样品加热至表9及表10所示的温度，利用200吨摩擦压力机，将圆柱状的样品竖起，且从高度30mm至12mm(加工率60％)进行自由锻造。锻造材料的620℃至450℃的温度区域的冷却速度设为表9及表10所示的条件。另外，热锻品冷却至室温(20℃)。

并且，对热锻造工序后的锻造品，在表9及表10所示的条件下实施热处理。

对上述热挤出材料、热锻造材料、实验室挤出材料、实验室锻造材料，进行以下热加工性的评价。

(热挤出性)

在热挤出材料中，将以直径12mm且不残留未挤完的部分而能够挤出的材料设为“○”，将存在未挤完的材料设为“×”，将在热挤出材料的表面确认到裂纹的材料评价为“××”。另外，在以商用实际进行的挤出工序中，不会将所有铸块(坯料)挤出成棒材。若对全部进行挤出，则在成为铸块末端部分的挤出材料的后端部产生缺陷而无法成为产品。因此，留下铸块末端部分的一定量而实施挤出工序。将该留下的部分的长度设为50mm，将在量产机的挤出能力下残留超过50mm的铸块的情况评价为“×”。

在实验室挤出材料中，将在直径20mm的热挤出棒中，将挤出长度为200mm以上的挤出材料评价为“○”，将小于200mm的挤出材料评价为“×”，将在热挤出材料的表面确认到裂纹的挤出材料评价为“××”。

(热锻造性)

将能够以100吨以下的锻造荷载进行锻造的情况评价为“○”，将锻造荷载超过100吨的情况评价为“×”，将在热锻造材料的表面确认到裂纹的情况评价为“××”。作为锻造性，需要“○”评价。若锻造荷载超过100吨，则难以利用能力较小的锻造机进行锻造，并且，还存在无法成型复杂形状的锻造品的可能性，因此作为热锻造性设为“×”的评价。

[表4]

※从620℃至450℃的冷却速度

[表5]

※从620℃至450℃的冷却速度

[表6]

※从620℃至450℃的冷却速度

[表7]

※从620℃至450℃的冷却速度

[表8]

※从620℃至450℃的冷却速度

[表9]

※从620℃至450℃的冷却速度

[表10]

※从620℃至450℃的冷却速度

对上述热挤出材料、热锻造材料、实验室挤出材料、实验室锻造材料，进行了关于金相组织观察、耐蚀性(脱锌腐蚀试验/浸渍试验)、被切削性的评价。

(金相组织观察)

如图1所示，金相组织中，关于热挤出材料，在与挤出方向平行的方向上观察直径D的1/4部分(从表面距离直径D的1/4部位，即若为的材料则为从表面距离5mm的部分，若为的材料则为从表面距离3mm的部分)的截面微观组织。

如图2所示，关于热锻造材料，在对从中心部距离8mm外侧的部分在直径方向切断的横截面上，观察从表面距离厚度的1/4即3mm处的截面微观组织。另外，在热锻造中从高度30mm至12mm进行自由锻造的情况下，成为直径约32mm的圆盘形状。

将该观察试样利用3体积％过氧化氢水与3体积％氨水的混合蚀刻液进行蚀刻，使用金属显微镜(NIKON CORPORATION制EPIPHOTO300)以200倍的倍率观察金相组织。

关于β相、γ相的面积率，对所观察的金相组织利用图像处理软件(WinRoof)进行二值化处理，作为β相、γ相的面积相对于观察的金相组织整体的面积的比例计算。另外，关于面积率，将以200倍的倍率观察的金相组织放大成195mm×243mm的大小(实质倍率为355倍)，对其中75mm×100mm的面积中的任意3个视野的金相组织进行测定，且设为它们的平均值。关于3个视野，分别测定不重叠的部分。关于二值化处理，对上述75mm×100mm的部分，对β相及γ相部分分别进行颜色区分，并使用图像处理软件对该已进行颜色区分的面积进行测定，测量相对于整体(75mm×100mm)的β相及γ相的各个面积率。

利用以下方法进行Pb粒子的大小及分布(密度)的测定。关于Pb粒子的大小，还存在Pb粒子为微细的情况，使用金属显微镜以1000倍的倍率拍摄金相组织，将该金相组织扩大为195mm×243mm(实质倍率为1775倍)。在该测定视野中的任意不重叠的3个视野(75mm×100mm：实质评价面积0.06mm²)中，对Pb粒子部分进行颜色区分，使用图像处理软件对该已进行颜色区分的面积进行测定，由各个Pb粒子的面积测定平均粒径。详细而言，假设Pb粒子为圆形，则由分别测定的面积求出Pb粒子的直径作为粒径。并且，求出所观察的所有Pb粒子的粒径的平均值而作为平均粒径。并且，关于Pb粒子的分布(密度)，如下进行测定。在求出Pb粒子的平均粒径的3个视野中，计数Pb粒子的个数。求出Pb粒子相对于所测定的整体部位的个数并计算每100μm²(10μm×10μm)的个数。并且，求出该3处的平均值而作为分布(密度)。

关于β相、γ相的长边的最大长度，与β相及γ相的面积率相同地使用图像处理软件(WinRoof)对任意3个视野的金相组织进行二值化处理。接着，求出特定的β相及γ相的绝对最大长度。将所测定的所有β相及γ相的绝对最大长度中的最大数值设为最大长度。若为热挤出材料，则在与挤出方向平行的方向上存在最大长度，若为热锻造材料，则在与横截面方向的材料的流动方向平行的方向上存在最大长度。

β相、γ相的长边的最大长度小于20μm(包含0μm，即β相率、γ相率为0％的情况)的情况为最佳，其次为β相、γ相的长边的最大长度在20μm以上且小于50μm的情况。β相、γ相的长边的最大长度为50μm以上且100μm以下的情况为没有问题的水平，在β相、γ相的长边的最大长度超过100μm的情况下，从耐腐蚀的观点而言，可能产生问题。

β相及γ相的耐蚀性比α相差。通过适当添加Sn，Sb，Ni，耐蚀性得以强化，但在苛刻的条件下，存在在β相及γ相上产生脱锌腐蚀的可能性，从耐蚀性的观点而言，这些相不连续，即长边方向的长度较短为良好，优选设为100μm以下。

(脱锌腐蚀试验)

作为脱锌腐蚀试验，通过ISO6509-1(金属和合金的腐蚀-黄铜合金耐脱锌性能的测定-第一部分：试验方法Corrosion of metals and alloys-Determination ofdezincification resistance of copper alloys with zinc-Part1：Test method)中所记载的脱锌腐蚀试验评价各黄铜合金材料的脱锌腐蚀性。即，将观察了截面微观组织的表面暴露于保持在75℃的1体积％氯化铜(II)水溶液中(将暴露面积设为1cm²，进行遮蔽)，并浸渍24小时。接着，从与暴露面的垂直方向观察截面微观组织，对在暴露面整体中脱锌腐蚀最深的部分即最大脱锌腐蚀深度进行测定。

将最大脱锌腐蚀深度小于20μm(包含0μm，即未确认到脱锌腐蚀的情况)的情况评价为“◎”，将最大脱锌腐蚀深度在20μm以上且小于50μm的情况评价为“○”。将最大脱锌腐蚀深度在50μm以上且小于100μm的情况评价为“△”，将最大脱锌腐蚀深度为100μm以上评价为“×”。

若最大脱锌腐蚀深度小于100μm，则判断为具有耐脱锌腐蚀性，因此若为“△”以上的评价，则可以说具有耐蚀性(耐脱锌腐蚀性)。

(浸渍试验)

另外，作为在苛刻的腐蚀环境下的试验，在自来水中适当添加次氯酸钠，吹入碳酸气体，且调整为30ppm的氯残留浓度、pH6.8而制作试液。利用与ISO6509试验相同的方法制作已调整了暴露面的试验片。在液体温度40℃的试液中浸渍试验片。8周后取出试验片，且利用与ISO6509试验相同的方法测定最大脱锌腐蚀深度。

将最大脱锌腐蚀深度小于20μm(包含0μm，即未确认到脱锌腐蚀的情况)的情况评价为“◎”，将最大脱锌腐蚀深度在20μm以上且小于50μm的情况评价为“○”。将最大脱锌腐蚀深度在50μm以上且小于100μm的情况评价为“△”，将最大脱锌腐蚀深度为100μm以上评价为“×”。

在浸渍试验中，虽然没有判断为有明确的耐脱锌腐蚀性的标准，但与ISO6509试验相同地，若最大脱锌腐蚀深度小于100μm，则判断为有耐脱锌腐蚀性。

即使在任何脱锌腐蚀试验中，最大脱锌腐蚀深度较小则耐蚀性良好都是毋庸置疑的。

(被切削性)

准备直径20mm的热挤出材料(无热处理)。通过直径3.5mm的直柄钻头(ストレートドリル)，以转速1250rpm、进给速度0.17mm/rev，对热挤出材料(棒材)的中心部钻出深度10mm的孔。测定此时施加于钻头的转矩与推力的阻力值，并求出转矩与推力的均方根即切削阻力值。以JIS H3250C3604的切削阻力值为标准，由下式求出被切削性指数，并以该值评价被切削性。

被切削性指数(％)＝(各黄铜合金材料的切削阻力值)/(C3604的切削阻力值)×100

将被切削性指数为90％以上评价为“◎”，将被切削性指数在75％以上且小于90％评价为“○”，将被切削性指数小于75％评价为“×”。

被切削性指数若为75％以上，与C3604相比不会太逊色而能够进行工业性切削。

并且，将直径20mm、高度30mm的棒材锻造至高度12mm而准备热锻造材料(无热处理)。通过直径3.5mm的直柄钻头，在与直径20mm的热挤出材料的情况相同的条件下进行试验，并评价热锻造材料的被切削性。

将各种试验结果示于表11～表24中。

[表11]

[表12]

[表13]

[表14]

[表15]

[表16]

[表17]

[表18]

[表19]

[表20]

[表21]

[表22]

[表23]

[表24]

在Cu的含量设为61.2质量％的合金No.S137(试验No.T137)中，虽然挤出性良好，但在挤出材料中，β相率为6％，β相与γ相的总计(β+γ)为10％，β相或γ相的最大长度为150μm，β相及γ相的比例较高，β相或γ相的最大长度较长，因此耐蚀性(耐脱锌腐蚀性)较差。

在Cu的含量设为61.7质量％的合金No.S40(试验No.T40、T70)及Cu的含量设为61.8质量％的合金No.S52(试验No.T52、T82)中，虽然挤出性没有问题，但在挤出材料中，β相率为3～4％，β相与γ相的总计(β+γ)为5％而较高，β相或γ相的最大长度也为较长的90～95μm。作为耐蚀性(耐脱锌腐蚀性)，在挤出材料、锻造材料及各个热处理材料中为△评价，虽然实际使用上没有问题，但耐蚀性比其他本发明合金稍低。

在Cu的含量为64.1质量％而较高的合金No.S6(试验No.T6、T16、T26)及合金No.S31(试验No.T31、T61)中，作为挤出性或锻造性，评价为“○”没有问题，但有时还存在以挤出机的最大限度的能力才能够挤出的情况，高温下的变形阻力较大，在其他相同的挤出条件下，挤出性比其他本发明合金稍差。

在Cu的含量设为64.7质量％的合金No.S136(试验No.T136)中，不能挤出(存在无法完全挤出的部分，在实验室挤出材料中挤出长度小于200mm)，进行量产存在问题。但是，β相、γ相较少，耐蚀性良好。

在Pb的含量设为0.55质量％的合金No.S144(试验No.T144)中，其他成分在本发明的范围内，挤出性等热加工性、耐蚀性没有问题(评价为△以上)，但被切削性较差。关于该材料，Pb粒子的平均粒径为0.1μm，分布(密度)为0.001个/100μm²，大小也较小，密度也较低，切削性(被切削性)较差。

在Pb的含量设为2.15质量％的合金No.S145(试验No.T145)中，其他成分在范围内，热加工性、耐蚀性及被切削性没有问题。但是，若Pb较多则向水的溶出量可能变多，需要进行用于降低溶出量的处理。关于该材料，Pb粒子的平均粒径超过3.0μm，分布(密度)超过0.06个/100μm²，如上所述，Pb的溶出量变多。

若Pb的含量在本发明的范围内，则被切削性评价为“◎”或“○”而优异。关于被切削性，不仅受Pb的影响，还会受金相组织的影响，因此无法仅以Pb的含量进行评价，评价为“◎”的是在适当范围内包含较多的样品。

关于Pb粒子的平均粒径及分布(密度)，因热加工(热挤出、热锻造)的条件或热处理的条件而受一些影响。在合金No.S5中，热处理温度为580℃而较高的情况下(试验No.T5-2)，Pb的平均粒径超过在溶出量上产生问题的3μm。并且，合金No.S1的实验室挤出材料的热挤出温度为850℃而较高的情况下(试验No.T21-3)，Pb的平均粒径也超过3μm。在合金No.S37、S44及S45中，热锻造温度为840℃以上而较高的情况(试验No.T67-3、T74-2、T75-3)下，产生表面裂纹，热加工性上存在问题，未进行之后的热处理等的调查。而且在相同的合金中，热锻造温度低于670℃为较低的情况下(试验No.T67-5、T74-3、T75-5)，变形阻力也较高且热锻造时的荷载超过100t，对之后的热处理等未进行调查。关于这些合金，仅对Pb粒子的平均粒径及分布进行了调查。其结果，在合金No.S37中，在850℃进行热锻造的情况(试验No.T67-3)下，Pb平均粒径超过3μm。并且，在No.S44及S45中，热锻造温度为840℃的情况下(试验No.T74-2、T75-3)，Pb的分布成为0.001个/100μm²，切削性(被切削性)较差。并且，合金No.S44中，热锻造温度为650℃而较低的情况下(试验No.T74-3)，Pb的平均粒径成为0.1μm，其切削性(被切削性)也较差。这些Pb的平均粒径及分布脱离适当范围的情况下，在切削性或Pb的溶出上会产生问题。它们在适当范围的情况下，切削性(被切削性)评价没有问题而优异。

在Sn的含量设为0.45质量％的合金No.S141(试验No.T141)中，若其他组成在适当范围内，则挤出性和作为金相组织没有问题，但在浸渍试验中评价成为×，导致耐蚀性较差的结果。

在Sn的含量设为1.10质量％的合金No.S142(试验No.T142)中，γ相率变多，β相与γ相的总计(β+γ)超过5％。因此，耐蚀性较差，即使进行热处理，耐蚀性也维持较差。

不仅Sn，也会因其他元素的含量而不同，但在Sn的含量设为0.57质量％的合金No.S46(试验No.T46、T76)中，耐蚀性评价中△较多(判断为实际使用上没有问题，且具有耐蚀性)，若Sn的含量较少，则存在使耐蚀性变差的倾向。

另一方面，若Sn的含量较多，则存在γ相变多的倾向，但只要本发明的范围内则没有问题。在Sn的含量设为0.96质量％的合金No.S49(试验No.T49、T79)中，热挤出材料或热锻造材料的γ相较多，耐蚀性评价中△也较多。

如此，根据Sn的含量，耐蚀性虽得以改善，但若超过适当范围，则在金相组织中γ相变多，耐蚀性反而变差。

在Ni的含量设为0.018质量％的合金No.S140(试验No.T140)中，其他元素在适当范围内，但耐蚀性较差而成问题。

关于Ni的含量设为0.021质量％的合金No.S41(试验No.T41、T71)，组成关系式f3＝[Ni]/[Sb]也较低，但在耐蚀性的评价中△较多，尤其浸渍试验的评价为△，虽然为具有耐蚀性的材料，但在本发明合金中成为稍差的结果。

在Ni的含量为0.11质量％而比本发明的范围高的合金No.S146(试验No.T146)中，在热挤出性或耐蚀性上没有问题，但Ni对于水的溶出量变多，因此不优选。虽然也会基于其他元素的含量或组成关系式，但若Ni的含量变多，则耐蚀性评价中○也变多，耐蚀性变良好。

在Sb的含量设为0.015质量％的合金No.S143(试验No.T143)及Sb的含量设为0.018质量％的合金No.S138(试验No.T138)中，Sb的含量比本发明的范围少，耐蚀性较差。

在Sb的含量设为0.024质量％的合金No.S34(试验No.T34、T64)及Sb的含量设为0.028质量％的合金No.S43(试验No.T43、T73)中，耐蚀性评价中△较多，耐蚀性在实际使用上没有问题，但可知Sb对耐蚀性产生影响。

另一方面，在Sb的含量设为0.085质量％的合金No.S139(试验No.T139)中，Sb的含量较多，因此耐蚀性良好，但热挤出时产生裂纹等而热加工性较差。若Sb在本发明的范围内，虽然也会受到其他添加元素的含量或组成关系式的影响，但耐蚀性变良好。

P、Mn或Fe为不可避免杂质，但若在实施例中所示的范围内，则不会对热加工性、耐蚀性等带来较大影响。

在P的含量为0.02质量％以下的合金No.S5(试验No.T5-1～11、T15)中，铸造性、热加工性(挤出性、锻造性)上没有问题。另一方面，在P的含量为0.026质量％的合金No.S7(试验No.T7、T17)中，热加工(热挤出、热锻造)时产生裂纹。

在组成关系式f1设为60.32的合金No.S101(试验No.T101)中，热加工性上没有问题，但β相、γ相较多，最大长度也变长，其结果耐蚀性较差。

在组成关系式f1设为60.63的合金No.S56(试验No.T56、T86)中，β、γ相较多，但耐蚀性评价为△。

在组成关系式f1设为64.09的合金No.S135(试验No.T135)中，β相、γ相较少，且耐蚀性也良好，但挤出时产生裂纹等而在热加工性上存在问题。

在组成关系式f1设为63.65的合金No.S35(试验No.T35、T65)中，β相、γ相也较少而耐蚀性也良好。并且，关于热加工性，在实验室挤出中挤出长度成为200mm以上，但相比其他本发明合金较短，接近热加工性的极限。

若组成关系式f1的数值在适当范围内，虽然也会受其他元素等的影响，但存在耐蚀性的评价成为良好的倾向。以上，组成关系式f1与热加工性及耐蚀性相关，对于本发明来说在适当范围内很重要。

在组成关系式f2设为0.026的合金No.S133(试验No.T133)中，虽然各元素的含量在适当范围内，但耐蚀性较差，β相、γ相优先进行脱锌腐蚀等，腐蚀深度也较大。另外，关于热加工性不存在问题。

另一方面，在组成关系式f2设为0.132的合金No.S134(试验No.T134)中，虽然耐蚀性良好，但热挤出时产生裂纹等而在热加工性上产生问题。

在组成关系式f2设为0.033的合金No.S53(试验No.T53、T83)中，热挤出性也没有问题，在ISO6509的脱锌腐蚀试验中使用热处理材也获得◎评价，但在浸渍试验中均为△评价，即使进行热处理，也成为耐蚀性提高较少的结果。

在组成关系式f2设为0.11的合金No.S42(试验No.T42、T72)、组成关系式f2设为0.105的合金No.S55(试验No.T55、T85)中，耐蚀性也比较良好，通过进行热处理，耐蚀性评价成为○以上而不存在问题。但是，挤出前端部分的表面虽未确认到开裂的裂纹，但存在凹凸，可见接近产生裂纹的极限的征兆。

除此以外，若组成关系式f2在适当范围内，则热加工性或耐蚀性也良好。当然，如上所述，组成关系式f2对热加工性或耐蚀性具有较大影响，但各个特性受到其他组成关系式及添加元素的影响。

在组成关系式f3设为0.28的合金No.S132(试验No.T132)中，添加元素的含量虽然在本申请的适当范围内，但耐蚀性较差。认为是由于组成关系式f3的值较小，因此Ni，Sb对耐蚀性的效果变低。

在组成关系式f3设为0.38的合金No.S54(试验No.T54、T84)中，浸渍试验的耐蚀性均评价为△而稍低，但是，是能够判断为具有耐蚀性的水平。若组成关系式f3在适当范围内，虽然也会受到其他元素的含量或其他组成关系式的影响，但显示良好的耐蚀性。

在组成关系式f3设为3.73的合金No.S143(试验No.T143)中，Sb的含量较低而耐蚀性较差。虽然基于Ni与Sb的含量，但若Sb例如设为优选范围的下限即0.03质量％，则成为[Ni]/[Sb]＝3.5以上时，Ni的含量成为0.105质量％，从而超过本申请的Ni的适当范围的上限。如此，在关系式f3的数值较大的情况下Ni量较多，从而有可能在Ni的溶出量上存在问题，或Sb较低而在耐蚀性上存在问题，因此将3.5设为上限。

接着，参考试验No.T5-1～T5-11、T12-1～T12-8、T21-1～T21-8、T23-1～T23-7、T67-1～T67-8、T75-1～T75-6，对热加工条件进行确认。

热加工(热挤出、热锻造)时的温度条件为840℃或850℃而为高温的情况下，在挤出材料中产生裂纹，在锻造品中产生表面裂纹等，在高温下的变形能力变差。并且，如试验No.T21-3或T67-3，在热加工时的温度较高的条件下，Pb的平均粒径变大，还导致Pb的溶出量增加，从而带来不良影响。

相反，热加工(热挤出、热锻造)时的温度条件为640℃或650℃而为低温的情况下，不能挤出(实验室挤出材料的挤出长度成为小于200mm)或锻造中锻造荷载变大等，在高温下的材料的变形阻力变高，热加工性变差。试验No.T21-5的热挤出温度为640℃为较低的情况下，Pb的粒径也较小，而且分布超过0.06个/100μm²，该情况下，在Pb的溶出量上产生问题。如此，热加工(热挤出、热锻造)时的温度条件不仅对热加工时的加工性，还对Pb的粒径、分布带来影响。

在热加工(热挤出、热锻造)之后，在从620℃至450℃的温度区域中的冷却速度超过200℃/分钟的情况(试验No.T5-11，T21-7)下，因β相较多，最大长度也变长等，因而耐蚀性较差。

另一方面，上述冷却速度小于2℃/分钟的情况下不实施，但是例如设为1℃/分钟，则冷却时间成为170分钟，所以存在对量产性带来障碍等问题。

接着，参考试验No.T5-1～T5-10、T12-1～T12-7，对热处理条件进行确认。

若热挤出材料及热锻品的热处理的条件超过560℃的情况下，β相较多，且最大长度也变长，耐蚀性较差。

热挤出材料及热锻品的热处理的条件低于470℃的情况下，相比其他条件，γ相变多，最大长度也较长，耐蚀性变差。

在保持时间小于1分钟的条件下，与挤出时的状态相同，无法看出热处理的效果。另一方面，即使超过8小时(480分钟)，与8小时以内的条件并无很大差别，只会是增加用于热处理的成本。

以上，各添加元素的含量及各组成关系式在适当范围内的本发明合金中，热加工性(热挤出、热锻造)优异，耐蚀性、被切削性也良好。并且，为了在本发明合金中获得优异的特性，能够通过将热挤出及热锻造中的制造条件、热处理中的条件设为适当范围而实现。

产业上的可利用性

本发明的黄铜合金热加工品中，热加工性(热挤出性及热锻造性)优异，且耐蚀性、被切削性优异。因此，本发明的黄铜合金热加工品能够优选应用为供水龙头金属零件、接头、阀等自来水管道用器具的结构材料等。

Claims (8)

1.一种黄铜合金热加工品，其特征在于，

包含Cu：61.5质量％以上且64.5质量％以下、Pb：0.6质量％以上且2.0质量％以下、Sn：0.55质量％以上且1.0质量％以下、Sb：0.02质量％以上且0.08质量％以下、Ni：0.02质量％以上且0.10质量％以下，剩余部分由Zn及不可避免杂质构成，作为不可避免杂质的P的含量设为0.02质量％以下，

在将Cu的含量设为[Cu]质量％、将Pb的含量设为[Pb]质量％、将Sn的含量设为[Sn]质量％、将Sb的含量设为[Sb]质量％、将Ni的含量设为[Ni]质量％的情况下，满足：

60.5≤[Cu]+0.5×[Pb]-2×[Sn]-2×[Sb]+[Ni]≤64.0、

0.03≤[Sb]/[Sn]≤0.12、

0.3≤[Ni]/[Sb]≤3.5，

金相组织为α相基体，包含Pb粒子，β相的面积率与γ相的面积率的总计面积率为0％以上且5％以下，β相或γ相的各个长边的长度为100μm以下。

2.一种黄铜合金热加工品，其特征在于，

包含Cu：62.0质量％以上且64.0质量％以下、Pb：0.7质量％以上且2.0质量％以下、Sn：0.60质量％以上且0.95质量％以下、Sb：0.03质量％以上且0.07质量％以下、Ni：0.025质量％以上且0.095质量％以下，剩余部分由Zn及不可避免杂质构成，作为不可避免杂质的P的含量设为0.02质量％以下，

在将Cu的含量设为[Cu]质量％、将Pb的含量设为[Pb]质量％、将Sn的含量设为[Sn]质量％、将Sb的含量设为[Sb]质量％、将Ni的含量设为[Ni]质量％的情况下，满足：

60.7≤[Cu]+0.5×[Pb]-2×[Sn]-2×[Sb]+[Ni]≤63.6、

0.035≤[Sb]/[Sn]≤0.10、

0.4≤[Ni]/[Sb]≤3.5，

金相组织为α相基体，包含Pb粒子，β相的面积率与γ相的面积率的总计面积率为0％以上且5％以下，β相或γ相的各个长边的长度为100μm以下。

3.根据权利要求1或2所述的黄铜合金热加工品，其特征在于，

所述Pb粒子的平均粒径为0.2μm以上且3μm以下。

4.根据权利要求1或2所述的黄铜合金热加工品，其特征在于，

所述Pb粒子的分布为0.002个/100μm²以上且0.06个/100μm²以下。

5.根据权利要求1或2所述的黄铜合金热加工品，其特征在于，

所述Pb粒子的平均粒径为0.2μm以上且3μm以下，且Pb粒子的分布为0.002个/100μm²以上且0.06个/100μm²以下。

6.根据权利要求1或2所述的黄铜合金热加工品，其特征在于，其用作自来水管道用器具。

7.一种黄铜合金热加工品的制造方法，其特征在于，其为制造权利要求1至6中任一项所述的黄铜合金热加工品的方法，

在670℃以上且820℃以下的温度进行热加工，以200℃/分钟以下的平均冷却速度对从620℃至450℃的温度区域进行冷却。

8.根据权利要求7项所述的黄铜合金热加工品的制造方法，其特征在于，

在所述热加工之后，在470℃以上且560℃以下的温度，进行保持1分钟以上且8小时以下的热处理。