JP2002003967A - 耐脱亜鉛腐食性に優れた無鉛快削黄銅およびその製造方法 - Google Patents
耐脱亜鉛腐食性に優れた無鉛快削黄銅およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 優れた耐脱亜鉛腐食性と切削性をそなえ、熱
間加工性および冷間加工性が良好な無鉛快削黄銅および
その製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃｕ：５９．０〜６２．０％、Ｂｉ：
０．３〜４．０％、Ｐ：０．０２〜０．０７％、Ｆｅ：
０．３０％以下、残部Ｚｎおよび不可避不純物からなる
組成を有し、α相とβ相の２相からなり且つβ相がα相
で分断されている組織を有する。上記組成を有する銅合
金の鋳塊を、押出後、または押出および抽伸した後、３
５０〜５５０℃の温度で焼鈍することにより製造する。
間加工性および冷間加工性が良好な無鉛快削黄銅および
その製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｃｕ：５９．０〜６２．０％、Ｂｉ：
０．３〜４．０％、Ｐ：０．０２〜０．０７％、Ｆｅ：
０．３０％以下、残部Ｚｎおよび不可避不純物からなる
組成を有し、α相とβ相の２相からなり且つβ相がα相
で分断されている組織を有する。上記組成を有する銅合
金の鋳塊を、押出後、または押出および抽伸した後、３
５０〜５５０℃の温度で焼鈍することにより製造する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐脱亜鉛腐食性と
切削性に優れた無鉛黄銅およびその製造方法に関する。
切削性に優れた無鉛黄銅およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、水栓金具、バルブ部品などとして
使用されている黄銅は、鋳造性、熱間および冷間加工
性、機械加工性などが要求されるため、Ｃｕ−Ｚｎ合金
にＰｂを添加した快削性黄銅が使用されているが、近
年、健康上および環境上の観点からＰｂに対する規制が
世界的に厳しくなってきている。
使用されている黄銅は、鋳造性、熱間および冷間加工
性、機械加工性などが要求されるため、Ｃｕ−Ｚｎ合金
にＰｂを添加した快削性黄銅が使用されているが、近
年、健康上および環境上の観点からＰｂに対する規制が
世界的に厳しくなってきている。
【０００３】日本国内においても、飲料水へのＰｂの溶
出量は現在５０ｐｐｂに規制されており、２００２年に
は１０ｐｐｂに規制される。一般に、快削黄銅からのＰ
ｂの溶出は、機械加工時に溶解し黄銅表面に付着したＰ
ｂが黄銅と接触する飲料水中に溶け出すことにより生じ
る。黄銅表面に付着したＰｂの除去方法もあるが、脱亜
鉛腐食などが生じる腐食性の強い水中で使用した場合に
は、マトリックスの黄銅の腐食に伴い、黄銅内部に存在
しているＰｂの溶出が懸念されるため問題がある。
出量は現在５０ｐｐｂに規制されており、２００２年に
は１０ｐｐｂに規制される。一般に、快削黄銅からのＰ
ｂの溶出は、機械加工時に溶解し黄銅表面に付着したＰ
ｂが黄銅と接触する飲料水中に溶け出すことにより生じ
る。黄銅表面に付着したＰｂの除去方法もあるが、脱亜
鉛腐食などが生じる腐食性の強い水中で使用した場合に
は、マトリックスの黄銅の腐食に伴い、黄銅内部に存在
しているＰｂの溶出が懸念されるため問題がある。
【０００４】Ｐｂに対する規制の問題を解決するため
に、周期律表でＰｂの隣に位置し、Ｐｂと共通する特性
を多くそなえたＢｉをＰｂに代えて添加することにより
Ｐｂの含有を無くし、あるいはＰｂの含有量を低減した
黄銅が提案されている（特開平４−２３１４３１号公
報、特開平５−２５５７７８号公報）。しかしながら、
これらの黄銅を水道水用の水栓金具や配管用の接水金具
として使用する場合には脱亜鉛腐食の問題が生じること
となり、脱亜鉛腐食を抑制するために、ＢｉとともにＳ
ｎを添加することが提案されている（特開平７−３１０
１３３号公報）が、Ｃｕ−Ｚｎ合金にＳｎを多く含有さ
せると硬くて脆いγ相が析出し、冷間加工において加工
破断の原因となるという別の問題がある。
に、周期律表でＰｂの隣に位置し、Ｐｂと共通する特性
を多くそなえたＢｉをＰｂに代えて添加することにより
Ｐｂの含有を無くし、あるいはＰｂの含有量を低減した
黄銅が提案されている（特開平４−２３１４３１号公
報、特開平５−２５５７７８号公報）。しかしながら、
これらの黄銅を水道水用の水栓金具や配管用の接水金具
として使用する場合には脱亜鉛腐食の問題が生じること
となり、脱亜鉛腐食を抑制するために、ＢｉとともにＳ
ｎを添加することが提案されている（特開平７−３１０
１３３号公報）が、Ｃｕ−Ｚｎ合金にＳｎを多く含有さ
せると硬くて脆いγ相が析出し、冷間加工において加工
破断の原因となるという別の問題がある。
【０００５】Ｂｉを含有させた黄銅における上記の問題
点を解決するために、発明者らは、Ｂｉと併用して耐脱
亜鉛腐食性を改善し得るＳｎ以外の合金成分、組織と耐
脱亜鉛腐食性と関連について多くの実験、検討を行った
結果、特定量のＰの添加が耐脱亜鉛腐食性改善のために
有効であり、またマトリックスをα相とβ相からなる組
織とし、簡便な熱処理を加えてβ相をα相で分断するこ
とにより脱亜鉛腐食を抑制できることを利用することが
工業的に最も有効であることを見出した。
点を解決するために、発明者らは、Ｂｉと併用して耐脱
亜鉛腐食性を改善し得るＳｎ以外の合金成分、組織と耐
脱亜鉛腐食性と関連について多くの実験、検討を行った
結果、特定量のＰの添加が耐脱亜鉛腐食性改善のために
有効であり、またマトリックスをα相とβ相からなる組
織とし、簡便な熱処理を加えてβ相をα相で分断するこ
とにより脱亜鉛腐食を抑制できることを利用することが
工業的に最も有効であることを見出した。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の知見
に基づいて、さらに検討を加えた結果としてなされたも
のであり、その目的は、優れた耐脱亜鉛腐食性と切削性
をそなえ、熱間加工および冷間加工が容易な無鉛快削黄
銅およびその製造方法を提供することにある。
に基づいて、さらに検討を加えた結果としてなされたも
のであり、その目的は、優れた耐脱亜鉛腐食性と切削性
をそなえ、熱間加工および冷間加工が容易な無鉛快削黄
銅およびその製造方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めの本発明の請求項１による耐脱亜鉛腐食性に優れた無
鉛快削黄銅は、Ｃｕ：５９．０〜６２．０％、Ｂｉ：
０．３〜４．０％、Ｐ：０．０２〜０．０７％、Ｆｅ：
０．３０％以下、残部Ｚｎおよび不可避不純物からなる
組成を有し、α相とβ相の２相からなり且つβ相がα相
で分断されている組織を有することを特徴とする。
めの本発明の請求項１による耐脱亜鉛腐食性に優れた無
鉛快削黄銅は、Ｃｕ：５９．０〜６２．０％、Ｂｉ：
０．３〜４．０％、Ｐ：０．０２〜０．０７％、Ｆｅ：
０．３０％以下、残部Ｚｎおよび不可避不純物からなる
組成を有し、α相とβ相の２相からなり且つβ相がα相
で分断されている組織を有することを特徴とする。
【０００８】請求項２による耐脱亜鉛腐食性に優れた無
鉛快削黄銅は、Ｃｕ：６０．０〜６３．０％、Ｂｉ：
０．３〜４．０％、Ｐ：０．０２〜０．０７％、Ｓｎ：
０．２０〜０．５０％、Ｆｅ：０．３０％以下を含有
し、残部Ｚｎおよび不可避不純物からなる組成を有し、
α相とβ相の２相からなり且つβ相がα相で分断されて
いる組織を有することを特徴とする。
鉛快削黄銅は、Ｃｕ：６０．０〜６３．０％、Ｂｉ：
０．３〜４．０％、Ｐ：０．０２〜０．０７％、Ｓｎ：
０．２０〜０．５０％、Ｆｅ：０．３０％以下を含有
し、残部Ｚｎおよび不可避不純物からなる組成を有し、
α相とβ相の２相からなり且つβ相がα相で分断されて
いる組織を有することを特徴とする。
【０００９】請求項３による耐脱亜鉛腐食性に優れた無
鉛快削黄銅の製造方法は、請求項１または２記載の組成
を有する銅合金の鋳塊を、押出後、または押出および抽
伸した後、３５０〜５５０℃の温度で焼鈍する工程を包
含することを特徴とする。
鉛快削黄銅の製造方法は、請求項１または２記載の組成
を有する銅合金の鋳塊を、押出後、または押出および抽
伸した後、３５０〜５５０℃の温度で焼鈍する工程を包
含することを特徴とする。
【００１０】また、請求項４による耐脱亜鉛腐食性に優
れた無鉛快削黄銅の製造方法は、請求項１または２記載
の組成を有する銅合金の鋳塊を押出後、３００℃まで１
０℃／秒以下の冷却速度で徐冷する工程を包含すること
を特徴とする。
れた無鉛快削黄銅の製造方法は、請求項１または２記載
の組成を有する銅合金の鋳塊を押出後、３００℃まで１
０℃／秒以下の冷却速度で徐冷する工程を包含すること
を特徴とする。
【００１１】
【発明の実施の形態】本発明における含有成分の意義お
よび限定理由について説明すると、Ｃｕは、Ｚｎより高
価であるから、その含有量を出来るだけ低減させること
が望ましく、その他の含有成分の影響を考慮し、いずれ
の温度範囲においてもα相とβ相の２相からなるマトリ
ックスが形成され、熱間加工の温度範囲において必ずβ
相含み、且つ常温においてα相が主となるように、Ｃ
ｕ：６２．０％以下とする。また、耐脱亜鉛腐食性と切
削性を向上させるために、熱処理によりβ相を微細に分
断させるには、熱間加工直後の状態でβ相存在率（α相
＋β相中のβ相の割合）を１／２以下にするのが好まし
く、そのためにＣｕ：５９．０％以上とする。さらに好
ましいＣｕの含有量は６０．０〜６１．０％の範囲であ
る。
よび限定理由について説明すると、Ｃｕは、Ｚｎより高
価であるから、その含有量を出来るだけ低減させること
が望ましく、その他の含有成分の影響を考慮し、いずれ
の温度範囲においてもα相とβ相の２相からなるマトリ
ックスが形成され、熱間加工の温度範囲において必ずβ
相含み、且つ常温においてα相が主となるように、Ｃ
ｕ：６２．０％以下とする。また、耐脱亜鉛腐食性と切
削性を向上させるために、熱処理によりβ相を微細に分
断させるには、熱間加工直後の状態でβ相存在率（α相
＋β相中のβ相の割合）を１／２以下にするのが好まし
く、そのためにＣｕ：５９．０％以上とする。さらに好
ましいＣｕの含有量は６０．０〜６１．０％の範囲であ
る。
【００１２】Ｂｉは、黄銅の切削性を向上させるよう機
能する。好ましい含有範囲は０．３〜４．０％の範囲で
あり、０．３％未満では十分な切削性向上が得られず、
４．０％を越えて含有すると、機械的性質が低下し、脆
化を生じる傾向がある、さらに好ましいＢｉの含有量
は、１．８〜３．２％の範囲である。
能する。好ましい含有範囲は０．３〜４．０％の範囲で
あり、０．３％未満では十分な切削性向上が得られず、
４．０％を越えて含有すると、機械的性質が低下し、脆
化を生じる傾向がある、さらに好ましいＢｉの含有量
は、１．８〜３．２％の範囲である。
【００１３】Ｐは、耐脱亜鉛腐食性を向上させるよう作
用する。とくにα相の脱亜鉛腐食の抑制に効果があり、
０．０２％以上の微量の添加により十分な脱亜鉛腐食性
を示す。また結晶粒を小さくするよう機能する。Ｐの一
部は硬くて脆いＣｕ3 Ｐ相として存在すること、Ｃｕと
Ｃｕ3 Ｐ相との共晶温度が７１４℃と低いことを考慮
し、冷間加工性および熱間加工性の観点からＰを多量に
添加することは好ましくなく、機械的性質の低下や脆化
も生じないために、Ｐの上限は０．０７％とするのが好
ましい。さらに好ましいＰに含有範囲は０．０３〜０．
０６％である。
用する。とくにα相の脱亜鉛腐食の抑制に効果があり、
０．０２％以上の微量の添加により十分な脱亜鉛腐食性
を示す。また結晶粒を小さくするよう機能する。Ｐの一
部は硬くて脆いＣｕ3 Ｐ相として存在すること、Ｃｕと
Ｃｕ3 Ｐ相との共晶温度が７１４℃と低いことを考慮
し、冷間加工性および熱間加工性の観点からＰを多量に
添加することは好ましくなく、機械的性質の低下や脆化
も生じないために、Ｐの上限は０．０７％とするのが好
ましい。さらに好ましいＰに含有範囲は０．０３〜０．
０６％である。
【００１４】Ｆｅは、α相の粗大化を抑制し機械的性質
を安定化させる。Ｆｅの好ましい含有量は０．３０％以
下の範囲であり、０．３０％を越えると、通常のα＋β
黄銅の加工温度以上に保持しないと固溶せず、部分的に
結晶粒の成長を妨害し、結晶粒径が大小混粒となり易
く、機械的性質のばらつきの原因となる。Ｆｅが固溶せ
ず残留した場合には抽伸破断の原因となる。さらに好ま
しいＦｅの含有範囲は０．１０〜０．２５％である。
を安定化させる。Ｆｅの好ましい含有量は０．３０％以
下の範囲であり、０．３０％を越えると、通常のα＋β
黄銅の加工温度以上に保持しないと固溶せず、部分的に
結晶粒の成長を妨害し、結晶粒径が大小混粒となり易
く、機械的性質のばらつきの原因となる。Ｆｅが固溶せ
ず残留した場合には抽伸破断の原因となる。さらに好ま
しいＦｅの含有範囲は０．１０〜０．２５％である。
【００１５】Ｓｎは、α相の脱亜鉛腐食を抑制するだけ
でなく、β相の耐脱亜鉛腐食性の向上にも有効に機能す
る。すなわち、後述する熱処理により、β相をα相で包
み込むような組織とした場合においても、数％のβ相が
材料表面に露出するが、Ｓｎと添加することによって、
この材料表面に露出したβ相の脱亜鉛腐食をも抑制する
ことが可能となる。Ｓｎの好ましい含有量は０．２０〜
０．５０％の範囲であり、０．２０％未満ではその効果
が小さく、０．５０％を越えると、熱処理条件によって
は硬くて脆いγ相が析出する場合がある。さらに好まし
いＳｎの含有範囲は０．２５〜０．４０％である。ま
た、Ｓｎの添加は、見かけ上のＺｎ量を増加させる効果
があるため、Ｓｎを添加する場合には、Ｃｕの含有量を
６０．０〜６３．０％の範囲とするのが好ましい。
でなく、β相の耐脱亜鉛腐食性の向上にも有効に機能す
る。すなわち、後述する熱処理により、β相をα相で包
み込むような組織とした場合においても、数％のβ相が
材料表面に露出するが、Ｓｎと添加することによって、
この材料表面に露出したβ相の脱亜鉛腐食をも抑制する
ことが可能となる。Ｓｎの好ましい含有量は０．２０〜
０．５０％の範囲であり、０．２０％未満ではその効果
が小さく、０．５０％を越えると、熱処理条件によって
は硬くて脆いγ相が析出する場合がある。さらに好まし
いＳｎの含有範囲は０．２５〜０．４０％である。ま
た、Ｓｎの添加は、見かけ上のＺｎ量を増加させる効果
があるため、Ｓｎを添加する場合には、Ｃｕの含有量を
６０．０〜６３．０％の範囲とするのが好ましい。
【００１６】なお、本発明の黄銅において、不純物とし
てのＳｉ、Ａｌは、見かけ上のＺｎ量を著しく増加させ
る効果があり、Ｃｕ濃度を前記にように制御しても組織
制御が不十分となるおそれがあるため極力抑える必要が
あり、Ｓｉ：０．０００５％以下、Ａｌ：０．０５％以
下とするのが好ましい。
てのＳｉ、Ａｌは、見かけ上のＺｎ量を著しく増加させ
る効果があり、Ｃｕ濃度を前記にように制御しても組織
制御が不十分となるおそれがあるため極力抑える必要が
あり、Ｓｉ：０．０００５％以下、Ａｌ：０．０５％以
下とするのが好ましい。
【００１７】本発明においては、マトリックスがα相と
β相の２相からなり、且つβ相がα相で分断されている
組織を有することを特徴とする。β相がα相で分断さ
れ、β相が、Ｐの含有により耐脱亜鉛腐食性が向上した
α相で包み込まれるような組織形態とすることにより、
脱亜鉛腐食が進行し難くなり、良好な耐脱亜鉛腐食性が
達成される。
β相の２相からなり、且つβ相がα相で分断されている
組織を有することを特徴とする。β相がα相で分断さ
れ、β相が、Ｐの含有により耐脱亜鉛腐食性が向上した
α相で包み込まれるような組織形態とすることにより、
脱亜鉛腐食が進行し難くなり、良好な耐脱亜鉛腐食性が
達成される。
【００１８】上記の組織形態を得るための製造方法につ
いて説明すると、まず、前記の組成を有する合金を造塊
し、得られた鋳塊を押出加工する。前記の組成を有する
合金は、Ｃｕの含有量が低く、常にα相、β相の２相か
らなるので押出加工は容易である。押出後のマトリック
スはα＋β相からなり、β相は大部分が連続した状態で
存在する。この押出材の組織に特定の条件による熱処理
を施すことにより、連続したβ相がα相によって分断さ
れ、本発明の特徴とする組織性状となる。
いて説明すると、まず、前記の組成を有する合金を造塊
し、得られた鋳塊を押出加工する。前記の組成を有する
合金は、Ｃｕの含有量が低く、常にα相、β相の２相か
らなるので押出加工は容易である。押出後のマトリック
スはα＋β相からなり、β相は大部分が連続した状態で
存在する。この押出材の組織に特定の条件による熱処理
を施すことにより、連続したβ相がα相によって分断さ
れ、本発明の特徴とする組織性状となる。
【００１９】本発明における熱処理の第１の実施態様
は、前記の鋳塊を、押出加工した後、または押出および
抽伸加工した後、３５０〜５５０℃の温度で、好ましく
は１〜６時間焼鈍処理するものである。３５０〜５５０
℃の温度で熱処理を施すことにより、Ｃｕ−Ｚｎ状態図
に基づく金相学上の原理に従って、β相の一部がα相に
変化して、組織中のα相の存在比率が増大し、その結
果、残留したβ相はα相によって分断されα相に包み込
まれたような形態となり耐脱亜鉛腐食性が向上する。
は、前記の鋳塊を、押出加工した後、または押出および
抽伸加工した後、３５０〜５５０℃の温度で、好ましく
は１〜６時間焼鈍処理するものである。３５０〜５５０
℃の温度で熱処理を施すことにより、Ｃｕ−Ｚｎ状態図
に基づく金相学上の原理に従って、β相の一部がα相に
変化して、組織中のα相の存在比率が増大し、その結
果、残留したβ相はα相によって分断されα相に包み込
まれたような形態となり耐脱亜鉛腐食性が向上する。
【００２０】熱処理（焼鈍）温度が３５０℃未満ではβ
相の分断効果が十分に得られず、熱処理温度が５５０℃
を越えると、α相からβ相への変態が生じ、β相が増え
て連続相となり、耐食性が劣るようになる。焼鈍処理
後、抽伸加工、矯正仕上げ加工などを施すことができ
る。
相の分断効果が十分に得られず、熱処理温度が５５０℃
を越えると、α相からβ相への変態が生じ、β相が増え
て連続相となり、耐食性が劣るようになる。焼鈍処理
後、抽伸加工、矯正仕上げ加工などを施すことができ
る。
【００２１】本発明における熱処理の第２の実施態様
は、前記の鋳塊を、押出加工した後、押出材を１０℃／
秒以下の冷却速度で３００℃まで徐冷するものである。
前記のように、本発明の組成を有する合金は、Ｃｕの含
有量が低く、常にα相、β相の２相からなるので押出加
工は容易であり、押出後の組織は、α＋β相からなり、
β相は連続した状態で存在している。
は、前記の鋳塊を、押出加工した後、押出材を１０℃／
秒以下の冷却速度で３００℃まで徐冷するものである。
前記のように、本発明の組成を有する合金は、Ｃｕの含
有量が低く、常にα相、β相の２相からなるので押出加
工は容易であり、押出後の組織は、α＋β相からなり、
β相は連続した状態で存在している。
【００２２】本発明のＣｕ濃度範囲を有する黄銅の場合
には、押出後の温度低下に伴ってβ相からα相への相変
態によりβ相の存在比率が低下する。この相変態はＺｎ
原子の拡散が律速するため、拡散速度を考慮して押出材
を１０℃／秒以下の冷却速度で徐冷することにより、Ｃ
ｕ−Ｚｎ状態図に基づく金相学上の原理に従って、β相
の一部がα相に変化して、組織中のα相の存在比率が増
加し、その結果、残留したβ相はα相によって分断され
α相に包み込まれたような形態となり耐脱亜鉛腐食性が
向上する。
には、押出後の温度低下に伴ってβ相からα相への相変
態によりβ相の存在比率が低下する。この相変態はＺｎ
原子の拡散が律速するため、拡散速度を考慮して押出材
を１０℃／秒以下の冷却速度で徐冷することにより、Ｃ
ｕ−Ｚｎ状態図に基づく金相学上の原理に従って、β相
の一部がα相に変化して、組織中のα相の存在比率が増
加し、その結果、残留したβ相はα相によって分断され
α相に包み込まれたような形態となり耐脱亜鉛腐食性が
向上する。
【００２３】押出後の冷却速度が１０℃／秒を越える
と、５５０℃を越える高温領域の場合には、β相からβ
＋α相への変態が生じるため、拡散距離が短範囲で足り
るから問題ないが、５５０℃以下の温度域においては、
β相からα相への変態が生じるため、長範囲の拡散が必
要となり、冷却速度に拡散速度が追随し切れず、β相の
分断が不十分となり、十分な耐脱亜鉛腐食性が得られな
い。押出材を徐冷した後、抽伸加工、矯正仕上げ加工な
どを施すことができる。
と、５５０℃を越える高温領域の場合には、β相からβ
＋α相への変態が生じるため、拡散距離が短範囲で足り
るから問題ないが、５５０℃以下の温度域においては、
β相からα相への変態が生じるため、長範囲の拡散が必
要となり、冷却速度に拡散速度が追随し切れず、β相の
分断が不十分となり、十分な耐脱亜鉛腐食性が得られな
い。押出材を徐冷した後、抽伸加工、矯正仕上げ加工な
どを施すことができる。
【００２４】
【実施例】以下、本発明の実施例を比較例と対比して説
明するとともに、それに基づいてその効果を実証する。
なお、これらの実施例は、本発明の好ましい一実施態様
を説明するためのものであって、これにより本発明が制
限されるものではない。
明するとともに、それに基づいてその効果を実証する。
なお、これらの実施例は、本発明の好ましい一実施態様
を説明するためのものであって、これにより本発明が制
限されるものではない。
【００２５】実施例１ ６５／３５黄銅のリターンスクラップを主原料とし、こ
れに新地金を混合して添加元素の濃度を調整した表１に
示す組成の合金を溶解、鋳造し、直径２９４ｍｍのビレ
ットに造塊した。
れに新地金を混合して添加元素の濃度を調整した表１に
示す組成の合金を溶解、鋳造し、直径２９４ｍｍのビレ
ットに造塊した。
【００２６】得られた鋳塊を、６４０℃の温度で直径２
０ｍｍの棒材に押出加工した後、断面減少率１０％で冷
間抽伸を行い、ついで表１に示す条件で焼鈍処理し、さ
らに断面減少率１５％で冷間抽伸した後、矯正仕上げ加
工した。焼鈍は、電気炉を使用して所定温度に所定時間
保持した後、徐冷することにより行った。
０ｍｍの棒材に押出加工した後、断面減少率１０％で冷
間抽伸を行い、ついで表１に示す条件で焼鈍処理し、さ
らに断面減少率１５％で冷間抽伸した後、矯正仕上げ加
工した。焼鈍は、電気炉を使用して所定温度に所定時間
保持した後、徐冷することにより行った。
【００２７】試験材Ｎｏ．２、Ｎｏ．３およびＮｏ．８
については、６４０℃の温度で直径２０ｍｍの棒材に押
出加工した後、熱間押出材を巻き取るコイルパンを断熱
材で覆うことにより、表１に示す冷却条件で徐冷される
よう調整し、徐冷後、断面減少率１５％で抽伸した後、
矯正仕上げ加工した。
については、６４０℃の温度で直径２０ｍｍの棒材に押
出加工した後、熱間押出材を巻き取るコイルパンを断熱
材で覆うことにより、表１に示す冷却条件で徐冷される
よう調整し、徐冷後、断面減少率１５％で抽伸した後、
矯正仕上げ加工した。
【００２８】矯正仕上げ加工後の試験材について、下記
の方法により組織観察を行い、加工性、耐脱亜鉛腐食
性、切削性を評価した。 組織観察：焼鈍後、または押出、徐冷後の試験材の縦断
面を顕微鏡で観察し、β相が連続状か分断状かを確認し
た。表１において、βｃはβ相が連続状のものを示し、
βｄはβ相が分断状のものを示す。 加工性：押出加工および抽伸加工中に破断あるいは割れ
が生じたものは不合格（×）、欠陥を生じることなく加
工できたものを合格（○）とした。
の方法により組織観察を行い、加工性、耐脱亜鉛腐食
性、切削性を評価した。 組織観察：焼鈍後、または押出、徐冷後の試験材の縦断
面を顕微鏡で観察し、β相が連続状か分断状かを確認し
た。表１において、βｃはβ相が連続状のものを示し、
βｄはβ相が分断状のものを示す。 加工性：押出加工および抽伸加工中に破断あるいは割れ
が生じたものは不合格（×）、欠陥を生じることなく加
工できたものを合格（○）とした。
【００２９】耐脱亜鉛腐食性：ＩＳＯ法に準拠して、試
験材を７５±３℃のＣｕＣｌ2 ・２Ｈ2 Ｏの１２．７ｇ
／ｌ溶液に２４時間浸漬し、脱亜鉛腐食深さを測定し、
以下の基準により評価した。 脱亜鉛腐食深さ１００μｍ以下（実用上脱亜鉛腐食の問
題が生じない深さ）のものは合格（○）、脱亜鉛腐食深
さが１００μｍを越えるものは不合格（×） 切削性：一定の条件で切削加工を行い、切粉が細かく分
断して切削性が優れていたものは合格（○）：切屑が連
続したものは不合格（×）とした。
験材を７５±３℃のＣｕＣｌ2 ・２Ｈ2 Ｏの１２．７ｇ
／ｌ溶液に２４時間浸漬し、脱亜鉛腐食深さを測定し、
以下の基準により評価した。 脱亜鉛腐食深さ１００μｍ以下（実用上脱亜鉛腐食の問
題が生じない深さ）のものは合格（○）、脱亜鉛腐食深
さが１００μｍを越えるものは不合格（×） 切削性：一定の条件で切削加工を行い、切粉が細かく分
断して切削性が優れていたものは合格（○）：切屑が連
続したものは不合格（×）とした。
【００３０】組織観察結果、加工性、耐脱亜鉛腐食性、
切削性の評価結果を表２に示す。表２にみられるよう
に、本発明に従う試験材Ｎｏ．１〜８はいずれも、β相
がα相で分断された組織形態を示し、熱間加工性および
冷間加工性は良好であり、優れた切削性、耐脱亜鉛腐食
性を示した。
切削性の評価結果を表２に示す。表２にみられるよう
に、本発明に従う試験材Ｎｏ．１〜８はいずれも、β相
がα相で分断された組織形態を示し、熱間加工性および
冷間加工性は良好であり、優れた切削性、耐脱亜鉛腐食
性を示した。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】実施例２ ６５／３５黄銅のリターンスクラップを主原料とし、こ
れに新地金を混合して添加元素の濃度を調整した表３に
示す組成の合金を溶解、鋳造し、直径２９４ｍｍのビレ
ットに造塊した。
れに新地金を混合して添加元素の濃度を調整した表３に
示す組成の合金を溶解、鋳造し、直径２９４ｍｍのビレ
ットに造塊した。
【００３４】得られた鋳塊を、試験材Ｎｏ．９、Ｎｏ．
１２〜１５およびＮｏ．１８については、６４０℃の温
度で直径２０ｍｍの棒材に押出加工した後、断面減少率
１０％で冷間抽伸加工し、ついで、表３に示す条件で焼
鈍処理し、さらに断面減少率１５％で冷間抽伸した後、
矯正仕上げ加工した。焼鈍は、電気炉を使用して所定温
度に所定時間保持した後、徐冷することにより行った。
１２〜１５およびＮｏ．１８については、６４０℃の温
度で直径２０ｍｍの棒材に押出加工した後、断面減少率
１０％で冷間抽伸加工し、ついで、表３に示す条件で焼
鈍処理し、さらに断面減少率１５％で冷間抽伸した後、
矯正仕上げ加工した。焼鈍は、電気炉を使用して所定温
度に所定時間保持した後、徐冷することにより行った。
【００３５】試験材Ｎｏ．１０〜１１およびＮｏ．１６
〜１７については、６４０℃の温度で直径２０ｍｍに押
出加工した後、実施例１と同様にして表３に示す冷却条
件で徐冷し、断面減少率１５％で冷間抽伸した後、矯正
仕上げ加工した。
〜１７については、６４０℃の温度で直径２０ｍｍに押
出加工した後、実施例１と同様にして表３に示す冷却条
件で徐冷し、断面減少率１５％で冷間抽伸した後、矯正
仕上げ加工した。
【００３６】矯正仕上げ加工後の試験材について、実施
例１と同一の方法により組織観察を行い、加工性、耐脱
亜鉛腐食性、切削性を評価した。結果を表４に示す。表
４にみられるように、本発明に従う試験材Ｎｏ．９〜１
８はいずれも、β相がα相で分断された組織形態を示
し、熱間加工性および冷間加工性は良好であり、優れた
切削性、耐脱亜鉛腐食性を示した。
例１と同一の方法により組織観察を行い、加工性、耐脱
亜鉛腐食性、切削性を評価した。結果を表４に示す。表
４にみられるように、本発明に従う試験材Ｎｏ．９〜１
８はいずれも、β相がα相で分断された組織形態を示
し、熱間加工性および冷間加工性は良好であり、優れた
切削性、耐脱亜鉛腐食性を示した。
【００３７】
【表３】
【００３８】
【表４】
【００３９】実施例３ ６５／３５黄銅のリターンスクラップを主原料とし、こ
れに新地金を混合して添加元素の濃度を調整した表５に
示す組成の合金を溶解、鋳造し、直径２９４ｍｍのビレ
ットに造塊した。
れに新地金を混合して添加元素の濃度を調整した表５に
示す組成の合金を溶解、鋳造し、直径２９４ｍｍのビレ
ットに造塊した。
【００４０】得られた鋳塊を、試験材Ｎｏ．１９〜２０
については、６４０℃の温度で直径２０ｍｍの棒材に押
出加工した後、断面減少率１０％で冷間抽伸加工し、つ
いで、表５に示す条件で焼鈍処理し、さらに断面減少率
１５％で冷間抽伸した後、矯正仕上げ加工した。焼鈍
は、実施例１と同様、電気炉を使用して所定温度に所定
時間保持した後、徐冷することにより行った。
については、６４０℃の温度で直径２０ｍｍの棒材に押
出加工した後、断面減少率１０％で冷間抽伸加工し、つ
いで、表５に示す条件で焼鈍処理し、さらに断面減少率
１５％で冷間抽伸した後、矯正仕上げ加工した。焼鈍
は、実施例１と同様、電気炉を使用して所定温度に所定
時間保持した後、徐冷することにより行った。
【００４１】試験材Ｎｏ．２１については、６４０℃の
温度で直径２０ｍｍに押出加工した後、実施例１と同様
にして表５に示す冷却条件で徐冷し、断面減少率１５％
で冷間抽伸した後、矯正仕上げ加工した。
温度で直径２０ｍｍに押出加工した後、実施例１と同様
にして表５に示す冷却条件で徐冷し、断面減少率１５％
で冷間抽伸した後、矯正仕上げ加工した。
【００４２】矯正仕上げ加工後の試験材について、実施
例１と同一の方法により組織観察を行い、加工性、耐脱
亜鉛腐食性、切削性を評価した。結果を表６に示す。表
６にみられるように、本発明に従う試験材Ｎｏ．１９〜
２１はいずれも、β相がα相で分断された組織形態を示
し、熱間加工性および冷間加工性は良好であり、優れた
切削性、耐脱亜鉛腐食性を示した。
例１と同一の方法により組織観察を行い、加工性、耐脱
亜鉛腐食性、切削性を評価した。結果を表６に示す。表
６にみられるように、本発明に従う試験材Ｎｏ．１９〜
２１はいずれも、β相がα相で分断された組織形態を示
し、熱間加工性および冷間加工性は良好であり、優れた
切削性、耐脱亜鉛腐食性を示した。
【００４３】
【表５】
【００４４】
【表６】
【００４５】比較例１ ６５／３５黄銅のリターンスクラップを主原料とし、こ
れに新地金を混合して添加元素の濃度を調整した表３に
示す組成の合金を溶解、鋳造し、直径２９４ｍｍのビレ
ットに造塊した。
れに新地金を混合して添加元素の濃度を調整した表３に
示す組成の合金を溶解、鋳造し、直径２９４ｍｍのビレ
ットに造塊した。
【００４６】得られた鋳塊を、試験材Ｎｏ．２２〜２
４、Ｎｏ．２７、Ｎｏ．２９〜３０およびＮｏ．３２〜
３４ については、６４０℃の温度で直径２０ｍｍの
棒材に押出加工した後、断面減少率１０％で冷間抽伸加
工し、ついで、表７に示す条件で焼鈍処理し、さらに断
面減少率１５％で冷間抽伸した後、矯正仕上げ加工し
た。焼鈍は、実施例１と同様、電気炉を使用して所定温
度に所定時間保持した後、徐冷することにより行った。
４、Ｎｏ．２７、Ｎｏ．２９〜３０およびＮｏ．３２〜
３４ については、６４０℃の温度で直径２０ｍｍの
棒材に押出加工した後、断面減少率１０％で冷間抽伸加
工し、ついで、表７に示す条件で焼鈍処理し、さらに断
面減少率１５％で冷間抽伸した後、矯正仕上げ加工し
た。焼鈍は、実施例１と同様、電気炉を使用して所定温
度に所定時間保持した後、徐冷することにより行った。
【００４７】試験材Ｎｏ．２５〜２６、Ｎｏ．２８、Ｎ
ｏ．３１およびＮｏ．３５については、６４０℃の温度
で直径２０ｍｍに押出加工した後、実施例１と同様にし
て表７に示す冷却条件で徐冷し、断面減少率１５％で冷
間抽伸した後、矯正仕上げ加工した。
ｏ．３１およびＮｏ．３５については、６４０℃の温度
で直径２０ｍｍに押出加工した後、実施例１と同様にし
て表７に示す冷却条件で徐冷し、断面減少率１５％で冷
間抽伸した後、矯正仕上げ加工した。
【００４８】矯正仕上げ加工後の試験材について、実施
例１と同一の方法により組織観察を行い、加工性、耐脱
亜鉛腐食性、切削性を評価した。結果を表８に示す。な
お、表７において、本発明の条件を外れたものには下線
を付した。
例１と同一の方法により組織観察を行い、加工性、耐脱
亜鉛腐食性、切削性を評価した。結果を表８に示す。な
お、表７において、本発明の条件を外れたものには下線
を付した。
【００４９】
【表７】
【００５０】
【表８】
【００５１】表８に示すように、試験材Ｎｏ．２２、Ｎ
ｏ．２４はＣｕ含有量が低いため、高温長時間の熱処理
を行ってもβ相が分断されず耐脱亜鉛腐食性が改善され
ない。また、β相存在率が高いため冷間加工性が劣り、
抽伸加工で破断が生じた。試験材Ｎｏ．２３、Ｎｏ．２
５はＣｕ量が多いため、β相存在率が低く熱間加工時の
変形抵抗が高くなり、押し詰まりが生じた。試験材Ｎ
ｏ．２６はＢｉ含有量が低いため、切削屑が螺旋状に連
なり十分な切削性が得られなかった。試験材Ｎｏ．２７
はＢｉ量が多いため、熱間加工時にＢｉの溶融に起因し
て割れが生じ、割れを抑制するためには押出速度を低下
させなければならなかった。また、Ｂｉを起点として抽
伸時に破断が生じた。
ｏ．２４はＣｕ含有量が低いため、高温長時間の熱処理
を行ってもβ相が分断されず耐脱亜鉛腐食性が改善され
ない。また、β相存在率が高いため冷間加工性が劣り、
抽伸加工で破断が生じた。試験材Ｎｏ．２３、Ｎｏ．２
５はＣｕ量が多いため、β相存在率が低く熱間加工時の
変形抵抗が高くなり、押し詰まりが生じた。試験材Ｎ
ｏ．２６はＢｉ含有量が低いため、切削屑が螺旋状に連
なり十分な切削性が得られなかった。試験材Ｎｏ．２７
はＢｉ量が多いため、熱間加工時にＢｉの溶融に起因し
て割れが生じ、割れを抑制するためには押出速度を低下
させなければならなかった。また、Ｂｉを起点として抽
伸時に破断が生じた。
【００５２】試験材Ｎｏ．２８はＰの含有量が少ないた
め、１００μｍを越える深さの脱亜鉛腐食が生じ、試験
材Ｎｏ．２９はＰ量が多いため、Ｃｕ3 Ｐを起点として
抽伸時に破断が生じた。試験材Ｎｏ．３０はＣｕ濃度に
対してＳｎ含有量が低いため、β相率が大きくなり、高
温長時間の熱処理においてもβ相が分断されず、脱亜鉛
腐食を抑制する効果が不十分となり１００μｍを越える
深さの脱亜鉛腐食が生じた。試験材Ｎｏ．３１はＳｎ量
が多いため、γ相が析出しγ相を起点として抽伸時に破
断が生じた。試験材Ｎｏ．３２はＦｅ含有量が多いた
め、熱間押出温度の６４０℃では完全には固溶せず、残
留したＦｅが起点となって抽伸破断が生じた。
め、１００μｍを越える深さの脱亜鉛腐食が生じ、試験
材Ｎｏ．２９はＰ量が多いため、Ｃｕ3 Ｐを起点として
抽伸時に破断が生じた。試験材Ｎｏ．３０はＣｕ濃度に
対してＳｎ含有量が低いため、β相率が大きくなり、高
温長時間の熱処理においてもβ相が分断されず、脱亜鉛
腐食を抑制する効果が不十分となり１００μｍを越える
深さの脱亜鉛腐食が生じた。試験材Ｎｏ．３１はＳｎ量
が多いため、γ相が析出しγ相を起点として抽伸時に破
断が生じた。試験材Ｎｏ．３２はＦｅ含有量が多いた
め、熱間押出温度の６４０℃では完全には固溶せず、残
留したＦｅが起点となって抽伸破断が生じた。
【００５３】試験材Ｎｏ．３３は焼鈍温度は低いため、
β相が完全に分断されず十分な耐脱亜鉛腐食性が得られ
なかった。また、焼鈍後のβ相存在率が低いため抽伸時
に破断が生じた。試験材Ｎｏ．３４は焼鈍温度が高いた
め、β相存在率が高くなり脱亜鉛腐食が顕著となり、抽
伸時の破断発生率も大きくなった。試験材Ｎｏ．３５は
押出後の冷却速度が大きいためα相の析出が不十分とな
り、β相存在率が高く且つβ相がα相により分断され
ず、十分な耐脱亜鉛腐食性が得られなかった。また、抽
伸時の破断発生率も大きくなった。
β相が完全に分断されず十分な耐脱亜鉛腐食性が得られ
なかった。また、焼鈍後のβ相存在率が低いため抽伸時
に破断が生じた。試験材Ｎｏ．３４は焼鈍温度が高いた
め、β相存在率が高くなり脱亜鉛腐食が顕著となり、抽
伸時の破断発生率も大きくなった。試験材Ｎｏ．３５は
押出後の冷却速度が大きいためα相の析出が不十分とな
り、β相存在率が高く且つβ相がα相により分断され
ず、十分な耐脱亜鉛腐食性が得られなかった。また、抽
伸時の破断発生率も大きくなった。
【００５４】
【発明の効果】本発明によれば、優れた耐脱亜鉛腐食性
と切削性をそなえ、熱間加工性および冷間加工性が良好
な無鉛快削黄銅およびその製造方法が提供される。
と切削性をそなえ、熱間加工性および冷間加工性が良好
な無鉛快削黄銅およびその製造方法が提供される。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｋ ６４０ ６４０Ａ ６８２ ６８２ ６８３ ６８３ ６８５ ６８５Ｚ ６９１ ６９１Ｂ ６９２ ６９２Ａ ６９２Ｂ (72)発明者 渥美 哲郎 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽金 属工業株式会社内 (72)発明者 吉川 善浩 茨城県石岡市大字柏原４番１号 新日東金 属株式会社内
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃｕ：５９．０〜６２．０％（質量％、
以下同じ）、Ｂｉ：０．３〜４．０％、Ｐ：０．０２〜
０．０７％、Ｆｅ：０．３０％以下（０％を含む、以下
同じ）、残部Ｚｎおよび不可避不純物からなる組成を有
し、α相とβ相の２相からなり且つβ相がα相で分断さ
れている組織を有することを特徴とする耐脱亜鉛腐食性
に優れた無鉛快削黄銅。 - 【請求項２】 Ｃｕ：６０．０〜６３．０％、Ｂｉ：
０．３〜４．０％、Ｐ：０．０２〜０．０７％、Ｓｎ：
０．２０〜０．５０％、Ｆｅ：０．３０％以下を含有
し、残部Ｚｎおよび不可避不純物からなる組成を有し、
α相とβ相の２相からなり且つβ相がα相で分断されて
いる組織を有することを特徴とする耐脱亜鉛腐食性に優
れた無鉛快削黄銅。 - 【請求項３】 請求項１または２記載の組成を有する銅
合金の鋳塊を、押出後、または押出および抽伸した後、
３５０〜５５０℃の温度で焼鈍する工程を包含すること
を特徴とする耐脱亜鉛腐食性に優れた無鉛快削黄銅の製
造方法。 - 【請求項４】 請求項１または２記載の組成を有する銅
合金の鋳塊を押出後、３００℃まで１０℃／秒以下の冷
却速度で徐冷する工程を包含することを特徴とする耐脱
亜鉛腐食性に優れた無鉛快削黄銅の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000190522A JP2002003967A (ja) | 2000-06-26 | 2000-06-26 | 耐脱亜鉛腐食性に優れた無鉛快削黄銅およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000190522A JP2002003967A (ja) | 2000-06-26 | 2000-06-26 | 耐脱亜鉛腐食性に優れた無鉛快削黄銅およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002003967A true JP2002003967A (ja) | 2002-01-09 |
Family
ID=18689976
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000190522A Pending JP2002003967A (ja) | 2000-06-26 | 2000-06-26 | 耐脱亜鉛腐食性に優れた無鉛快削黄銅およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002003967A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003277855A (ja) * | 2002-03-22 | 2003-10-02 | San-Etsu Metals Co Ltd | 無鉛快削黄銅合金材及びその製造方法 |
| EP1502965A1 (en) * | 2003-08-01 | 2005-02-02 | Kovohute Celakovice, a.s. | Free cutting brass alloy |
| US6942742B2 (en) | 2003-02-13 | 2005-09-13 | Dowa Mining Co., Ltd. | Copper-based alloy excellent in dezincing resistance |
| JP2006097074A (ja) * | 2004-09-29 | 2006-04-13 | Dowa Mining Co Ltd | 快削黄銅 |
| JPWO2004061141A1 (ja) * | 2002-12-27 | 2006-05-11 | 住友軽金属工業株式会社 | 金属材料およびその製造方法 |
| JP2006322059A (ja) * | 2005-05-20 | 2006-11-30 | Kyoto Brass Co Ltd | 無鉛快削性黄銅合金及びその製造方法 |
| EP1790742A1 (en) * | 2004-03-29 | 2007-05-30 | San-Etsu Metals Co., Ltd | Brass material |
| CN102925744A (zh) * | 2012-10-25 | 2013-02-13 | 江西理工大学 | 一种无铅黄铜合金及其制备方法 |
| US10287653B2 (en) | 2013-03-15 | 2019-05-14 | Garrett Transportation I Inc. | Brass alloys for use in turbocharger bearing applications |
-
2000
- 2000-06-26 JP JP2000190522A patent/JP2002003967A/ja active Pending
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003277855A (ja) * | 2002-03-22 | 2003-10-02 | San-Etsu Metals Co Ltd | 無鉛快削黄銅合金材及びその製造方法 |
| JP4509801B2 (ja) * | 2002-12-27 | 2010-07-21 | 住友軽金属工業株式会社 | 銅合金材料 |
| JPWO2004061141A1 (ja) * | 2002-12-27 | 2006-05-11 | 住友軽金属工業株式会社 | 金属材料およびその製造方法 |
| EP1950316A1 (en) * | 2002-12-27 | 2008-07-30 | Sumitomo Light Metal Industries, Ltd. | Metal material and manufacturing method |
| US6942742B2 (en) | 2003-02-13 | 2005-09-13 | Dowa Mining Co., Ltd. | Copper-based alloy excellent in dezincing resistance |
| EP1502965A1 (en) * | 2003-08-01 | 2005-02-02 | Kovohute Celakovice, a.s. | Free cutting brass alloy |
| EP1790742A1 (en) * | 2004-03-29 | 2007-05-30 | San-Etsu Metals Co., Ltd | Brass material |
| EP1790742A4 (en) * | 2004-03-29 | 2009-07-08 | San Etsu Metals Co Ltd | BRASS MATERIAL |
| US8303737B2 (en) | 2004-03-29 | 2012-11-06 | San-Etsu Metals Co., Ltd. | Brass material |
| JP2006097074A (ja) * | 2004-09-29 | 2006-04-13 | Dowa Mining Co Ltd | 快削黄銅 |
| JP2006322059A (ja) * | 2005-05-20 | 2006-11-30 | Kyoto Brass Co Ltd | 無鉛快削性黄銅合金及びその製造方法 |
| CN102925744A (zh) * | 2012-10-25 | 2013-02-13 | 江西理工大学 | 一种无铅黄铜合金及其制备方法 |
| US10287653B2 (en) | 2013-03-15 | 2019-05-14 | Garrett Transportation I Inc. | Brass alloys for use in turbocharger bearing applications |
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