JP2003268514A - 黄銅の製造方法 - Google Patents
黄銅の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】溶体化処理に伴う残留応力による時期割れを防
止し、溶体化処理による優れた強度および延性の確保を
目的とした黄銅の製造方法を提供する。 【解決手段】見掛け上のＺｎ含有量が３０〜５０ｗｔ％
であり、α相とβ相との２相結晶組織からなる黄銅を準
備する工程、その後１００〜３００℃の焼鈍を施す工程
とを少なくとも有することを特徴とする黄銅の製造方
法、また、前記第三元素は、Ｓｎとし、更に、β相が１
５％以上の面積比率を有し、且つ、β相中のＳｎ濃度
が、１．５ｗｔ％以上であることを特徴とする黄銅の製
造方法とした。
止し、溶体化処理による優れた強度および延性の確保を
目的とした黄銅の製造方法を提供する。 【解決手段】見掛け上のＺｎ含有量が３０〜５０ｗｔ％
であり、α相とβ相との２相結晶組織からなる黄銅を準
備する工程、その後１００〜３００℃の焼鈍を施す工程
とを少なくとも有することを特徴とする黄銅の製造方
法、また、前記第三元素は、Ｓｎとし、更に、β相が１
５％以上の面積比率を有し、且つ、β相中のＳｎ濃度
が、１．５ｗｔ％以上であることを特徴とする黄銅の製
造方法とした。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、黄銅の改良に関す
るものである。
るものである。
【０００２】
【従来の技術とその課題】α＋βの２相黄銅は、α相の
優れた延性とβ相の優れた強度を持ちあわせた材料であ
り、加工のし易い材料として、種々の用途に利用されて
いるが、材料の強度として、更に、高い強度が要求され
る場合がある。
優れた延性とβ相の優れた強度を持ちあわせた材料であ
り、加工のし易い材料として、種々の用途に利用されて
いるが、材料の強度として、更に、高い強度が要求され
る場合がある。
【０００３】その為に、黄銅に第三元素を固溶させ、固
溶温度域以上の温度に加熱した後（結晶組織としてはα
+βの２相組織を形成）、急冷して第三元素を過飽和に
固溶する過飽和固溶体を作る溶体化処理を施すことによ
り高強度、耐磨耗、耐衝撃性、延性など種々の特性に優
れた黄銅を提供できる。
溶温度域以上の温度に加熱した後（結晶組織としてはα
+βの２相組織を形成）、急冷して第三元素を過飽和に
固溶する過飽和固溶体を作る溶体化処理を施すことによ
り高強度、耐磨耗、耐衝撃性、延性など種々の特性に優
れた黄銅を提供できる。
【０００４】しかし、急冷処理において、黄銅の外部と
内部の冷却速度の違いから、熱応力による残留応力が発
生する。この残留応力によって時期割れが発生すること
があり、製品とするまでに内部応力を緩和または除去す
る必要がある。一般的に、黄銅は、製造工程において冷
間加工における内部応力が発生し、最終工程付近で応力
除去の熱処理を施している。このときの温度は300℃よ
り高く、500℃程度であり、この条件を上記溶体化した
材料に適用すると、溶体化処理の効果が無くなり、強度
および延性等が低下する。
内部の冷却速度の違いから、熱応力による残留応力が発
生する。この残留応力によって時期割れが発生すること
があり、製品とするまでに内部応力を緩和または除去す
る必要がある。一般的に、黄銅は、製造工程において冷
間加工における内部応力が発生し、最終工程付近で応力
除去の熱処理を施している。このときの温度は300℃よ
り高く、500℃程度であり、この条件を上記溶体化した
材料に適用すると、溶体化処理の効果が無くなり、強度
および延性等が低下する。
【０００５】本発明は、溶体化処理による優れた強度お
よび延性を確保したまま、残留応力を緩和または除去
し、時期割れを防止することを目的とした黄銅の製造方
法を提供する。
よび延性を確保したまま、残留応力を緩和または除去
し、時期割れを防止することを目的とした黄銅の製造方
法を提供する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記の課題に
基づきなされたものであって、見掛け上のＺｎ含有量が
３０〜５０ｗｔ％であり、溶体化処理によって、第三元
素を固溶させたα相とβ相との２相結晶組織からなる黄
銅に１００〜３００℃の焼鈍を施すことを特徴とする黄
銅の製造方法とし、溶体化によって黄銅内部に残った残
留応力を低温度の焼鈍を施すことにより、ステンレス並
みの強度および延性を維持したまま除去でき、熱応力に
よる時期割れを防止することができる黄銅を提供できる
ものである。
基づきなされたものであって、見掛け上のＺｎ含有量が
３０〜５０ｗｔ％であり、溶体化処理によって、第三元
素を固溶させたα相とβ相との２相結晶組織からなる黄
銅に１００〜３００℃の焼鈍を施すことを特徴とする黄
銅の製造方法とし、溶体化によって黄銅内部に残った残
留応力を低温度の焼鈍を施すことにより、ステンレス並
みの強度および延性を維持したまま除去でき、熱応力に
よる時期割れを防止することができる黄銅を提供できる
ものである。
【０００７】また、前記第三元素として、Ｓｎを用い
た。Ｓｎは、結晶組織のすべり面を阻害しない大きさ
で、結晶相に固溶できるので、強度及び延性の向上の両
者を満足させることができるものである。
た。Ｓｎは、結晶組織のすべり面を阻害しない大きさ
で、結晶相に固溶できるので、強度及び延性の向上の両
者を満足させることができるものである。
【０００８】また、前記黄銅は、β相が１５％以上の面
積比率を有し、且つ、β相中のＳｎ濃度が、１．５ｗｔ
％以上とし、β相による歪みの回復を効果的に利用し、
且つ、β相中へＳｎを１．５ｗｔ％以上固溶させること
で、耐食性に劣るβ相の耐食性を向上させた。
積比率を有し、且つ、β相中のＳｎ濃度が、１．５ｗｔ
％以上とし、β相による歪みの回復を効果的に利用し、
且つ、β相中へＳｎを１．５ｗｔ％以上固溶させること
で、耐食性に劣るβ相の耐食性を向上させた。
【０００９】前記黄銅は、γ相を有することで、切削性
や耐蝕性に優れた黄銅とすることができる。この際、γ
相は、０．１〜３μｍ程度の素材の延性を阻害しない程
度の微細な結晶とすることが望ましい。
や耐蝕性に優れた黄銅とすることができる。この際、γ
相は、０．１〜３μｍ程度の素材の延性を阻害しない程
度の微細な結晶とすることが望ましい。
【００１０】
【実施の形態】本発明を更に詳述する。α相及びβ相の
結晶組織を持った黄銅としては、Ｃｕ６０％のＺｎ４０
％の黄銅が良く知られているが、第３元素として、Ｓ
ｎ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅなどの金属を添加して特性の改善
をしたものがある。この第３元素の添加は、Ｚｎが増減
したような結晶組織を生じさせ、それに対応した性質を
示すことが知られていることから、見掛け上のＺｎ含有
量というものが利用されている。
結晶組織を持った黄銅としては、Ｃｕ６０％のＺｎ４０
％の黄銅が良く知られているが、第３元素として、Ｓ
ｎ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅなどの金属を添加して特性の改善
をしたものがある。この第３元素の添加は、Ｚｎが増減
したような結晶組織を生じさせ、それに対応した性質を
示すことが知られていることから、見掛け上のＺｎ含有
量というものが利用されている。
【００１１】具体的には、「見掛け上のＺｎ含有量」と
いう用語は、ＡをＣｕ含有量［ｗｔ％］、ＢをＺｎ含有
量［ｗｔ％］、ｔを添加した第３元素（例えばＳｎ）の
Ｚｎ当量、Ｑをその第３元素の含有量［ｗｔ％］とした
とき、「｛（Ｂ＋ｔ・Ｑ）／（Ａ＋Ｂ＋ｔ・Ｑ）｝×１
００」の意味で用られるものである。ここで、第３元素
のＺｎ当量は、各元素固有の値であり、例えば、Ｓｎで
は、２、Ａｌでは、６．０、Ｍｎでは、０．５といった
ものとなる。
いう用語は、ＡをＣｕ含有量［ｗｔ％］、ＢをＺｎ含有
量［ｗｔ％］、ｔを添加した第３元素（例えばＳｎ）の
Ｚｎ当量、Ｑをその第３元素の含有量［ｗｔ％］とした
とき、「｛（Ｂ＋ｔ・Ｑ）／（Ａ＋Ｂ＋ｔ・Ｑ）｝×１
００」の意味で用られるものである。ここで、第３元素
のＺｎ当量は、各元素固有の値であり、例えば、Ｓｎで
は、２、Ａｌでは、６．０、Ｍｎでは、０．５といった
ものとなる。
【００１２】本発明では、見掛け上のＺｎ含有量を３０
〜５０ｗｔ％の範囲のものを利用するが、α＋βの2相
を有する結晶組織に適用できる発明であることから、本
範囲に限定されるものではない。また、第３元素とし
て、Ｓｎを利用し、Ｓｎをβ相中に多く固溶すること
で、β相の耐食性を向上させることができる。更に、溶
体化処理をすることで、Ｓｎを過飽和に結晶中、特に、
β相中に固溶させることができ、強度の向上と延性の低
下の抑制が可能となり、高い強度と冷間加工性に優れた
延性を持ちあわせた黄銅を提供できるものであり、Ｓｎ
の添加量としては、０．５〜２０ｗｔ％が望ましい。
０．５ｗｔ％より小さいと、Ｓｎの添加効果としての、
強度向上、延性確保、耐食性向上などの効果が発揮でき
ず、２０ｗｔ％より多いとα＋βの２相の結晶組織をと
ることが難しくなるので、２０ｗｔ％以下としている。
〜５０ｗｔ％の範囲のものを利用するが、α＋βの2相
を有する結晶組織に適用できる発明であることから、本
範囲に限定されるものではない。また、第３元素とし
て、Ｓｎを利用し、Ｓｎをβ相中に多く固溶すること
で、β相の耐食性を向上させることができる。更に、溶
体化処理をすることで、Ｓｎを過飽和に結晶中、特に、
β相中に固溶させることができ、強度の向上と延性の低
下の抑制が可能となり、高い強度と冷間加工性に優れた
延性を持ちあわせた黄銅を提供できるものであり、Ｓｎ
の添加量としては、０．５〜２０ｗｔ％が望ましい。
０．５ｗｔ％より小さいと、Ｓｎの添加効果としての、
強度向上、延性確保、耐食性向上などの効果が発揮でき
ず、２０ｗｔ％より多いとα＋βの２相の結晶組織をと
ることが難しくなるので、２０ｗｔ％以下としている。
【００１３】溶体化処理としては、上記組成範囲の黄銅
を４８０〜７８０℃に加熱して、４００℃まで５〜１０
００Ｋ／ｓｅｃの冷却速度で、急冷することにより行わ
れる。または、上記組成の黄銅を製造する各工程後、即
ち、鋳造後、熱間押出し後、鍛造後に急冷することによ
り行われる。
を４８０〜７８０℃に加熱して、４００℃まで５〜１０
００Ｋ／ｓｅｃの冷却速度で、急冷することにより行わ
れる。または、上記組成の黄銅を製造する各工程後、即
ち、鋳造後、熱間押出し後、鍛造後に急冷することによ
り行われる。
【００１４】上記により得られるα＋βの2相の結晶組
織は、溶体化処理によって内部に残留応力を持っている
ため、特殊な環境下では一定期間後に突然割れるという
時期割れを起こす危険性を持っている。この残留応力を
除去するためには熱処理を施す必要があるが、一般的に
行われる３００℃より高く、５００℃程度の熱処理で
は、溶体化処理により形成された過飽和固溶体が熱分解
し、強度および延性が低下する。そこで、残留応力のあ
る溶体化処理した黄銅を１００〜３００℃で熱処理する
と、過飽和固溶体であるβ相は熱分解や再結晶を起こさ
ず、回復のみがおきるため、強度および延性を損なうこ
となく残留応力だけを緩和または除去することができ
る。
織は、溶体化処理によって内部に残留応力を持っている
ため、特殊な環境下では一定期間後に突然割れるという
時期割れを起こす危険性を持っている。この残留応力を
除去するためには熱処理を施す必要があるが、一般的に
行われる３００℃より高く、５００℃程度の熱処理で
は、溶体化処理により形成された過飽和固溶体が熱分解
し、強度および延性が低下する。そこで、残留応力のあ
る溶体化処理した黄銅を１００〜３００℃で熱処理する
と、過飽和固溶体であるβ相は熱分解や再結晶を起こさ
ず、回復のみがおきるため、強度および延性を損なうこ
となく残留応力だけを緩和または除去することができ
る。
【００１５】また、α相とβ相の面積比率は、α相２０
〜８５％、β相15％以上が望ましい。この範囲は、α相
としては、黄銅の延性を十分に確保するために望ましい
面積比率であり、β相としては、Ｓｎが過飽和に固溶す
ることにより黄銅の強度をより高めるために望ましい面
積比率である。
〜８５％、β相15％以上が望ましい。この範囲は、α相
としては、黄銅の延性を十分に確保するために望ましい
面積比率であり、β相としては、Ｓｎが過飽和に固溶す
ることにより黄銅の強度をより高めるために望ましい面
積比率である。
【００１６】焼鈍については１００〜３００℃の比較的
低温度で行う。１００℃より低いと、β相の回復が不十
分で残留応力を十分に緩和できず、また、３００℃より
高いとβ相の熱分解が起き始め、強度および延性が低下
する。また、時間については、１０分から５時間行うの
が良い。１０分より短いとβ相の回復が十分に行えず、
残留応力の緩和が不十分で、５時間より長いとβ相の熱
分解が起き始め、強度および延性が低下する。また、γ
相を利用する際には、Ｓｎ濃度を比較的高くし、焼鈍の
温度も、２００〜３００℃と高めの温度を利用する。
低温度で行う。１００℃より低いと、β相の回復が不十
分で残留応力を十分に緩和できず、また、３００℃より
高いとβ相の熱分解が起き始め、強度および延性が低下
する。また、時間については、１０分から５時間行うの
が良い。１０分より短いとβ相の回復が十分に行えず、
残留応力の緩和が不十分で、５時間より長いとβ相の熱
分解が起き始め、強度および延性が低下する。また、γ
相を利用する際には、Ｓｎ濃度を比較的高くし、焼鈍の
温度も、２００〜３００℃と高めの温度を利用する。
【００１７】以下、更に、具体的な実施例により詳細に
説明する。実施例として、Ｃｕを６１．２ｗｔ％、Ｓｎ
を２．１ｗｔ％、残りをＺｎとした組成（見掛けのＺｎ
含有量は、４０．９ｗｔ％）で、図１に示す製造工程の
一例を用いて、評価を行った。組成調整された原料を溶
解し、鋳造し、ビレットを製造する。その後、ビレット
を適当な大きさに、切断し、再結晶温度域まで加熱し、
本材料では、５５０〜６５０℃で加熱して、熱間押出し
を行いφ２０の棒材を製造する。棒材は、熱間押出し
後、空冷される。空冷の為、結晶組織にγ相がでる場合
があるが、後工程でこのγ相は、無くなる為、延性の低
下を引き起こすことはない。次に、棒材を長さ４０ｍｍ
程度に切断し、約７００℃まで加熱して熱間鍛造により
図２に示す給水部材１を成形する。給水部材１は、温水
洗浄便器等の器具へ水を供給する部分に利用する給水部
材１であり、器具へ回転可能に取付けられる器具取付け
部２と図示しない給水管に螺合により固定接続される給
水接続部３からなる。この鍛造品に溶体化処理を施す。
即ち、鍛造品を素材の固溶温度域の５３０℃以上に加熱
した後、冷媒中に投下して、急冷（例えば、水冷）す
る。溶体化処理により、上記したとおり特性に優れたα
＋βの２相の結晶組織をえることができる。溶体化処理
は、熱間鍛造直後の鍛造品をそのまま、冷媒中に投下し
ても良い。このままでは、熱応力が内部に残留しており
時期割れを引き起こす恐れがある。そのため、上記した
範囲で焼鈍を行い、残留応力を緩和または除去する。
説明する。実施例として、Ｃｕを６１．２ｗｔ％、Ｓｎ
を２．１ｗｔ％、残りをＺｎとした組成（見掛けのＺｎ
含有量は、４０．９ｗｔ％）で、図１に示す製造工程の
一例を用いて、評価を行った。組成調整された原料を溶
解し、鋳造し、ビレットを製造する。その後、ビレット
を適当な大きさに、切断し、再結晶温度域まで加熱し、
本材料では、５５０〜６５０℃で加熱して、熱間押出し
を行いφ２０の棒材を製造する。棒材は、熱間押出し
後、空冷される。空冷の為、結晶組織にγ相がでる場合
があるが、後工程でこのγ相は、無くなる為、延性の低
下を引き起こすことはない。次に、棒材を長さ４０ｍｍ
程度に切断し、約７００℃まで加熱して熱間鍛造により
図２に示す給水部材１を成形する。給水部材１は、温水
洗浄便器等の器具へ水を供給する部分に利用する給水部
材１であり、器具へ回転可能に取付けられる器具取付け
部２と図示しない給水管に螺合により固定接続される給
水接続部３からなる。この鍛造品に溶体化処理を施す。
即ち、鍛造品を素材の固溶温度域の５３０℃以上に加熱
した後、冷媒中に投下して、急冷（例えば、水冷）す
る。溶体化処理により、上記したとおり特性に優れたα
＋βの２相の結晶組織をえることができる。溶体化処理
は、熱間鍛造直後の鍛造品をそのまま、冷媒中に投下し
ても良い。このままでは、熱応力が内部に残留しており
時期割れを引き起こす恐れがある。そのため、上記した
範囲で焼鈍を行い、残留応力を緩和または除去する。
【００１８】評価結果を表1に示す。ＳＣＣ評価方法
は、２５％ＮＨ３雰囲気で２４時間放置し、残留応力に
よる割れの発生を観察した。「割れなし」を○、「割れ
あり」を×とした。また、破断トルク測定方法は、給水
部材１を製品に取り付けた状態で、器具取り付け部２を
固定し、給水接続部３にナットを取り付け、レンチにて
トルクを掛け、給水部材１の破断した際のトルクを計測
した。
は、２５％ＮＨ３雰囲気で２４時間放置し、残留応力に
よる割れの発生を観察した。「割れなし」を○、「割れ
あり」を×とした。また、破断トルク測定方法は、給水
部材１を製品に取り付けた状態で、器具取り付け部２を
固定し、給水接続部３にナットを取り付け、レンチにて
トルクを掛け、給水部材１の破断した際のトルクを計測
した。
【００１９】
【表１】
【００２０】比較例１を低温焼鈍することで実施例１、
２、３、比較例２が得られる。強度は若干低下するがＳ
ＣＣによる割れが起きにくくなる。また、焼鈍温度が高
いほど破断トルクは低下し、比較例２に示す３２０℃で
はβ相が熱分解したため強度は大きく低下した。破断ト
ルクについては、延性に優れ、強度が高いほど大きな値
となる。
２、３、比較例２が得られる。強度は若干低下するがＳ
ＣＣによる割れが起きにくくなる。また、焼鈍温度が高
いほど破断トルクは低下し、比較例２に示す３２０℃で
はβ相が熱分解したため強度は大きく低下した。破断ト
ルクについては、延性に優れ、強度が高いほど大きな値
となる。
【００２１】
【発明の効果】本発明よれば、溶体化処理後、１００〜
３００℃の低温焼鈍を施すことで、時期割れを防止し、
強度と伸びを確保した黄銅を提供できる。
３００℃の低温焼鈍を施すことで、時期割れを防止し、
強度と伸びを確保した黄銅を提供できる。
【図１】 本発明の製造工程の一例を示す図である。
【図２】 特性評価に用いた鍛造品の外観である。
─────────────────────────────────────────────────────
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 Ｃ２２Ｆ 1/00 ６３０Ｂ
６３０Ｄ
６３０Ｋ
６４０ ６４０Ａ
６９１ ６９１Ｂ
Claims (4)
- 【請求項１】見掛け上のＺｎ含有量が３０〜５０ｗｔ％
であり、溶体化処理によって、第三元素を固溶させたα
相とβ相との２相結晶組織からなる黄銅を１００〜３０
０℃の焼鈍を施すことを特徴とする黄銅の製造方法。 - 【請求項２】前記第三元素は、Ｓｎであることを特徴と
請求項１記載の黄銅の製造方法。 - 【請求項３】前記黄銅は、β相が１５％以上の面積比率
を有し、且つ、β相中のＳｎ濃度が、１．５ｗｔ％以上
であることを特徴とする請求項2項記載の黄銅の製造方
法。 - 【請求項４】前記黄銅は、焼鈍後、γ相を有しているこ
とを特徴とする１乃至３記載の黄銅の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002071178A JP2003268514A (ja) | 2002-03-15 | 2002-03-15 | 黄銅の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002071178A JP2003268514A (ja) | 2002-03-15 | 2002-03-15 | 黄銅の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003268514A true JP2003268514A (ja) | 2003-09-25 |
Family
ID=29201527
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002071178A Pending JP2003268514A (ja) | 2002-03-15 | 2002-03-15 | 黄銅の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2003268514A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100732553B1 (ko) | 2005-06-28 | 2007-06-27 | 인하대학교 산학협력단 | 초소성 성형능이 우수한 2상 황동합금의 제조방법 |
| CN100455686C (zh) * | 2006-12-29 | 2009-01-28 | 江苏大学 | 一种铜锌铝形状记忆合金耐磨材料及其制备方法 |
| US11473172B2 (en) | 2017-03-24 | 2022-10-18 | Ihi Corporation | Wear-resistant copper-zinc alloy and mechanical device using same |
-
2002
- 2002-03-15 JP JP2002071178A patent/JP2003268514A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100732553B1 (ko) | 2005-06-28 | 2007-06-27 | 인하대학교 산학협력단 | 초소성 성형능이 우수한 2상 황동합금의 제조방법 |
| CN100455686C (zh) * | 2006-12-29 | 2009-01-28 | 江苏大学 | 一种铜锌铝形状记忆合金耐磨材料及其制备方法 |
| US11473172B2 (en) | 2017-03-24 | 2022-10-18 | Ihi Corporation | Wear-resistant copper-zinc alloy and mechanical device using same |
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