JP2005187931A - 銅基合金とその合金を用いた鋳塊・接液部品 - Google Patents
銅基合金とその合金を用いた鋳塊・接液部品 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】鉛の含有量を抑えつつ、ミクロポロシティの集中発生を抑制して、合金の健全性を向上させた銅基合金とその合金を用いた鋳塊・接液部品を提供する。
【解決手段】銅基合金の凝固過程において、この合金中のデンドライト間隙に、固相線を超える温度で凝固する金属間化合物を晶出させ、溶質の移動を抑制してミクロポロシティを分散させると共に、前記金属間化合物の晶出により、液相線未満の温度で凝固する低融点金属又は低融点の金属間化合物を分散晶出させ、この低融点金属又は低融点の金属間化合物が前記ポロシティに入り込み、ミクロポロシティの発生を抑制することで、合金の健全性を向上させた銅基合金である。
【選択図】 図３
【解決手段】銅基合金の凝固過程において、この合金中のデンドライト間隙に、固相線を超える温度で凝固する金属間化合物を晶出させ、溶質の移動を抑制してミクロポロシティを分散させると共に、前記金属間化合物の晶出により、液相線未満の温度で凝固する低融点金属又は低融点の金属間化合物を分散晶出させ、この低融点金属又は低融点の金属間化合物が前記ポロシティに入り込み、ミクロポロシティの発生を抑制することで、合金の健全性を向上させた銅基合金である。
【選択図】 図３
Description
本発明は、鉛の含有量を抑えつつ、鋳造欠陥を減少して合金の健全性を向上させた銅基合金とその合金を用いた鋳塊・接液部品に関する。
一般に合金鋳物の凝固過程において、体積収縮に起因する引け巣欠陥が発生する場合がある。鋳物は凝固過程において、表面から冷却が始まり肉厚中央部分が最終凝固部となるが、この中央部分では、凝固前の液相が先に凝固した表面部方向に引張られ、体積収縮を生じて引け巣が発生し易い。この引け巣欠陥の形態は、その合金の組成、冷却条件などによって異なるが、特に、溶質偏析（濃度の偏り）が起こりやすく、凝固温度範囲が広い銅合金においては、ミクロポロシティと言われる微細な収縮巣（引け巣）として発生する場合がある。この欠陥の発生を抑制し、バルブ、コック、継手などの一般配管器材に要求される耐圧性を確保することを狙い、合金中に低融点金属や金属間化合物を晶出させる技術が知られている。
例えば、青銅鋳物（ＣＡＣ４０６）においては、低融点金属として鉛を添加、晶出させている。このＣＡＣ４０６は、重量比で５％程度の鉛を含有しており、この鉛が中央部分に生じた収縮巣を埋めるように作用するので、引け巣等の鋳造欠陥の少ない健全な鋳物が得られやすく、且つ、被削性が特に良好であるため、この種の配管器材用の接液金具に多く利用されている。しかし、この青銅合金をバルブ等の接液金具の材料に使用する場合、青銅鋳物にほとんど固溶されることなく晶出する鉛が、水中に溶出して水質を悪化させるおそれがある。この現象は、特に接液金具内に水が滞留した場合に顕著となる。
そこで、現在までに盛んにいわゆる鉛レス銅合金の開発が行われ、いくつかの新合金が提案されている（例えば、特許文献１乃至４参照。）。
そこで、現在までに盛んにいわゆる鉛レス銅合金の開発が行われ、いくつかの新合金が提案されている（例えば、特許文献１乃至４参照。）。
例えば、特公平５−６３５３６号公報（特許文献１）は、銅合金中の鉛に代えてＢｉを添加し、切削性を上げ、脱亜鉛を防止した鉛レス銅合金を提案している。
特許第２８８９８２９号公報（特許文献２）は、切削性向上のためのＢｉを添加し、鋳造時のポロシティ発生をＳｂの添加により抑制し、機械的強度を上げた無鉛青銅を提案している。
特開２０００−３３６４４２号公報（特許文献３）は、Ｂｉを添加して切削性、耐焼付性を改善すると共に、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｐを添加して耐脱亜鉛性と機械的性質を確保した無鉛快削青銅合金を提案している。
特開２００２−６０８６８号公報（特許文献４）は、１重量％以下の不純物としてＢｉとＳｂを含有し、リサイクル性を考慮しつつ、鋳造性、加工性、機械的性質を確保した無鉛青銅合金を提案している。
特公平５−６３５３６号公報
特許第２８８９８２９号公報
特開２０００−３３６４４２号公報
特開２００２−６０８６８号公報
特許第２８８９８２９号公報（特許文献２）は、切削性向上のためのＢｉを添加し、鋳造時のポロシティ発生をＳｂの添加により抑制し、機械的強度を上げた無鉛青銅を提案している。
特開２０００−３３６４４２号公報（特許文献３）は、Ｂｉを添加して切削性、耐焼付性を改善すると共に、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｐを添加して耐脱亜鉛性と機械的性質を確保した無鉛快削青銅合金を提案している。
特開２００２−６０８６８号公報（特許文献４）は、１重量％以下の不純物としてＢｉとＳｂを含有し、リサイクル性を考慮しつつ、鋳造性、加工性、機械的性質を確保した無鉛青銅合金を提案している。
しかしながら、上記のように提案されている鉛レス銅合金では、鉛の代替成分としてＢｉが添加されているが、過剰なＢｉ添加はコストアップとなることはもとより、引張り強さや伸びなどの機械的性質を低下させる原因となるため、従来の青銅鋳物における鉛含有量に比べ、体積比率で１／２以下の添加量としなければならないのが実状であった。さらに、青銅のように凝固温度範囲が広い合金では、Ｂｉのような溶質は鋳物表面に濃度が偏る逆偏析を生じ易い。従って、最終凝固部となる鋳物の肉厚中央部分においては、体積収縮を補うだけのＢｉ量が確保できず、多量のミクロポロシティ（引け巣欠陥）が発生して、合金の耐圧性能が低下するおそれがあった。
本発明は、上記の課題点に鑑み、鋭意研究の結果開発に至ったものであり、その目的とするところは、鉛の含有量を抑えつつ、ミクロポロシティの集中発生を抑制して、合金の健全性を向上させた銅基合金とその合金を用いた鋳塊・接液部品を提供することにある。
上記の目的を達成するため、請求項１に係る発明は、銅基合金の凝固過程において、この合金中のデンドライト間隙に、固相線を超える温度で凝固する金属間化合物を晶出させ、溶質の移動を抑制してミクロポロシティを分散させると共に、前記金属間化合物の晶出により、液相線未満の温度で凝固する低融点金属又は低融点の金属間化合物を分散晶出させ、この低融点金属又は低融点の金属間化合物が前記ポロシティに入り込み、ミクロポロシティの発生を抑制することで、合金の健全性を向上させた銅基合金である。
請求項２に係る発明は、少なくとも、Ｚｎ：５．０〜１０．０重量％、Ｓｅ：０＜Ｓｅ≦１．５重量％を含有して、銅基合金の凝固過程における合金中のデンドライト間隙に、金属間化合物であるＺｎＳｅを晶出させた銅基合金である。
請求項３に係る発明は、前記金属間化合物の面積率を０．３％以上５．０％以下とした銅基合金である。
請求項４に係る発明は、少なくとも、Ｂｉ：０．２５〜３．０重量％を含有して、銅基合金の凝固過程における溶質領域中に低融点金属であるＢｉを分散して晶出させた銅基合金である。
請求項５に係る発明は、前記低融点金属又は低融点の金属間化合物の面積率を０．２％以上２．５％以下とした銅基合金である。
請求項６に係る発明は、少なくとも、Ｚｎ：５．０〜１０．０重量％、Ｓｎ：２．８〜５．０重量％、Ｂｉ：０．２５〜３．０重量％、Ｓｅ：０＜Ｓｅ≦１．５重量％、Ｐ：０．５重量％未満、及び残部Ｃｕと不可避不純物としてＰｂ：０．２重量％未満からなる組成を有した銅基合金である。
請求項７に係る発明は、上記銅基合金を用いて製造した鋳塊、又はこの銅基合金を加工成形した接液部品である。
請求項１に係る発明によると、ミクロポロシティを分散させることにより、ミクロポロシティが合金中央部に集中発生することを防止すると共に、分散した低融点金属又は低融点の金属間化合物が前記ポロシティに入り込むことにより、効果的にこのミクロポロシティの発生を抑制して、合金の健全性を向上させ、所定の耐圧性能を確保できる銅基合金を提供することが可能となる。
請求項２又は３に係る発明によると、希少金属の含有量を抑えつつ、合金の健全性を向上させた経済性にも優れた銅基合金を提供することが可能となる。
請求項４又は５に係る発明によると、希少金属の含有量を抑えつつ、合金の健全性を向上させた経済性にも優れた銅基合金を提供することが可能となる。
請求項６に係る発明によると、所定の鉛溶出基準を満足すると共に、凝固温度範囲が広い青銅等であっても、合金の肉厚中央部分におけるミクロポロシティを減少させ、合金の健全性を向上させた銅基合金を得ることができ、特に、バルブなどの一般配管器材に好適な銅基合金を提供することが可能となる。
請求項７に係る発明によると、鋳塊（インゴット）を中間品として提供したり、接液部品として、飲料水用のバルブ、ステム、弁座、ジスク等のバルブ部品、水栓、継手等の配管器材、給排水管用機器、接液するストレーナ、ポンプ、モータ等の器具或は、接液する水栓金具、更には、給湯機器などの温水関連機器、上水ラインなどの部品、部材等、更には、上記最終製品、組立体等以外にもコイル、中空棒等の中間品を提供することが可能となる。
本発明における銅基合金とその合金を用いた鋳塊・接液部品の一実施形態を説明する。
本発明の銅基合金は、この合金の凝固過程で晶出する合金中のデンドライト（樹枝状晶）間隙に、この合金の固相線を超える温度域、より好ましくは固相線と液相線との間の温度域である凝固温度範囲内で凝固する金属間化合物ＺｎＳｅを晶出させ、溶質の移動を抑制してミクロポロシティ（引け巣）を分散させると共に、移動が抑制されることにより前記溶質領域中に分散して晶出したこの合金の液相線未満の温度域、より好ましくは凝固温度未満の温度で凝固する低融点金属Ｂｉ（又は低融点の金属間化合物）が前記ポロシティに入り込み、ミクロポロシティの発生を抑制することで、合金の健全性を向上させた銅基合金である。
本発明の銅基合金は、この合金の凝固過程で晶出する合金中のデンドライト（樹枝状晶）間隙に、この合金の固相線を超える温度域、より好ましくは固相線と液相線との間の温度域である凝固温度範囲内で凝固する金属間化合物ＺｎＳｅを晶出させ、溶質の移動を抑制してミクロポロシティ（引け巣）を分散させると共に、移動が抑制されることにより前記溶質領域中に分散して晶出したこの合金の液相線未満の温度域、より好ましくは凝固温度未満の温度で凝固する低融点金属Ｂｉ（又は低融点の金属間化合物）が前記ポロシティに入り込み、ミクロポロシティの発生を抑制することで、合金の健全性を向上させた銅基合金である。
前記金属間化合物としてＺｎＳｅを、また、低融点金属としてＢｉを採用して説明するが、その他、金属間化合物として、ＴｉＣｕ（融点９７５℃）、ＴｉＣｕ３（融点８８５℃）、ＣｅＢｉ２（融点８８３℃）、前記低融点金属として、Ｉｎ（融点１５５℃）、Ｔｅ（融点４５３℃）、また、前記低融点の金属間化合物として、ＩｎＢｉ（融点１１０℃）、Ｉｎ２Ｂｉ（融点８９℃）などが挙げられる。
ここで、デンドライトとは、合金が凝固する際に見られる結晶であり、樹の枝状に形成されることから樹枝状晶という。また、溶質とは、少なくとも合金の凝固温度範囲内で液相をなす低融点相をいう。固相線とは、溶融合金の凝固が完了する温度を合金の組成毎に連ねた線をいい、液相線とは、溶融合金の凝固が開始する温度を合金の組成毎に連ねた線をいう。
ここで、デンドライトとは、合金が凝固する際に見られる結晶であり、樹の枝状に形成されることから樹枝状晶という。また、溶質とは、少なくとも合金の凝固温度範囲内で液相をなす低融点相をいう。固相線とは、溶融合金の凝固が完了する温度を合金の組成毎に連ねた線をいい、液相線とは、溶融合金の凝固が開始する温度を合金の組成毎に連ねた線をいう。
この銅基合金の組成は、少なくとも、Ｚｎ：５．０〜１０．０重量％、Ｓｎ：２．８〜５．０重量％、Ｂｉ：０．２５〜３．０重量％、Ｓｅ：０＜Ｓｅ≦１．５重量％、Ｐ：０．５重量％未満、及び残部Ｃｕと不可避不純物としてＰｂ：０．２重量％未満からなる組成を有した銅基合金であり、より効果的に合金の機械的性質を向上させる場合には、Ｎｉ：３．０重量％以下を添加してもよい。
本発明における銅基合金の組成範囲とその理由について説明する。
Ｚｎ：５．０〜１０．０重量％
切削性に影響を与えずに、硬さや機械的性質、とりわけ伸びを向上させる元素として有効である。また、Ｚｎは溶湯中へのガス吸収によるＳｎ酸化物の生成を抑制し、合金の健全性にも有効であるので、この作用を発揮させるために５．０重量％以上の含有が有効である。より実用的には後述するＢｉやＳｅの抑制分を補う観点から７．０重量％以上の含有が望ましい。一方、Ｚｎは蒸気圧が高いので、作業環境の確保や鋳造性を考慮すると、１０．０重量％以下の含有が好ましい。経済性も考えると、約８．０重量％が最適である。
Ｚｎ：５．０〜１０．０重量％
切削性に影響を与えずに、硬さや機械的性質、とりわけ伸びを向上させる元素として有効である。また、Ｚｎは溶湯中へのガス吸収によるＳｎ酸化物の生成を抑制し、合金の健全性にも有効であるので、この作用を発揮させるために５．０重量％以上の含有が有効である。より実用的には後述するＢｉやＳｅの抑制分を補う観点から７．０重量％以上の含有が望ましい。一方、Ｚｎは蒸気圧が高いので、作業環境の確保や鋳造性を考慮すると、１０．０重量％以下の含有が好ましい。経済性も考えると、約８．０重量％が最適である。
Ｓｅ：０＜Ｓｅ≦１．５重量％
Ｐｂの代替成分として、上記Ｚｎと金属間化合物を形成することにより、後述するＢｉと同様に切削性を確保しつつ、合金の健全性を向上するのに寄与する成分である。微量の含有でもＺｎと金属間化合物を形成し、合金の健全性の向上に寄与するが、この作用を確実に得つつ、実際の製造段階における成分調整の容易性も考慮すると、０．１重量％以上の含有が有効であり、この値を好適な下限値とした。とりわけＢｉの含有量を増やすことなく、金属間化合物ＺｎＳｅの晶出によりミクロポロシティを分散し、合金中央部におけるミクロポロシティの面積率を基準値以下として合金の健全性を向上するには、後述する図９に示すように、約０．２重量％の含有が最適である。一方、１重量％より多くＳｅを含有しても、上記ミクロポロシティの面積率の減少は平衡状態となるため、製造条件や測定条件等による誤差を考慮して、１．５重量％を上限値とした。とりわけＳｅの含有量を抑えつつ、所定の引張り強さを確保するには、０．３５重量％を上限値とするのがよい。
Ｐｂの代替成分として、上記Ｚｎと金属間化合物を形成することにより、後述するＢｉと同様に切削性を確保しつつ、合金の健全性を向上するのに寄与する成分である。微量の含有でもＺｎと金属間化合物を形成し、合金の健全性の向上に寄与するが、この作用を確実に得つつ、実際の製造段階における成分調整の容易性も考慮すると、０．１重量％以上の含有が有効であり、この値を好適な下限値とした。とりわけＢｉの含有量を増やすことなく、金属間化合物ＺｎＳｅの晶出によりミクロポロシティを分散し、合金中央部におけるミクロポロシティの面積率を基準値以下として合金の健全性を向上するには、後述する図９に示すように、約０．２重量％の含有が最適である。一方、１重量％より多くＳｅを含有しても、上記ミクロポロシティの面積率の減少は平衡状態となるため、製造条件や測定条件等による誤差を考慮して、１．５重量％を上限値とした。とりわけＳｅの含有量を抑えつつ、所定の引張り強さを確保するには、０．３５重量％を上限値とするのがよい。
Ｂｉ：０．２５〜３．０重量％
Ｐｂの代替成分たる低融点金属として、鋳造の凝固過程において、合金（鋳物）中に発生するミクロポロシティに入り込むことにより、合金の健全性を向上しつつ、切削性の確保に寄与する成分である。ミクロポロシティを減少させ、合金の耐圧性を確保するためには、０．２５重量％以上の含有が有効である。とりわけＳｅの含有量を抑えつつ、耐圧性の確保に必要なミクロポロシティの抑制作用を得るためには、後述する図９に示すように、０．５重量％の含有が好適である。一方、必要とされる機械的性質を確保するためには、３．０重量％以下とすることが有効であり、とりわけＢｉの含有量に対するミクロポロシティの減少効率を考慮すると、２．０重量％付近でミクロポロシティの減少が平衡状態となることから、２．０重量％以下とするのが好ましい。なお、Ｂｉの凝固・晶出温度は、約２７１℃である。
Ｐｂの代替成分たる低融点金属として、鋳造の凝固過程において、合金（鋳物）中に発生するミクロポロシティに入り込むことにより、合金の健全性を向上しつつ、切削性の確保に寄与する成分である。ミクロポロシティを減少させ、合金の耐圧性を確保するためには、０．２５重量％以上の含有が有効である。とりわけＳｅの含有量を抑えつつ、耐圧性の確保に必要なミクロポロシティの抑制作用を得るためには、後述する図９に示すように、０．５重量％の含有が好適である。一方、必要とされる機械的性質を確保するためには、３．０重量％以下とすることが有効であり、とりわけＢｉの含有量に対するミクロポロシティの減少効率を考慮すると、２．０重量％付近でミクロポロシティの減少が平衡状態となることから、２．０重量％以下とするのが好ましい。なお、Ｂｉの凝固・晶出温度は、約２７１℃である。
Ｓｎ：２．８〜５．０重量％
α相に固溶し、強度、硬さの向上、及びＳｎＯ２の保護皮膜の形成により、耐磨耗性と耐食性を向上させるために含有する。Ｓｎは実用成分範囲において、含有量を増やすにつれて、切削性を直線的に低下させる元素である。従って、含有量を抑えつつ、さらには耐食性を低下させない範囲で、機械的性質を確保する点を考慮し、上記の成分範囲とした。より好ましい範囲として、Ｓｎ含有量の影響を受けやすい伸びの特性に注目し、鋳造条件が変化しても略最高値付近の伸びを得られる範囲として、３．５〜４．５重量％の含有が最適である。
α相に固溶し、強度、硬さの向上、及びＳｎＯ２の保護皮膜の形成により、耐磨耗性と耐食性を向上させるために含有する。Ｓｎは実用成分範囲において、含有量を増やすにつれて、切削性を直線的に低下させる元素である。従って、含有量を抑えつつ、さらには耐食性を低下させない範囲で、機械的性質を確保する点を考慮し、上記の成分範囲とした。より好ましい範囲として、Ｓｎ含有量の影響を受けやすい伸びの特性に注目し、鋳造条件が変化しても略最高値付近の伸びを得られる範囲として、３．５〜４．５重量％の含有が最適である。
Ｎｉ：３．０重量％以下
より効果的に合金の機械的性質を向上させる場合に添加する。Ｎｉはある一定量まではα相に固溶し、マトリックスが強化され、合金の機械的性質が向上する。それ以上の含有は、Ｃｕ、Ｓｎと金属間化合物を形成し、切削性を向上させる一方、機械的性質を低下させることを考慮して、上記の成分範囲とした。機械的強度を向上させるためには、０．２重量％以上の含有が有効であるが、機械的強度のピークが０．６重量％付近に存在する。よって、鋳造条件の変化も考慮し、好適なＮｉ含有量を０．２〜０．７５重量％とした。
より効果的に合金の機械的性質を向上させる場合に添加する。Ｎｉはある一定量まではα相に固溶し、マトリックスが強化され、合金の機械的性質が向上する。それ以上の含有は、Ｃｕ、Ｓｎと金属間化合物を形成し、切削性を向上させる一方、機械的性質を低下させることを考慮して、上記の成分範囲とした。機械的強度を向上させるためには、０．２重量％以上の含有が有効であるが、機械的強度のピークが０．６重量％付近に存在する。よって、鋳造条件の変化も考慮し、好適なＮｉ含有量を０．２〜０．７５重量％とした。
Ｐ：０．５重量％未満
銅合金溶湯の脱酸を促進し、健全な鋳物、連鋳鋳塊を製作することを目的として、０．５重量％未満を添加する。過剰の含有は固相線が低下して偏析を生じやすく、また、Ｐ化合物を生じて脆弱化する。従って、型鋳造の場合は、２００〜３００ｐｐｍの含有が好ましく、連続鋳造の場合には、０．１〜０．２重量％の含有が好ましい。
銅合金溶湯の脱酸を促進し、健全な鋳物、連鋳鋳塊を製作することを目的として、０．５重量％未満を添加する。過剰の含有は固相線が低下して偏析を生じやすく、また、Ｐ化合物を生じて脆弱化する。従って、型鋳造の場合は、２００〜３００ｐｐｍの含有が好ましく、連続鋳造の場合には、０．１〜０．２重量％の含有が好ましい。
Ｐｂ：０．２重量％未満
Ｐｂを積極的に含有させない不可避不純物の範囲として、０．２重量％未満とした。
Ｐｂを積極的に含有させない不可避不純物の範囲として、０．２重量％未満とした。
上記銅基合金を用いて製造した鋳塊（インゴット）を中間品として提供したり、上記の合金を加工成形した接液部品に適用する。この接液部品は、例えば、飲料水用のバルブ、ステム、弁座、ジスク等のバルブ部品、水栓、継手等の配管器材、給排水管用機器、接液するストレーナ、ポンプ、モータ等の器具或は、接液する水栓金具、更には、給湯機器などの温水関連機器、上水ラインなどの部品、部材等、更には、上記最終製品、組立体等以外にもコイル、中空棒等の中間品にも広く適用することができる。
次に、本発明における銅基合金の健全性について試験を行い、その試験結果を説明する。図１は、階段状鋳物試験片の鋳造方案を示した説明図であり、図２は、各試験片の測定箇所を示した説明図である。
図１に示す階段状鋳物試験片の鋳造方案により、表１に示すＮｏ．１〜Ｎｏ．１５の供試品（Ｂｉ系鉛レス青銅合金）を鋳造し、得られた鋳物から図２に示す試験片を切断して、それぞれの試験片の切断面を研磨した上で、ＺｎＳｅ（金属間化合物）、Ｂｉ（低融点金属）、及びミクロポロシティの面積率を測定した。面積率の測定は、画像解析ソフトを用いて２００倍に拡大した領域を視野領域とし、この視野領域における各面積率を測定した。なお、同一測定位置において、視野領域を僅かずつずらしながら視野領域数ｎ＝１０を測定し、これらの平均値を該位置における面積率として表２に示す。階段状試験片の鋳造方案は、φ２５ｍｍの湯口からφ７０ｍｍ×１６０ｍｍの押し湯を介して、階段状部における肉厚４０ｍｍの側方から溶湯を流し込むようにしており、鋳造条件は、溶解は１５ｋｇ高周波実験炉で行い、溶解量は１３．５ｋｇとし、鋳込み温度１１８０℃、鋳込み時間７秒、鋳型はＣＯ２鋳型、脱酸処理はＰ：２５０ｐｐｍ添加とした。
図１に示す階段状鋳物試験片の鋳造方案により、表１に示すＮｏ．１〜Ｎｏ．１５の供試品（Ｂｉ系鉛レス青銅合金）を鋳造し、得られた鋳物から図２に示す試験片を切断して、それぞれの試験片の切断面を研磨した上で、ＺｎＳｅ（金属間化合物）、Ｂｉ（低融点金属）、及びミクロポロシティの面積率を測定した。面積率の測定は、画像解析ソフトを用いて２００倍に拡大した領域を視野領域とし、この視野領域における各面積率を測定した。なお、同一測定位置において、視野領域を僅かずつずらしながら視野領域数ｎ＝１０を測定し、これらの平均値を該位置における面積率として表２に示す。階段状試験片の鋳造方案は、φ２５ｍｍの湯口からφ７０ｍｍ×１６０ｍｍの押し湯を介して、階段状部における肉厚４０ｍｍの側方から溶湯を流し込むようにしており、鋳造条件は、溶解は１５ｋｇ高周波実験炉で行い、溶解量は１３．５ｋｇとし、鋳込み温度１１８０℃、鋳込み時間７秒、鋳型はＣＯ２鋳型、脱酸処理はＰ：２５０ｐｐｍ添加とした。
予め、合金の健全性の判断基準となるミクロポロシティの面積率を特定するために、肉厚２０ｍｍの階段状試験片について染色浸透探傷試験を行った。染色浸透探傷試験とは、試験片の切断面に浸透液を吹き付け、これを１０分間放置した後に浸透液を拭き取り、さらに、現像液を吹き付けて切断面に浮き出る赤色表示により、鋳造欠陥の有無を判定する試験である。この染色浸透探傷試験の試験結果、染色浸透探傷試験を行った供試品のＢｉ、Ｓｅの含有量、及びミクロポロシティの面積率を表３に示す。なお、各供試品におけるＺｎの含有量は約８重量％、Ｓｎは約３．６重量％、Ｐｂは約０．０３重量％、Ｐは約２２０ｐｐｍである。また、表３に示すように、欠陥が微少で耐圧性に問題のないものは○、欠陥が若干認められるが供試品により製造されたバルブがＪＩＳ規定の耐圧性を満足するものは△、欠陥が多発しているものは×として判定した。その結果、ミクロポロシティの面積率が２．５３％以下、より確実には約２．５％以下であれば、合金の欠陥が少なく、所定の耐圧性能を満たすことが確認された。
次に、銅基合金の固相線を超える温度域、より好ましくは固相線と液相線との間の温度域である凝固温度範囲内で凝固する金属間化合物ＺｎＳｅの作用を説明する。
図３は、供試品Ｎｏ．４（２％Ｂｉ−１％Ｓｅ）の金属組織写真である。この供試品の銅基合金の凝固温度範囲（約９８２〜７９８℃）内において凝固するＺｎＳｅ（融点約８８０℃）は、金属組織中において、Ｃｕを主体とする複数のデンドライト間隙に介在する溶質相（低融点相）に、単独若しくはＢｉと隣接する形で存在している。すなわち、銅基合金の凝固温度範囲内で凝固する金属間化合物ＺｎＳｅは、前記凝固温度範囲内で晶出するデンドライト間隙に捕捉されて自由な移動が妨げられることにより、合金中に略均一に分散して晶出し、偏析が抑制されることが判明した。なお、凝固温度範囲内での金属間化合物の凝固が好ましいのは、ある程度凝固が進行し、デンドライトが晶出した後に金属間化合物が凝固するので、金属間化合物がデンドライト間隙に確実に捕捉されるからである。これを表２の試験結果を基に検証する。
図３は、供試品Ｎｏ．４（２％Ｂｉ−１％Ｓｅ）の金属組織写真である。この供試品の銅基合金の凝固温度範囲（約９８２〜７９８℃）内において凝固するＺｎＳｅ（融点約８８０℃）は、金属組織中において、Ｃｕを主体とする複数のデンドライト間隙に介在する溶質相（低融点相）に、単独若しくはＢｉと隣接する形で存在している。すなわち、銅基合金の凝固温度範囲内で凝固する金属間化合物ＺｎＳｅは、前記凝固温度範囲内で晶出するデンドライト間隙に捕捉されて自由な移動が妨げられることにより、合金中に略均一に分散して晶出し、偏析が抑制されることが判明した。なお、凝固温度範囲内での金属間化合物の凝固が好ましいのは、ある程度凝固が進行し、デンドライトが晶出した後に金属間化合物が凝固するので、金属間化合物がデンドライト間隙に確実に捕捉されるからである。これを表２の試験結果を基に検証する。
Ｎｏ．２（２％Ｂｉ−０．１％Ｓｅ）、Ｎｏ．３（２％Ｂｉ−０．２％Ｓｅ）、Ｎｏ．４（２％Ｂｉ−１％Ｓｅ）、Ｎｏ．５（２％Ｂｉ−１．５％Ｓｅ）の各供試品について、鋳物肉厚２０ｍｍの試験片の各測定箇所におけるＺｎＳｅの面積率を図４のグラフに示す。各供試品において、図２に示すように、底面から１ｍｍ、中心位置、及び上面から１ｍｍのそれぞれ測定箇所におけるＺｎＳｅの面積率に差異は殆どなく、合金中において、銅基合金の凝固温度範囲内で凝固する金属間化合物が略均一に分散していることが数値面からも確認された。この分散は、鋳物肉厚が異なっても同様であり、図５のグラフに示すように、図４のグラフと同一の供試品について、肉厚が１０ｍｍ、２０ｍｍ、３０ｍｍ、４０ｍｍと異なっても、各供試品の中心位置におけるＺｎＳｅの面積率に差異は殆どない。
１５Ｚｎ−１２Ｓｎ−２Ｂｉ−０．４Ｓｅ（液相線約８６８℃・固相線約６７０℃）や２０Ｚｎ−８Ｓｎ−２Ｂｉ−０．２Ｓｅ（液相線約８７０℃・固相線約７０２℃）等の、Ｚｎ−Ｓｎを比較的高含有する合金、すなわち、合金の液相線温度がＺｎＳｅの晶出温度以下になる場合にも、ＺｎＳｅはデンドライト間隙に存在する。また、上記したＴｉＣｕ（融点９７５℃）や、その他金属間化合物に関しても同様である。
１５Ｚｎ−１２Ｓｎ−２Ｂｉ−０．４Ｓｅ（液相線約８６８℃・固相線約６７０℃）や２０Ｚｎ−８Ｓｎ−２Ｂｉ−０．２Ｓｅ（液相線約８７０℃・固相線約７０２℃）等の、Ｚｎ−Ｓｎを比較的高含有する合金、すなわち、合金の液相線温度がＺｎＳｅの晶出温度以下になる場合にも、ＺｎＳｅはデンドライト間隙に存在する。また、上記したＴｉＣｕ（融点９７５℃）や、その他金属間化合物に関しても同様である。
ＺｎＳｅがデンドライト間隙の溶質相（低融点相）流路に係止されて、この流路を塞ぐアンカー効果を発揮することにより、溶質相（低融点相）の自由な移動が妨げられ、結果としてミクロポロシティが肉厚中央部に集中発生することなく合金中に分散する。これを表２の試験結果を基に検証する。
Ｎｏ．１（２％Ｂｉ−０％Ｓｅ）、Ｎｏ．２（２％Ｂｉ−０．１％Ｓｅ）、Ｎｏ．３（２％Ｂｉ−０．２％Ｓｅ）、Ｎｏ．４（２％Ｂｉ−１％Ｓｅ）、Ｎｏ．５（２％Ｂｉ−１．５％Ｓｅ）の各供試品について、鋳物肉厚２０ｍｍの試験片の各測定箇所におけるミクロポロシティの面積率を図６のグラフに示す。Ｓｅを全く含有しないＮｏ．１の供試品では、中心におけるミクロポロシティの面積率が、底面から１ｍｍ、上面から１ｍｍの面積率に比べて非常に高く、しかも合金の耐圧性の判断基準とした２．５％を上回っている。これに対し、Ｓｅの含有量を０．１％、０．２％と上げていくに従い、供試品の中心におけるミクロポロシティは減少している。とりわけ、Ｓｅをわずか０．１重量％含有させただけで、供試品の中心位置におけるミクロポロシティの面積率は減少し、耐圧性の判断基準である２．５％を下回っている。従って、合金中において、銅基合金の凝固温度範囲内で凝固する金属間化合物を、合金中のデンドライト間隙に晶出させて溶質の移動を抑制することにより、ミクロポロシティを分散させることができ、合金肉厚中央部へのミクロポロシティの発生を抑制し、合金の健全性を向上させたことが数値面からも確認された。
この分散は、鋳物肉厚が異なっても同様であり、図７のグラフに示すように、図６のグラフと同一の供試品について、肉厚が１０ｍｍ、２０ｍｍ、３０ｍｍ、４０ｍｍと異なっても、Ｓｅの含有量を０．１％、０．２％と上げていくに従い、供試品の中心におけるミクロポロシティは減少し、耐圧性の判断基準である２．５％を下回るものとなっている。なお、肉厚３０ｍｍの供試品が高いミクロポロシティの面積率を有しているのは、試験方案上、この肉厚部位が最もミクロポロシティの発生し易い部位であるためである。実際の合金の製造にあたっては、Ｓｅの含有と共に鋳造方案の調整により、ミクロポロシティの発生を耐圧性の判断基準を下回るものとすることができる。
以上のことから、銅基合金の凝固温度範囲内で凝固する金属間化合物の面積率は、表２を基にしつつ、実際の鋳造条件による差異も考慮すると、０．３％以上５．０％以下の面積率が有効である。
以上のことから、銅基合金の凝固温度範囲内で凝固する金属間化合物の面積率は、表２を基にしつつ、実際の鋳造条件による差異も考慮すると、０．３％以上５．０％以下の面積率が有効である。
次に、銅基合金の液相線未満の温度域、より好ましくは凝固温度未満の温度で凝固する低融点金属Ｂｉの作用を説明する。
ＺｎＳｅがデンドライト間隙の溶質相（低融点相）流路に係止されて、この流路を塞ぐアンカー効果を発揮することにより、溶質相（低融点相）の自由な移動が妨げられ、結果として、銅基合金の凝固温度未満の温度で溶質領域中に凝固・晶出する低融点金属Ｂｉは、合金表面への偏析を抑制されて合金中に分散する。凝固温度未満の温度での低融点金属の凝固が好ましいのは、ＺｎＳｅがデンドライト間隙に係止されることにより、溶質の自由な移動が妨げられた後に低融点金属が凝固するので、低融点金属が確実に分散するからである。これを表２の試験結果を基に検証する。
ＺｎＳｅがデンドライト間隙の溶質相（低融点相）流路に係止されて、この流路を塞ぐアンカー効果を発揮することにより、溶質相（低融点相）の自由な移動が妨げられ、結果として、銅基合金の凝固温度未満の温度で溶質領域中に凝固・晶出する低融点金属Ｂｉは、合金表面への偏析を抑制されて合金中に分散する。凝固温度未満の温度での低融点金属の凝固が好ましいのは、ＺｎＳｅがデンドライト間隙に係止されることにより、溶質の自由な移動が妨げられた後に低融点金属が凝固するので、低融点金属が確実に分散するからである。これを表２の試験結果を基に検証する。
Ｎｏ．１（２％Ｂｉ−０％Ｓｅ）、Ｎｏ．２（２％Ｂｉ−０．１％Ｓｅ）、Ｎｏ．３（２％Ｂｉ−０．２％Ｓｅ）、Ｎｏ．４（２％Ｂｉ−１％Ｓｅ）、Ｎｏ．５（２％Ｂｉ−１．５％Ｓｅ）の各供試品について、鋳物肉厚２０ｍｍの試験片の各測定箇所におけるＢｉの面積率を図８のグラフに示す。Ｓｅを全く含有しないＮｏ．１の供試品では、底面から１ｍｍの位置や、上面から１ｍｍの位置におけるＢｉの面積率が、中心位置の面積率に比べて非常に高く、合金表面に偏析していることが示されている。これに対し、Ｓｅの含有量を０．１％、０．２％と上げていくに従い、供試品の表面におけるＢｉの面積率は減少し、中心位置における面積率との差異が減少している。とりわけ、Ｓｅをわずか０．１重量％含有させただけで、合金表面におけるＢｉの面積率は減少し、上面から１ｍｍの測定位置においては約３０％減少している。
従って、合金中において、銅基合金の凝固温度範囲内で凝固する金属間化合物を、合金中のデンドライト間隙に晶出させて溶質の移動を抑制することにより、上記凝固温度未満の温度で凝固する低融点金属を、上記溶質領域中に分散して晶出させることができ、合金表面への偏析を抑制させることが数値面からも確認された。なお、ＺｎＳｅがデンドライト間隙の溶質相（低融点相）流路に係止されて、溶質相の自由な移動を抑制していることは、図３の金属組織写真において、ＺｎＳｅが単独で存在している部位の周辺ではＳｎリッチな溶質相があまり見られない点からも確認することができる。より詳しくは、Ｂｉ周辺にはＢｉを取り囲むようにＳｎリッチな溶質相が存在するにもかかわらず、ＺｎＳｅ単独晶の周辺には比較的少ないことから確認することができる。
上記低融点金属Ｂｉがミクロポロシティに入り込み、ミクロポロシティの発生を抑制することについて、表２の試験結果を基に検証する。
Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１５の供試品について、鋳物肉厚２０ｍｍの試験片の中心位置におけるミクロポロシティの面積率を図９のグラフに示す。Ｓｅを全く含有しないＮｏ．１の供試品では、ミクロポロシティの面積率が高すぎ、Ｂｉの含有量を上げても耐圧性の判断基準である２．５％を下回ることがない。これに対して、Ｓｅの含有量を０．１％、０．２％と上げていくに従い、ミクロポロシティは減少し、とりわけ、Ｓｅをわずか０．１重量％含有させただけで、供試品の中心位置におけるミクロポロシティの面積率は減少し、Ｂｉが０．５重量％であるＮｏ．６（０．５％Ｂｉ−０％Ｓｅ）に対するＮｏ．７（０．５％Ｂｉ−０．１％Ｓｅ）の供試品においては、約４０％強も減少している。
Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１５の供試品について、鋳物肉厚２０ｍｍの試験片の中心位置におけるミクロポロシティの面積率を図９のグラフに示す。Ｓｅを全く含有しないＮｏ．１の供試品では、ミクロポロシティの面積率が高すぎ、Ｂｉの含有量を上げても耐圧性の判断基準である２．５％を下回ることがない。これに対して、Ｓｅの含有量を０．１％、０．２％と上げていくに従い、ミクロポロシティは減少し、とりわけ、Ｓｅをわずか０．１重量％含有させただけで、供試品の中心位置におけるミクロポロシティの面積率は減少し、Ｂｉが０．５重量％であるＮｏ．６（０．５％Ｂｉ−０％Ｓｅ）に対するＮｏ．７（０．５％Ｂｉ−０．１％Ｓｅ）の供試品においては、約４０％強も減少している。
従って、銅基合金の固相線を超える温度域、より好ましくは凝固温度範囲内で凝固する金属間化合物を、合金中のデンドライト間隙に晶出させて、溶質の移動を抑制してミクロポロシティを分散することができると共に、この合金の液相線未満の温度域、より好ましくは凝固温度未満の温度で凝固する低融点金属が分散して、ミクロポロシティに入り込むことにより、このミクロポロシティを効果的に減少させて、合金の健全性を向上させることが数値面からも確認された。
以上のことから、銅基合金の凝固温度未満の温度で凝固する低融点金属の面積率は、表２を基にしつつ、実際の鋳造条件による差異も考慮すると、０．２％以上２．５％以下の面積率が有効である。
以上のことから、銅基合金の凝固温度未満の温度で凝固する低融点金属の面積率は、表２を基にしつつ、実際の鋳造条件による差異も考慮すると、０．２％以上２．５％以下の面積率が有効である。
表２に示す供試品について、引張試験及び切削性試験を行った。
引張試験は、ＪＩＳ４号試験片（ＣＯ２鋳型）を試験片とし、試験条件は、鋳込み温度１１３０℃、アムスラー試験機にて試験を行った。いずれの試験片も引張り強さはＣＡＣ４０６の規格値１９５Ｎ／ｍｍ２を上回るものであることが確認された。また、伸びは２０％以上であった。従って、本実施例における合金によれば、所定の引張り強さを確保しつつ、合金の健全性を向上させ、所定の耐圧性能を確保することができる。
引張試験は、ＪＩＳ４号試験片（ＣＯ２鋳型）を試験片とし、試験条件は、鋳込み温度１１３０℃、アムスラー試験機にて試験を行った。いずれの試験片も引張り強さはＣＡＣ４０６の規格値１９５Ｎ／ｍｍ２を上回るものであることが確認された。また、伸びは２０％以上であった。従って、本実施例における合金によれば、所定の引張り強さを確保しつつ、合金の健全性を向上させ、所定の耐圧性能を確保することができる。
切削性試験は、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５、Ｎｏ．１０、Ｎｏ．１５について行い、円柱状の被削物を旋盤にて旋削加工したものを試験片とし、バイトにかかる切削抵抗を青銅鋳物ＣＡＣ４０６の切削抵抗を１００とした切削性指数で評価した。試験条件は、鋳込み温度１１８０℃（ＣＯ２鋳型）、被切削物の形状φ３１×２６０ｍｍ、表面粗さＲＡ＝３．２、切り込み深さ片肉３．０ｍｍ、旋盤回転数１８００ｒｐｍ、送り量０．２ｍｍ／ｒｅｖ、油使用なしにて行った。いずれの試験片も８５％以上の切削性を得ることができ、鉛レス青銅として適切な性能が得られた。
なお、上述してきた面積率で表した数値は、略そのまま体積率として扱うことができる。
なお、上述してきた面積率で表した数値は、略そのまま体積率として扱うことができる。
また、本実施例においては、銅基合金の凝固温度範囲内で金属間化合物が凝固するのが、合金の健全性を向上する上でより好ましいが、１５Ｚｎ−１２Ｓｎ−２Ｂｉ−０．４Ｓｅ（液相線約８７０℃・固相線約６７０℃）や、２０Ｚｎ−８Ｓｎ−２Ｂｉ−０．２Ｓｅ（液相線約８７０℃・固相線約７００℃）等、青銅系合金よりもＺｎやＳｎの含有量が高い銅基合金、すなわち、金属間化合物（例えば、ＺｎＳｅ：融点約８８０℃）が合金の凝固温度範囲よりも高い温度域で凝固することとなる銅基合金においても、合金の健全性を向上することができる。
本発明の銅基合金は、青銅合金、黄銅合金をはじめ、あらゆる銅基合金に適用可能であり、本発明の銅基合金を用いて製造した鋳塊（インゴット）を中間品として提供したり、本発明の合金を加工成形した接液部品に適用する。この接液部品は、例えば、飲料水用のバルブ、ステム、弁座、ジスク等のバルブ部品、水栓、継手等の配管器材、給排水管用機器、接液するストレーナ、ポンプ、モータ等の器具或は、接液する水栓金具、更には、給湯機器などの温水関連機器、上水ラインなどの部品、部材等、更には、上記最終製品、組立体等以外にもコイル、中空棒等の中間品にも広く適用することが可能である。
Claims (7)
- 銅基合金の凝固過程において、この合金中のデンドライト間隙に、固相線を超える温度で凝固する金属間化合物を晶出させ、溶質の移動を抑制してミクロポロシティを分散させると共に、前記金属間化合物の晶出により、液相線未満の温度で凝固する低融点金属又は低融点の金属間化合物を分散晶出させ、この低融点金属又は低融点の金属間化合物が前記ポロシティに入り込み、ミクロポロシティの発生を抑制することで、合金の健全性を向上させたことを特徴とする銅基合金。
- 請求項１に記載の銅基合金において、少なくとも、Ｚｎ：５．０〜１０．０重量％、Ｓｅ：０＜Ｓｅ≦１．５重量％を含有して、銅基合金の凝固過程における合金中のデンドライト間隙に、金属間化合物であるＺｎＳｅを晶出させた銅基合金。
- 前記金属間化合物の面積率を０．３％以上５．０％以下とした請求項１又は２に記載の銅基合金。
- 請求項１乃至３の何れか１項に記載の銅基合金において、少なくとも、Ｂｉ：０．２５〜３．０重量％を含有して、銅基合金の凝固過程における溶質領域中に低融点金属であるＢｉを分散して晶出させた銅基合金。
- 前記低融点金属又は低融点の金属間化合物の面積率を０．２％以上２．５％以下とした請求項１又は４に記載の銅基合金。
- 請求項１乃至５の何れか１項に記載の銅基合金において、少なくとも、Ｚｎ：５．０〜１０．０重量％、Ｓｎ：２．８〜５．０重量％、Ｂｉ：０．２５〜３．０重量％、Ｓｅ：０＜Ｓｅ≦１．５重量％、Ｐ：０．５重量％未満、及び残部Ｃｕと不可避不純物としてＰｂ：０．２重量％未満からなる組成を有した銅基合金。
- 請求項１乃至６の何れか１項に記載の銅基合金を用いて製造した鋳塊、又はこの銅基合金を加工成形した接液部品。
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