JP2005248303A

JP2005248303A - 無鉛快削青銅鋳物及び無鉛快削青銅物品の製造方法

Info

Publication number: JP2005248303A
Application number: JP2004063956A
Authority: JP
Inventors: Yasuo Okada; 保雄岡田
Original assignee: Marue Copper & Brass Manufacturing; MARUE SHINDO KK
Current assignee: Marue Copper & Brass Manufacturing; MARUE SHINDO KK
Priority date: 2004-03-08
Filing date: 2004-03-08
Publication date: 2005-09-15

Abstract

【課題】有鉛青銅鋳物系材料に近い切削性とそれに匹敵し或いはそれより優れた耐蝕性及び機械的性質を備えると共に複雑な形状、構造の加工にも対応することができ、しかも安全で鉛害の恐れがなく、加熱時にも脆化を生じない無鉛快削青銅鋳物及び無鉛快削青銅物品の製造方法を提供する。
【解決手段】８５．０〜８９．０重量％の銅（Ｃｕ）と、４．０〜６．０重量％の錫（Ｓｎ）と、５．０〜１０．０重量％の亜鉛（Ｚｎ）と、残余の不純物とからなる銅基合金から連続鋳造された無鉛青銅鋳物素材に５〜３０％の加工率でロータリ・スエージングによる冷間鍛造を施し、さらに４５０〜７００℃、０．５〜２．５時間の焼鈍を施して、切削性に優れた無鉛快削青銅鋳物を製造する。
【選択図】なし

Description

本発明は、切削性に優れた無鉛快削青銅鋳物及び無鉛快削青銅物品の製造方法に関する。

バルブ、コック、管継手、管、タンク、給水メータ等、水や水分と接触し得る部材（以下、接水器具と総称する。）には、従来、「ＪＩＳＨ３２５０Ｃ３６０４」等の規格による快削黄銅と称される黄銅伸銅系材料や「ＪＩＳＨ５１２０ＣＡＣ４０６（旧ＢＣ６）」、「ＪＩＳＨ５１２１ＣＡＣ４０６Ｃ（旧ＢＣ６Ｃ）」等の規格による青銅鋳物系材料が広く使用され、特に水道器具には耐蝕性に優れた後者の青銅鋳物系材料が広く採用されている。

前記青銅鋳物系材料には、容易に切削加工し得るように、通常、鉛（Ｐｂ）が約４〜６％添加され、このように添加された鉛は、銅合金のマトリックスに固溶せずに結晶粒の内外に微粒状に分散し、これによって該材料の切削性が確保されている。

前記のように鉛が添加された有鉛青銅鋳物系材料は、優れた切削性を呈する反面、水との接触により鉛を水中に浸出させる傾向があり、鉛害による環境汚染や健康被害を招く可能性があった。この点に関して、平成１５年４月１日施行の「給水装置の構造及び材質の基準に関する省令の一部を改正する省令」（厚生労働省令第１３８号）により鉛の浸出基準が改正され、飲用に供する給水・給湯設備には、鉛を前記のように約４〜６％と多量に含む従来の有鉛青銅鋳物系材料は事実上使用することができず、鉛の含有率が０．２５％以下のいわゆる無鉛銅合金材料が要求されるに至っている。

前記問題に対して、例えば特公平０５−６３５３６号、特開平０８−１２０３６９号、特開２０００−３３６４４２号等に係る発明では、鉛に代えて非毒性とされるビスマス（Ｂｉ）を銅合金中に添加することにより鉛の浸出を防止しつつ切削性を確保し得るようにした無鉛青銅鋳物系材料が提案されている。しかしながら、前記従来技術に係るビスマス含有の無鉛青銅鋳物系材料は、その良好な切削性にもかかわらず、加熱時に脆くなって割れを生じ易く、そのため切削加工時の発熱を極力防止する必要があり、またロー付け等に際して加熱することができず、しかもリサイクル材料中に前記問題のビスマスが混入する等の多くの問題を有している。
特公平０５−６３５３６号公報特開平０８−１２０３６９号公報特開２０００−３３６４４２号公報

本発明の課題は、有鉛青銅鋳物系材料に近い切削性とそれに匹敵し或いはそれより優れた耐蝕性及び機械的性質を備えると共に複雑な形状、構造の加工にも対応することができ、しかも安全で鉛害の恐れがなく、加熱時にも脆化を生じない無鉛快削青銅鋳物及び無鉛快削青銅物品の製造方法を提供することにある。

本発明に係る無鉛快削青銅鋳物の製造方法は、８５．０〜８９．０重量％の銅（Ｃｕ）と、４．０〜６．０重量％の錫（Ｓｎ）と、５．０〜１０．０重量％の亜鉛（Ｚｎ）と、０．２５重量％以下の鉛（Ｐｂ）と、０．２重量％以下のアンチモン（Ｓｂ）と、０．３重量％以下の鉄（Ｆｅ）と、１．０重量％以下のニッケル（Ｎｉ）と、０．０５重量％以下のリン（Ｐ）と、０．０１重量％以下のアルミニウム（Ａｌ）と、０．０１重量％以下のケイ素（Ｓｉ）とからなる銅基合金から連続鋳造された無鉛青銅鋳物素材に５〜３０％の加工率でロータリ・スエージングによる冷間鍛造を施し、さらに４５０〜７００℃、０．５〜２．５時間の焼鈍を施したことを特徴としている。

前記銅基合金からの連続鋳造は、砂型鋳造に比して、内部欠陥の発生が抑制されると共に表面品質が向上した所要の品質、形状の鋳塊を効率的に製造することを可能にし、延いては、焼鈍処理後に得られる青銅鋳物の切削性や機械的性質の向上に寄与する。前記連続鋳造法としては、鋳型から水平方向に鋳塊を引き抜くようにした横型連続鋳造法が好適に採用される。

前記銅基合金組成における錫（Ｓｎ）は該合金の脱亜鉛腐食を抑制し、焼鈍処理後に得られる青銅鋳物の耐蝕性を向上させると共に機械的強度を向上させるものであり、４．０〜６．０重量％の含有量の範囲で最良の効果が得られる。また、亜鉛（Ｚｎ）は前記合金の連続鋳造に際して脱酸剤として作用すると共に該合金のマトリックスに固溶して鋳造性や溶解性を向上させ、焼鈍処理後に得られる青銅鋳物の機械的強度を向上させるものであり、５．０〜１０．０重量％の含有量の範囲で最良の効果が得られる。また、０．２５重量％以下の鉛（Ｐｂ）、０．２重量％以下のアンチモン（Ｓｂ）、０．３重量％以下の鉄（Ｆｅ）、１．０重量％以下のニッケル（Ｎｉ）、０．０５重量％以下のリン（Ｐ）、０．０１重量％以下のアルミニウム（Ａｌ）及び０．０１重量％以下のケイ素（Ｓｉ）は、何れも不純物として許容され得る成分である。なお、その他の成分として、ビスマス（Ｂｉ）等が不純物として含まれることもある。

前記銅基合金の連続鋳造により得られる無鉛青銅鋳物素材は、切削性を向上させる鉛（Ｐｂ）及びビスマス（Ｂｉ）等を添加成分として含まないので、この鋳造組織のままでは切削性は極めて低い。前記無鉛青銅鋳物素材は、５〜３０％の加工率（加工前の断面積に対する加工前後の断面積の差の比率を百分率で示したもの）でロータリ・スエージングによる冷間鍛造が施され、それによって転位密度が増加すると共に鋳造組織が変化し、加工硬化させられる。前記冷間鍛造が施された青銅鋳物素材は、さらに４５０〜７００℃、０．５〜２．５時間の焼鈍に供され、それによって転位密度が低下しつつ安定方向への転位の再配列が生じると共に適度の結晶粒の大きさでの再結晶組織が得られ、それに伴って残留応力の除去及び材料の軟化等が生じると共に、鉛が添加された従来の有鉛青銅鋳物系材料に近い切削性とそれに匹敵し或いはそれより優れた耐蝕性及び機械的性質を有する無鉛快削青銅鋳物が得られる。

前記冷間鍛造における加工率が５％に満たない場合は、鋳造組織からの組織の変化が小さ過ぎるため、焼鈍処理後に得られる青銅鋳物には十分な切削性及び機械的性質が得られない。また、前記加工率が３０％を越える場合は、鋳造組織からの組織の変化が大き過ぎるため、この場合も焼鈍処理後に得られる青銅鋳物には十分な切削性及び機械的性質が得られないことになる。前記再結晶組織が十分且つ確実に生じ得るように、特に１０〜２５％の加工率を選択することが好ましい。

前記冷間鍛造には、被加工素材を相対的に回転させつつ該素材にその周囲から半径方向に打撃を加えて該素材を半径方向に縮小させる公知のロータリ・スエージングが採用され、この回転鍛造法が、他の鍛造法に比して、焼鈍処理後に得られる青銅鋳物の切削性や機械的性質の向上に有用となる。

また、前記４５０〜７００℃、０．５〜２．５時間の焼鈍条件において、加熱温度が４５０℃に満たない場合や加熱時間が０．５時間に満たない場合は、前記冷間鍛造組織から再結晶組織への変化が十分に生起しないため、焼鈍処理後に得られる青銅鋳物に所要の十分な切削性及び機械的性質が得られない。また、加熱温度が７００℃を越える場合や加熱時間が２．５時間を越える場合は、過焼鈍となり結晶粒が大きくなり過ぎるため、脆くなり、焼鈍処理後に得られる青銅鋳物に十分な引張強さや伸び等の機械的性質が得られない。

前記製造方法で得られた無鉛快削青銅鋳物は、例えば冷間引抜加工や冷間鍛造等の冷間塑性加工を施すことにより所要の無鉛快削青銅物品が得られる。

本発明に係る無鉛快削青銅鋳物の製造方法によれば、有鉛青銅鋳物系材料に近い切削性とそれに匹敵し或いはそれより優れた耐蝕性及び機械的性質を備えると共に複雑な形状、構造の加工にも対応することができ、しかも安全で鉛害の恐れがなく、加熱時にも脆化を生じない無鉛快削青銅鋳物及び無鉛快削青銅物品を得ることができる。

以下に、本発明を実施例及び比較例に基づいて具体的に説明する。
〔連続鋳造に係る青銅鋳物素材の準備〕
以下の表１に示す合金組成を有する各銅基合金から横型連続鋳造装置により直径３３ｍｍの無鉛青銅鋳物素材Ｍ１及び公知の有鉛青銅鋳物素材ＣＡＣ４０６Ｃを連続鋳造した。

〔実施例１〕
前記連続鋳造に係る無鉛青銅鋳物素材Ｍ１に、１５％の加工率でロータリ・スエージング・マシーン（互栄機械社製）による冷間鍛造を施し、続いて焼鈍装置（光洋リンドバーグ社製）による６５０℃で２時間の焼鈍を施し、本発明に係る青銅鋳物Ａ１を製造した。前記青銅鋳物Ａ１の顕微鏡写真（×５００）を図１に示す。

〔実施例２〕
前記連続鋳造に係る無鉛青銅鋳物素材Ｍ１に、実施例１と同様の方法により７％の加工率の冷間鍛造を施し、続いて実施例1と同様の方法により６５０℃で２時間の焼鈍を施し、本発明に係る青銅鋳物Ａ２を製造した。

〔実施例３〕
前記連続鋳造に係る無鉛青銅鋳物素材Ｍ１に、実施例１と同様の方法により２７％の加工率の冷間鍛造を施し、続いて実施例１と同様の方法により６５０℃で２時間の焼鈍を施し、本発明に係る青銅鋳物Ａ３を製造した。

〔実施例４〕
前記連続鋳造に係る無鉛青銅鋳物素材Ｍ１に、実施例１と同様の方法により１５％の加工率の冷間鍛造を施し、続いて実施例１と同様の方法により５００℃で２時間の焼鈍を施し、本発明に係る青銅鋳物Ａ４を製造した。

〔比較例１〕
前記連続鋳造に係る無鉛青銅鋳物素材Ｍ１に、実施例１と同様の方法により３％の加工率の冷間鍛造を施し、続いて実施例１と同様の方法により６５０℃で２時間の焼鈍を施し、比較用の青銅鋳物Ｂ１を製造した。前記青銅鋳物Ｂ１の顕微鏡写真（×５００）を図２に示す。

〔比較例２〕
前記連続鋳造に係る無鉛青銅鋳物素材Ｍ１に、実施例１と同様の方法により３５％の加工率の冷間鍛造を施し、続いて実施例１と同様の方法により６５０℃で２時間の焼鈍を施し、比較用の青銅鋳物Ｂ２を製造した。前記青銅鋳物Ｂ２の顕微鏡写真（×５０）を図３に示す。

〔比較例３〕
前記連続鋳造に係る無鉛青銅鋳物素材Ｍ１に、実施例１と同様の方法により１５％の加工率の冷間鍛造を施し、続いて実施例1と同様の方法により３５０℃で２時間の焼鈍を施し、比較用の青銅鋳物Ｂ３を製造した。

〔比較例４〕
前記連続鋳造に係る無鉛青銅鋳物素材Ｍ１に、実施例１と同様の方法により１５％の加工率の冷間鍛造を施し、続いて実施例１と同様の方法により７５０℃で２時間の焼鈍を施し、比較用の青銅鋳物Ｂ４を製造した。

〔基準例１〕
前記連続鋳造に係る有鉛青銅鋳物素材ＣＡＣ４０６Ｃに３％の加工率の冷間引抜加工を施し、基準用の青銅鋳物Ｃとした。

〔性能試験〕
前記実施例１〜４に係る各青銅鋳物Ａ１〜Ａ４及び比較例１〜４に係る各青銅鋳物Ｂ１〜Ｂ４について、基準例１に係る青銅鋳物Ｃと共に、引張強さ（Ｎ／ｍｍ²）、伸び（％）、硬度（ＨＲＢ）及び切削性の各試験を行った。それらの結果を以下の表２に示す。

なお、前記引張強さ（Ｎ／ｍｍ²）、伸び（％）については、「ＪＩＳＺ２２０１」の規格による４号試験片を作成して測定した。
硬度（ＨＲＢ）については、「ＪＩＳＺ２２４５」の規格に基づくロックウエル硬さ試験方法により測定した。
また、切削性については、切削バイト（東芝タンガロイ製の外径、端面切削用バイト、チップ材質：超硬ＴＨ１０、チップ形状：ひし形８０度、ＣＮＭＡ１２０４０４）を用いて、切削速度２００ｍ／分、送り速度０．１５ｍｍ／回転、切り込み深さ０．５ｍｍの切削条件下に外径旋削を行ない、生じた切粉の状態を観察すると共にこれらを図４に示す基準の切粉状態の写真（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）と対比して下記のように切削性の良否を判定した。
〇：多数の曲がった短い切粉を示す写真（Ａ）に該当し、切削性は良好である。
△：多数の渦巻状切粉を示す写真（Ｂ）に該当し、切削性はやや良好である。
×：螺旋状切粉を示す写真（Ｃ）に該当し、切削性は不良である。

前記表２に示す試験結果によれば、本発明において限定された加工率及び焼鈍条件（温度及び時間）等を全て満足する実施例１〜４に係る無鉛青銅鋳物Ａ１〜Ａ４は、切削性において基準例１に係る従来の有鉛青銅鋳物ＣＡＣ４０６Ｃに近い性能を示し、また引張強さ、伸び、硬度等の機械的性質において前記有鉛青銅鋳物ＣＡＣ４０６Ｃに匹敵し或いはそれより優れた性能を示している。例えば、実施例１に係る無鉛青銅鋳物Ａ１には、図１に示すように適度に成長した再結晶組織が認められる。

他方、本発明において限定された加工率及び焼鈍条件（温度及び時間）の何れかを欠く比較例１〜４に係る無鉛青銅鋳物Ｂ１〜Ｂ４では、切削性の改善が認められず、また機械的性質においても前記有鉛青銅鋳物ＣＡＣ４０６Ｃより概して劣った性能を示している。例えば、加工率が５％に達しない比較例１の無鉛青銅鋳物Ｂ１では、図２に示すように鋳造組織に近い組織のままであり、図１に示すような再結晶組織が認められず、また加工率が３０％を越える比較例２の無鉛青銅鋳物Ｂ２では、強加工のために図３に示すように組織が破壊され、良好な再結晶組織が生じていない。さらに、焼鈍温度が４５０℃に達しない比較例３の無鉛青銅鋳物Ｂ３では、冷間鍛造後の組織がそのまま維持されているため、伸びが小さく、また焼鈍温度が７００℃を越える比較例４の無鉛青銅鋳物Ｂ４では、過焼鈍のために結晶粒が大きくなり過ぎ、脆くなって引張強さ、伸び共に小さくなっている。

実施例１に係る青銅鋳物Ａ１の顕微鏡写真（×５００）である。比較例１に係る青銅鋳物Ｂ１の顕微鏡写真（×５００）である。比較例２に係る青銅鋳物Ｂ２の顕微鏡写真（×５０）である。切削性の良否判定の基準となる切粉状態の写真（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）であり、写真（Ａ）は切削性良好の場合の切粉状態、写真（Ｂ）は切削性やや良好の場合の切粉状態、写真（Ｃ）は切削性不良の場合の切粉状態を各々示している。

Claims

８５．０〜８９．０重量％の銅（Ｃｕ）と、４．０〜６．０重量％の錫（Ｓｎ）と、５．０〜１０．０重量％の亜鉛（Ｚｎ）と、０．２５重量％以下の鉛（Ｐｂ）と、０．２重量％以下のアンチモン（Ｓｂ）と、０．３重量％以下の鉄（Ｆｅ）と、１．０重量％以下のニッケル（Ｎｉ）と、０．０５重量％以下のリン（Ｐ）と、０．０１重量％以下のアルミニウム（Ａｌ）と、０．０１重量％以下のケイ素（Ｓｉ）とからなる銅基合金から連続鋳造された無鉛青銅鋳物素材に５〜３０％の加工率でロータリ・スエージングによる冷間鍛造を施し、さらに４５０〜７００℃、０．５〜２．５時間の焼鈍を施したことを特徴とする無鉛快削青銅鋳物の製造方法。
８５．０〜８９．０重量％の銅（Ｃｕ）と、４．０〜６．０重量％の錫（Ｓｎ）と、５．０〜１０．０重量％の亜鉛（Ｚｎ）と、０．２５重量％以下の鉛（Ｐｂ）と、０．２重量％以下のアンチモン（Ｓｂ）と、０．３重量％以下の鉄（Ｆｅ）と、１．０重量％以下のニッケル（Ｎｉ）と、０．０５重量％以下のリン（Ｐ）と、０．０１重量％以下のアルミニウム（Ａｌ）と、０．０１重量％以下のケイ素（Ｓｉ）とからなる銅基合金から連続鋳造された無鉛青銅鋳物素材に５〜３０％の加工率でロータリ・スエージングによる冷間鍛造を施し、４５０〜７００℃、０．５〜２．５時間の焼鈍を施し、さらに冷間塑性加工を施したことを特徴とする無鉛快削青銅物品の製造方法。