JP2017508073A - 向上した耐脱亜鉛性および機械加工性を有する真鍮 - Google Patents

向上した耐脱亜鉛性および機械加工性を有する真鍮 Download PDF

Info

Publication number
JP2017508073A
JP2017508073A JP2016549434A JP2016549434A JP2017508073A JP 2017508073 A JP2017508073 A JP 2017508073A JP 2016549434 A JP2016549434 A JP 2016549434A JP 2016549434 A JP2016549434 A JP 2016549434A JP 2017508073 A JP2017508073 A JP 2017508073A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
brass alloy
brass
balance
alloy
weight
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
JP2016549434A
Other languages
English (en)
Other versions
JP6178016B2 (ja
Inventor
ニルソン、ヤン
メレリド、カトー マルティンセン
メレリド、カトー マルティンセン
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nordic Brass Gusum AB
IMI Hydronic Engineering AB
Original Assignee
Nordic Brass Gusum AB
IMI Hydronic Engineering AB
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=52649087&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=JP2017508073(A) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Nordic Brass Gusum AB, IMI Hydronic Engineering AB filed Critical Nordic Brass Gusum AB
Publication of JP2017508073A publication Critical patent/JP2017508073A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP6178016B2 publication Critical patent/JP6178016B2/ja
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • C22C9/04—Alloys based on copper with zinc as the next major constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D21/00—Casting non-ferrous metals or metallic compounds so far as their metallurgical properties are of importance for the casting procedure; Selection of compositions therefor
    • B22D21/002—Castings of light metals
    • B22D21/005—Castings of light metals with high melting point, e.g. Be 1280 degrees C, Ti 1725 degrees C
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/02—Making non-ferrous alloys by melting
    • C22C1/03—Making non-ferrous alloys by melting using master alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Investigating And Analyzing Materials By Characteristic Methods (AREA)
  • Preventing Corrosion Or Incrustation Of Metals (AREA)
  • Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
  • Valve Housings (AREA)
  • Paper (AREA)
  • Domestic Plumbing Installations (AREA)
  • Contacts (AREA)

Abstract

本発明は、向上した（ｉ）耐脱亜鉛性、（ｉｉ）機械加工性、および（ｉｉｉ）粒間粒界腐食に対する保護作用を有する、本質的にヒ素を含まない真鍮合金に関し、該真鍮合金は、６２〜６８重量％のＣｕと、０．０２〜１．００重量％のＰｂと、０．２〜０．６重量％のＰと、０．０２〜０．０６重量％のＳｂと、残部のＺｎとを含み、＜５％、好ましくは＜１％のβ相を含むことを特徴とする。加えて、本発明は、該真鍮合金の製造方法に関する。

Description

本発明は、向上した耐脱亜鉛性、粒間粒界腐食に対する保護作用、および機械加工性を有する、本質的にヒ素を含まない真鍮合金に関する。
真鍮は、銅（Ｃｕ）および亜鉛（Ｚｎ）を主要な構成成分とする材料である。鉛（Ｐｂ）、鉄（Ｆｅ）、アルミニウム（Ａｌ）、ニッケル（Ｎｉ）、マンガン（Ｍｎ）、ケイ素（Ｓｉ）等の異なる合金化材料の添加によって、真鍮に独特の特性を付与することができ、異なる種類の加工処理および最終製品に適合された多くの異なる真鍮合金が存在する。組成および製品に応じて、真鍮は、異なった微細構造構成要素、いわゆる相からなる。真鍮の通常の相は、銅が豊富であるα相および亜鉛が豊富であるβ相である。多くの場合、真鍮はこれら２つの相の混合物からなる。
均一な真鍮の組成を有する固溶体は、銅に対して最大約３５重量％の亜鉛が添加された場合に形成される。亜鉛の含有量のさらなる増加は、元々の固溶体（α相）と、より高い亜鉛の含有量を有する新しい固溶体（β相）との混合物をもたらす。３５〜４５重量％の亜鉛を含有する真鍮は、これら２つの相の混合物からなり、α−β真鍮または二重真鍮（ｄｕｐｌｅｘ ｂｒａｓｓ）と呼ばれ、α相とβ相との間の関係性は主に、亜鉛の含有量に依存する。α−β真鍮中のβ相の存在は、低温での展延性の低下をもたらすが、押出または打抜き、および鋳造による熱間加工に対して、ヒートクラックを伴わない、著しく増加した感受性をもたらす（鉛が存在する場合も）。加えて、α−β合金はより良好な機械的特性を有し、また、より多い割合の亜鉛を含有するため、ある特定の場合においてはα真鍮よりも安価である。しかしながら、α−β真鍮合金は、脱亜鉛作用に対して感受性がより高い。よって、耐脱亜鉛性を有するα−β真鍮合金を製造する必要性が存在する。
ある特定の環境においては、特殊合金が使用されねばならない。そのような例は、耐脱亜鉛性が必要とされる場合の、混合栓、バルブ、および継手等の形態の建築設備器具である。脱亜鉛作用はある種の腐食であり、亜鉛が選択的に腐食され、多孔質の銅の構造が残される。耐脱亜鉛性真鍮は、６０％超の比較的高いＣｕ含有量を有し、ヒ素（Ａｓ）、アンチモン（Ｓｂ）、またはリン（Ｐ）等の阻害剤を含有し、この阻害剤が真鍮のα相を脱亜鉛作用に対して耐性にする。安定化できるのはα相のみのため、銅のより高い含有量によってβ相の含有量を最小限にすることが重要である。しかしながら、結局、ヒ素および６０％超の高含有量の銅が使用されている場合でも、β相は残ることが分かった。その結果、代替的な方法で、α−β真鍮合金（≧６０重量％のＣｕを含む）のβ相を最小限にする必要性が存在する。
特許文献１によって、５〜２０％のβ相を有する真鍮合金は、少なくとも０．０２重量％の、Ａｓ、Ｓｂ、またはＰ等の脱亜鉛作用阻害合金元素の、合金への添加によって得られることが既知である。合金内に自然に存在するβ相の連続的なネットワークは、鋳造真鍮合金を４００〜６００℃の温度で好適な時間熱処理することによって、ばらばらにされ得る。
脱亜鉛作用に加えて、真鍮合金は、粒界に沿って起こる腐食の一形態である、粒間粒界腐食を受ける場合もある。真鍮合金の粒界においては亜鉛の含有量がより高く、粒間粒界腐食は、粒界に沿って存在する亜鉛の部分において腐食する。よって、粒間粒界腐食に対して真鍮合金を保護する必要性もまた存在する。
人々は最も多くの場合、飲料水およびある特定の食物を介して無機ヒ素に曝露され、とりわけ魚類および貝類を介して様々な有機ヒ素化合物に曝露される［１−３］。世界的に見られるように、数百万人の人々が、そのように高いヒ素含有量を有する飲料水を使用するため、重大な健康への影響が存在する。バングラデシュ、インド、台湾、ならびに南アフリカの一部および中国の一部が、最も被害を受けている［３］。よって、飲料水と接触する真鍮の合金中において、可能な限りヒ素を用いないようにすることで、飲料水中のヒ素の含有量を低下させる必要性が存在する。
米国科学アカデミー（Ｔｈｅ Ａｍｅｒｉｃａｎ Ａｃａｄｅｍｙ ｏｆ Ｓｃｉｅｎｃｅｓ）は、１０μｇ／ｌの閾値レベルのヒ素含有量を有する飲料水を１日１ｌ摂取することで、癌の生涯のリスクが、１０００人あたり１〜３症例であると推定している。これは、個々の環境要因の許容可能なリスクとしてみなし得る低リスクレベル（およそ、曝露された１０００００人あたり１症例）を超えている［３］。他の発癌性物質と同様に、健康影響のリスクは、曝露の低下につれて減少する。ＥＵ内では、飲料水中のヒ素の閾値は、１０μｇ／ｌである。
スウェーデンでの飲料水中のヒ素の閾値、１０μｇ／ｌは、癌のリスクに基づくものである［３］。飲料水中の閾値に対応するヒ素の１日の摂取量（年齢、気候、および身体活動に応じて、１日あたり１０〜２０μｇ）において、癌の発生の生涯のリスクは、１０００人あたり１〜３例と推定されている（０．１〜０．３％）。よって、可能な限りヒ素の摂取量を制限することが望ましい。これは特に子供に当てはまるが、その理由は、実験的研究により、胎児および小さな子供の方が、大人よりも知覚的であることが示されているためである。
水道システムにおいて鉛が比較的一般的である国においては、飲料水中の鉛が、高い曝露に寄与している。鉛は、非常に低い用量において既に神経系を損傷し得る［３、４］。未成熟の神経系が特に感受性が高い。血液中の鉛含有量が、健康上のリスクに対して設定される場合がある。ほぼ１００μｇ／ｌ以上の血中鉛含有量において、低下した知的能力、発育遅滞、および行動障害等の症状が、胎児期および幼児の年齢において曝露されていた子供に示される可能性がある。よって、飲料水と接触する真鍮の合金中において、より少ない含有量の鉛を用いることで、飲料水中の鉛の含有量を低下させる必要性が存在する。
米国特許第３９６３５２６号明細書
本発明の目的は、本質的にヒ素を含まないα−β真鍮合金を提供することである。
目的はさらに、この真鍮合金が、ヒ素を含む、またはヒ素のみを含む真鍮合金よりも向上した耐脱亜鉛性を有することである。
目的はさらに、粒間粒界腐食に対して、ヒ素を含む、またはヒ素のみを含む真鍮合金と類似の、またはそれよりも良好な保護作用を有する真鍮合金を提供することである。
目的はさらに、本真鍮合金の鉛含有量が≦１．０重量％、好ましくは≦０．１０重量％のＰｂであるべきことである。
目的はさらに、β相の含有量が＜５％、好ましくは≦１％であることである。
本発明によって、独立請求項に見られるように、上述の目的は満たされる。本発明の好適な実施形態は、従属請求項において定義される。
本発明は、向上した（ｉ）耐脱亜鉛性、（ｉｉ）機械加工性、および（ｉｉｉ）粒間粒界腐食に対する保護作用を有する、本質的にヒ素を含まないα−β真鍮合金に関する。
好ましい実施形態によれば、本質的にヒ素を含まない本真鍮合金は、６２〜６８重量％のＣｕ、０．０２〜１．００重量％のＰｂ、＜０．０２重量％のＡｓ、および／または０．０１〜０．０６重量％のＰおよび／または０．０１〜０．０６重量％のＳｂ（アンチモン）、ならびに残部のＺｎを含む。該真鍮合金は、＜５％、好ましくは≦１％のβ相を含むことを特徴とする。安定化できるのはα相のみのため、脱亜鉛作用および粒間粒界腐食に対抗するために、β相の含有量を、＜５％、好ましくは≦１％のβ相にまで最小限にすることが重要である。
好ましい実施形態によれば、本質的にヒ素を含まない本真鍮合金は、６２〜６８重量％のＣｕ、０．０２〜１．００重量％のＰｂ、＜０．０２重量％のＡｓ、および／または０．０１〜０．０６重量％のＰおよび／または０．０１〜０．０６重量％のＳｂ、ならびに残部のＺｎを含み、本真鍮合金は、
ａ．炉内のベース合金にＳｂおよびＰを添加する工程と、
ｂ．スメルトを型内に流し込む工程と、
ｃ．鋳造真鍮合金を、５００℃〜５５０℃で１〜２時間熱処理する工程と
を含む方法によって製造される。
安定化できるのはα相のみのため、脱亜鉛作用および粒間粒界腐食に対抗するために、β相の含有量を最小限にすることが重要である。阻害剤Ｓｂを伴う熱処理はβ相の量を低下させ、ならびに合金添加剤Ｐが切削力を低下させる。
この好ましい実施形態において、本質的にヒ素を含まない本真鍮合金は、それを製造する方法（プロダクト・バイ・プロセス）、ならびに合金の他の定量分析で特徴付けられており、これは、合金の技術的特徴を別の方法で定義することが困難であるからであり、すなわち、本合金が向上した（ｉ）耐脱亜鉛性および（ｉｉ）粒間粒界腐食に対する保護作用を獲得するのは、部分的には熱処理によるものである。
好ましい実施形態によれば、本質的にヒ素を含まない本真鍮合金は、６３．０〜６４．０重量％のＣｕ、０．０２〜１．００重量％のＰｂ、および／または０．０２〜０．０６重量％のＰ、０．０２〜０．０６重量％のＳｂ、ならびに残部のＺｎを含む。いくぶん多い量のＰｂは、特定の向上した機械加工性をもたらす。
好ましい実施形態によれば、本質的にヒ素を含まない本真鍮合金は、６３．０〜６４．０重量％のＣｕ、０．８０〜１．００重量％のＰｂ、０．０２〜０．０６重量％のＰ、０．０２〜０．０６重量％のＳｂ、ならびに残部のＺｎを含む。いくぶん多い量のＰｂは、特定の向上した機械加工性をもたらす。
好ましい実施形態によれば、本質的にヒ素を含まない本真鍮合金はまた、０．０７〜０．１２重量％のＦｅ、および０〜０．０５重量％または０．４５〜０．７０重量％のＡｌも含む。真鍮合金中のＦｅおよびＡｌの存在は、ある特定の増加した硬度、強度、および引張強度を必然的に伴う。
好ましい実施形態によれば、本質的にヒ素を含まない本真鍮合金は、６３．５重量％のＣｕと、３５．０重量％のＺｎと、０．９重量％のＰｂと、０．１０重量％のＦｅと、０．５０重量％のＡｌと、０．０２〜０．０６重量％のＰと、０．０２〜０．０６重量％のＳｂとを含む。ＦｅおよびＡｌ等の合金添加剤は、強度、硬度、および引張強度を向上させる。０．０２〜０．０６重量％の含有量のＰおよびＳｂは、脱亜鉛作用および粒間粒界腐食に対する保護作用をそれぞれもたらす。
好ましい実施形態によれば、本質的にヒ素を含まない本真鍮合金は、６３．５重量％のＣｕと、３５．０重量％のＺｎと、０．９重量％のＰｂと、０．１０重量％のＦｅと、０．５０重量％のＡｌと、０．０３重量％のＰと、０．０３重量％のＳｂとを含む。０．０３重量％の含有量のＰおよびＳｂは、脱亜鉛作用および粒間粒界腐食に対するより良好な保護作用、ならびにおよそ１０％低い切削力をそれぞれもたらす。
好ましい実施形態によれば、本質的にヒ素を含まない本真鍮合金は、０〜０．２００重量％のＮｉ、０〜０．１００重量％のＭｎ、０〜０．０２重量％のＳｉ、０〜０．００２重量％のＡｓ、および／または０．０００４〜０．０００６重量％のＢ（ボロン）、好ましくは０．０００５重量％のＢを含む。ニッケルは、展延性への著しい影響を伴わずに、耐腐食性、硬度、および引張強度を向上させ、昇温における向上した特性をもたらす。Ｍｎの存在は、ある特定の増加した硬度、強度、および引張強度を必然的に伴う。Ｓｉは、強度、加工性、および耐摩耗性を増加させる。ＡｓおよびＢの含有量は、合金中において、不可避不純物の許容可能な含有量である。
好ましい実施形態によれば、本真鍮合金は、６２〜６８重量％のＣｕと、０．０２〜１．００重量％のＰｂと、０．０１重量％のＡｓと、０．０２重量％のＳｂと、残部のＺｎとを含む。
好ましい実施形態によれば、本真鍮合金は、６２〜６８重量％のＣｕと、０．０２〜１．００重量％のＰｂと、０．０１重量％のＡｓと、０．０２重量％のＳｂと、０．０１５重量％のＰ、残部のＺｎとを含む。
好ましい実施形態によれば、本出願による本質的にヒ素を含まない本真鍮合金は：
ａ．炉内のベース合金にＳｂおよびＰを添加する工程と、
ｂ．スメルトを型内に流し込む工程と、
ｃ．鋳造真鍮合金を、５００℃〜５５０℃で１〜２時間熱処理する工程と
によって製造される。
阻害剤Ｓｂおよび／またはＡｓを伴う熱処理はβ相の量を低下させ、ならびに合金添加剤Ｐが切削力を低下させる。
好ましい実施形態によれば、本質的にヒ素を含まない本真鍮合金は、５５０℃で２時間熱処理することによって製造され、この熱処理がβ相の量を＜５％、好ましくは≦１％にまで低下させ、ならびに合金添加剤Ｐが１０％低い切削力にまで切削力を低下させる。
鋳造および熱処理両方の試験合金１０の微細構造の図。全ての写真は、光学顕微鏡を用いて撮られている。１段目は２００倍の倍率であり、２段目は５００倍の倍率である。 代表的な試験合金に対する腐食の程度を示す、試験プレートの断面図。
本発明は、向上した（ｉ）耐脱亜鉛性、（ｉｉ）機械加工性、および（ｉｉｉ）粒間粒界腐食に対する保護作用を有する、本質的にヒ素を含まない真鍮合金に関し、該真鍮合金は、６２〜６８重量％のＣｕ、０．０２〜１．００重量％のＰｂ、＜０．０２重量％のＡｓ、０．０１〜０．０６重量％のＰおよび／または０．０１〜０．０６重量％のＳｂ、ならびに残部のＺｎを含み、＜５％、好ましくは≦１％のβ相を含むことを特徴とする。
本発明による真鍮合金はまた、強度、耐摩耗性、および／または引張強度を向上させる目的で、Ｆｅ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｍｎ、およびＳｉ等の合金添加剤も含み得る。真鍮合金中のＦｅ、ＭｎおよびＡｌの存在は、ある特定の増加した硬度、強度、および引張強度を必然的に伴う。Ｓｉは、真鍮合金の強度および耐摩耗性を増加させる。ニッケルは、展延性への著しい影響を伴わずに、硬度および引張強度を向上させ、昇温における向上した特性をもたらす。Ｂ、Ｂｉ、Ｍｇ、Ｃｒ、およびＡｓ等の他の元素もまた、不可避不純物として真鍮合金中に存在し得る。
定義「ヒ素を含まない」は、本出願による真鍮合金が、＜０．０２重量％のＡｓを含むことを意味する。好ましくは、本真鍮合金は、≦０．０２重量％のＡｓを含み、すなわちＡｓは、不可避不純物として存在する。
本発明による真鍮合金は、
ａ．所定量のＣｕ、Ｚｎ、Ｐｂ、ならびに真鍮合金中に含まれるべきＦｅおよびＡｌ等の他の合金添加剤を場合により含む炉内のベース合金にＳｂおよびＰを添加する工程と、
ｂ．スメルトを型内に流し込む工程と、
ｃ．鋳造真鍮合金を、５００℃〜５５０℃で１〜２時間、好ましくは５５０℃で２時間熱処理する工程と
を含む方法によって製造される。
阻害剤Ｓｂの添加および熱処理により、＜５％のβ相、好ましくは≦１％のβ相を含む真鍮合金が得られ、これは向上した耐脱亜鉛性および粒間粒界腐食に対する保護作用をもたらす。本発明はさらに、ＡｌまたはＦｅの存在下においては、Ｐは脱亜鉛作用に対する阻害剤としては作用しないが、代わりにＰはより低い切削力を結果としてもたらすことを示す。これは予期しない技術的効果である（実施例１を参照）。また、Ｓｂおよび５５０℃で２時間の熱処理は、連続的でないβ領域を促進し、ひいては粒間粒界腐食に対する保護作用を促進する。
以下の実施例は、好ましい実施形態を例証するためにあり、それによって、本発明による特許請求の範囲の保護範囲内に入るα相およびβ相を伴う他の真鍮合金を除外するものではない。実施例はまた、（技術的効果を実証する目的で）異なる組み合わせのＡｓ、Ｓｂ、および／またはＰを含有する真鍮合金間での比較実験も含む。
実施例
ノルディックブラスガサム社（Ｎｏｒｄｉｃ Ｂｒａｓｓ Ｇｕｓｕｍ（ＮＢＧ））によって製造されたベース合金
試験合金１〜１１を本出願において試験したが、これらは、Ａｓ、Ｓｂ、およびＰの含有量が可能な限りゼロに近い、プロトタイプ名７５２を有するベース合金を用いて生成した。７５２の化学組成を重量％単位で表１に示し、ここで「ＮＢＧ標準値」は達成されることが所望されるベース合金の化学組成を示し、一方で「最小値」および「最大値」は許容誤差を示す。また、測定されたベース合金の組成も示す。
試験合金１〜１１
試験合金を、Ａｓ、Ｓｂ、および／またはＰを炉（ライボルト社（Ｌｅｙｂｏｌｄ））内のベース合金に添加することによって、２ｋｇのインゴットの形態で生成した。ここでは、合金は、インダクタンスコイル内に配置した坩堝（モーガン・クルーシブル社（Ｍｏｒｇａｎ ｃｒｕｃｉｂｌｅ））内で溶融させた。合金は、炉上方の換気装置を用いて空気の存在下で溶融させ、次いで、坩堝をコイルと共に傾けることによって型内にスメルトを流し込んだ。型の寸法は、４０×４０ｍｍ（高さ、３００ｍｍ）であった。
試験した、異なる組み合わせのＡｓ、Ｓｂ、および／またはＰを伴う試験合金を、表２に示す。
試験合金の化学組成を表３に示し、Ｂ、Ｂｉ、Ｍｇ、およびＣｒ等の不可避不純物もまた表中に含まれている。
腐食試験
試験合金１〜１１を、鋳造試料プレートおよび熱処理試料プレートの両方の形態で、腐食に曝露する。該熱処理は、５５０℃で２時間行い、炉から取り出した後、試料は水中で迅速に反応停止させた（最大５分間の遅延を伴った）。先に示されているように、熱処理の目的は、試験合金中のβ相を低減することである。
熱処理は５５０℃で２時間行ったが、これは、他の温度および時間間隔（４６０℃〜５５０℃で３０分〜８時間）での比較実験が、向上した耐脱亜鉛性および粒間粒界腐食に対する保護作用は、５５０℃で２時間の熱処理の際に得られることを示しているためである。また、実験は、５５０℃で２時間の熱処理が、連続的でないβ領域を促進し、ひいてはＩＧＡに対する保護作用を促進することも示している。
脱亜鉛作用および粒間粒界腐食の試験は、インゴットの真ん中から試料プレートを切り出すことで行った。プレートは、試料をインゴットから切り出し、露出した表面を６００メッシュペーパを用いて磨いた事実によって得た。次に、該試料プレートを、ネイルポリッシュを用いて部分的に覆って、露出されていない基準表面を作り出し、これを腐食の深度を決定するのに使用した。
試験合金１〜１１を、ＩＳＯ ６５０９「銅および銅合金−真鍮−脱亜鉛作用の決定」に従って、７５±２℃の１％ＣｕＣｌ２溶液中で２４時間、腐食に曝露した。
腐食試験後、試料プレートの摩擦および研磨による金属組織検査のために、ネイルポリッシュの覆いに対して垂直に断面を調製した。２００倍および５００倍の倍率を用いた測定での光学顕微鏡検査で、腐食を決定した。
腐食への曝露前の構造の特徴解析を、腐食した断面上で同様に行った。２００個の点に取って代わったグリッドの交点（メッシュ交点）の割合を数えることで、すなわち、グリッドを写真上に置き、次いでα相およびβ相の点の数をそれぞれ数え、％に換算することで、定量した。
結果−試験合金のβ相の定量
腐食した断面のβ相の量を決定し、結果を表４に示す。
比較実験は、熱処理が、全ての試験合金においてβ相の量を著しく減少させたことを示す。結果により、５％未満のβ相の値が、連続的なネットワークが形成されている可能性の低さを必然的に伴い、１０％超のβ相の含有量が、連続的なネットワークの形成を必然的に伴うことが示される。これは、鋳造および熱処理試験合金１０の両方の微細構造を例証している図１において明らかに示されている。試験結果は、β相を可能な限り減少させるために熱処理が必要であることを強調している。
結果−耐脱亜鉛性
試験合金１〜１１のＣｕＣｌ２曝露の結果を表５に示し、ここでは、腐食がα相および／またはβ相において起こったかどうか、ならびに脱亜鉛作用がどれだけの深度（μｍ）（ＡＤ−脱亜鉛作用の深度）で存在するかが分かる。図２は、代表的な試験合金に対する腐食の程度を示す、試験プレートの断面図を例証する。
先行のセクションの試験は、熱処理が全ての合金に対してβ相の含有量を著しく減少させることを示した（表４を参照）。表５の比較実験は、β相含有量の減少した量が、ＡｓおよびＳｂを含有する全ての合金において脱亜鉛作用の深度を著しく減少させることを明らかに示す。試験合金１（ベース合金７５２）と試験合金２、３、６〜１０とを比較すると、ＡｓおよびＳｂがα相の脱亜鉛作用を阻害すると結論付けることも可能である。
結果はまた、Ｐがα相の腐食を阻害するようには作用しないことも示す。反対に、α相の脱亜鉛作用は、熱処理によってβ相が低減した後、より深刻になるようである（合金５の「最大値」の値を比較されたい）。これは、最良の腐食保護作用を達成するための、α相とβ相との間の最適な関係性の必要性を示している。
Ａｓを含有するがＳｂを含有しない真鍮合金と、Ｓｂを含有するがＡｓを含有しない真鍮合金との比較も興味深く、結果は、Ａｓの存在が粒間粒界腐食を促進するのに対し、Ｓｂは単に小さな全面腐食しかもたらさないことを示す。この検査は、粒界におけるＳｂのいくらか増加した含有量を実証しており、これが、正に粒界におけるより良好な保護作用をもたらす。これは表５において見られる。Ａｓを含まずにＳｂを含有する真鍮合金は、Ｓｂを含まずにＡｓを含有する真鍮合金とは対照的に、いかなる粒界腐食も示していない（表５を参照）。さらに、これもまた非常に少ない含有量でのＳｂおよびＡｓの組み合わせが、相乗的に全面腐食および粒界腐食の両方から保護することが実証されている。
また、Ｓｂの最低濃度および最高濃度であるそれぞれ０．０２重量％および０．０６重量％のＳｂの間では差異が存在するようであり、これは、０．０２重量％よりも高い濃度が、Ｓｂの使用の最大効果のためには必要であることを示し得る。合金１０における０．０３重量％の濃度が、脱亜鉛作用の阻害剤として良好に働くようである。
最良の結果は、試験合金７、９、１０、および１１について得られ、これらは全て≧０．０２重量％のＳｂ、または≧０．０２重量％のＡｓおよびＳｂの組み合わせを含む。
要するに、結果から、（ｉ）熱処理および（ｉｉ）ＡｓまたはＳｂの存在が、耐脱亜鉛性を得るため、ならびに粒間粒界腐食に対抗するために必要であることが示唆される。
結果−切削力
試験合金の切削力について行われた分析は、合金１０の予期しない技術的効果を示した。合金１０は、良好な機械的特性を有し、また合金１よりも１０％低い切削力を有した。
より高い切削力は、低出力機械において問題をもたらし、これらの問題は、この文脈において、ならびにチップ幅が大きいオペレーションにおいてよく見られるため、より低い切削力を伴うこの合金１０はより有利である。そのようなオペレーションの例は、プロファイル工具を用いる旋盤細工法、溝加工および分断加工、ドリル加工、ならびに螺旋切り加工である。精密さおよび精度もまた、より大きな切削力によってネガティブな影響を受ける。
本発明による実施形態は、上記の特定の実施例を参照して詳細に説明されてきた。しかしながら、この実施例は、例証的であることのみを意図したものであり、それによって、本発明の保護の範囲を限定するものではない。したがって、上記の実施例に対する変更および修正が、本発明の保護の範囲から逸脱することなくなされ得ることを理解されたい。それ故に、本発明の保護の範囲は、上記の実施例によってのみ認められるものではなく、むしろ特許請求の範囲によって認められるものであり得る。
参考文献

Claims (28)

  1. 向上した耐脱亜鉛性、機械加工性、および粒間粒界腐食に対する保護作用を有する真鍮合金であって、
    ａ．６２〜６８重量％のＣｕと、
    ｂ．０．０２〜１．００重量％のＰｂと、
    ｃ．＜０．０２重量％のＡｓと、
    ｄ．０．０１〜０．０６重量％のＰおよび／または０．０１〜０．０６重量％のＳｂと、
    ｅ．残部のＺｎとを含み、
    ＜５％のβ相、好ましくは≦１％のβ相を含むことを特徴とする、真鍮合金。
  2. ６２〜６８重量％のＣｕと、０．０２〜１．００重量％のＰｂと、０重量％のＡｓと、０．０２〜０．０６重量％のＰと、０．０２〜０．０６重量％のＳｂと、残部のＺｎとを含む、請求項１に記載の真鍮合金。
  3. ６２〜６８重量％のＣｕと、０．０２〜１．００重量％のＰｂと、０重量％のＡｓと、０．０１重量％のＰと、０．０２重量％のＳｂと、残部のＺｎとを含む、請求項１に記載の真鍮合金。
  4. ６３．０〜６４．０重量％のＣｕと、０．０２〜１．００重量％のＰｂと、０重量％のＡｓと、０．０２〜０．０６重量％のＰと、０．０２〜０．０６重量％のＳｂと、残部のＺｎとを含む、請求項１または２に記載の真鍮合金。
  5. ６３．０〜６４．０重量％のＣｕと、０．８０〜１．００重量％のＰｂと、０重量％のＡｓと、０．０２〜０．０６重量％のＰと、０．０２〜０．０６重量％のＳｂと、残部のＺｎとを含む、請求項１、２、および４のいずれか１項に記載の真鍮合金。
  6. ０．０７〜０．１２重量％のＦｅと、０〜０．０５重量％または０．４５〜０．７０重量％のＡｌとをさらに含む、請求項１乃至５のいずれか１項に記載の真鍮合金。
  7. ６３．５重量％のＣｕと、３５．０重量％のＺｎと、０．９重量％のＰｂと、０重量％のＡｓと、０．１０重量％のＦｅと、０．５０重量％のＡｌと、０．０２〜０．０６重量％のＰと、０．０２〜０．０６重量％のＳｂとを含む、請求項１、２、４乃至６のいずれか１項に記載の真鍮合金。
  8. ６３．５重量％のＣｕと、３５．０重量％のＺｎと、０．９重量％のＰｂと、０重量％のＡｓと、０．１０重量％のＦｅと、０．５０重量％のＡｌと、０．０３重量％のＰと、０．０３重量％のＳｂとを含む、請求項１、２、４乃至７のいずれか１項に記載の真鍮合金。
  9. ０〜０．２００重量％のＮｉ、０〜０．１００重量％のＭｎ、０〜０．０２重量％のＳｉ、および／または０．０００４〜０．０００６重量％のＢをさらに含む、請求項１乃至８のいずれか１項に記載の真鍮合金。
  10. ６２〜６８重量％のＣｕと、０．０２〜１．００重量％のＰｂと、０．０１重量％のＡｓと、０．０２重量％のＳｂと、残部のＺｎとを含む、請求項１に記載の真鍮合金。
  11. ６２〜６８重量％のＣｕと、０．０２〜１．００重量％のＰｂと、０．０１重量％のＡｓと、０．０２重量％のＳｂと、０．０１５重量％のＰと、残部のＺｎとを含む、請求項１に記載の真鍮合金。
  12. ａ．炉内のベース合金にＳｂおよび／またはＰを添加する工程と、
    ｂ．工程ａで得たスメルトを、型内に流し込む工程と、
    ｃ．工程ｂで得た鋳造真鍮合金を、５００℃〜５５０℃で１〜２時間熱処理する工程と
    を特徴とする、請求項１乃至１１のいずれか１項に記載の真鍮合金を製造する方法。
  13. 前記真鍮合金を、５５０℃で２時間熱処理することを特徴とする、請求項１２に記載の真鍮合金を製造する方法。
  14. 向上した耐脱亜鉛性、機械加工性、および粒間粒界腐食に対する保護作用を有する真鍮合金であって、
    ａ．６２〜６８重量％のＣｕと、
    ｂ．０．０２〜１．００重量％のＰｂと、
    ｃ．＜０．０２重量％のＡｓと、
    ｄ．０．０１〜０．０６重量％のＰおよび／または０．０１〜０．０６重量％のＳｂと、
    ｅ．残部のＺｎとを含み、
    請求項１２または１３に記載の方法を用いて製造される、真鍮合金。
  15. ６２〜６８重量％のＣｕと、０．０２〜１．００重量％のＰｂと、０重量％のＡｓと、０．０２〜０．０６重量％のＰと、０．０２〜０．０６重量％のＳｂと、残部のＺｎとを含む、請求項１４に記載の真鍮合金。
  16. ６２〜６８重量％のＣｕと、０．０２〜１．００重量％のＰｂと、０重量％のＡｓと、０．０１重量％のＰと、０．０２重量％のＳｂと、残部のＺｎとを含む、請求項１４に記載の真鍮合金。
  17. ６３．０〜６４．０重量％のＣｕと、０．０２〜１．００重量％のＰｂと、０重量％のＡｓと、０．０２〜０．０６重量％のＰと、０．０２〜０．０６重量％のＳｂと、残部のＺｎとを含む、請求項１４または１５に記載の真鍮合金。
  18. ６３．０〜６４．０重量％のＣｕと、０．８０〜１．００重量％のＰｂと、０重量％のＡｓと、０．０２〜０．０６重量％のＰと、０．０２〜０．０６重量％のＳｂと、残部のＺｎとを含む、請求項１４、１５、および１７のいずれか１項に記載の真鍮合金。
  19. ０．０７〜０．１２重量％のＦｅと、０〜０．０５重量％または０．４５〜０．７０重量％のＡｌとをさらに含む、請求項１４乃至１８のいずれか１項に記載の真鍮合金。
  20. ６３．５重量％のＣｕと、３５．０重量％のＺｎと、０．９重量％のＰｂと、０重量％のＡｓと、０．１０重量％のＦｅと、０．５０重量％のＡｌと、０．０２〜０．０６重量％のＰと、０．０２〜０．０６重量％のＳｂとを含む、請求項１４、１５、１７乃至１９のいずれか１項に記載の真鍮合金。
  21. ６３．５重量％のＣｕと、３５．０重量％のＺｎと、０．９重量％のＰｂと、０重量％のＡｓと、０．１０重量％のＦｅと、０．５０重量％のＡｌと、０．０３重量％のＰと、０．０３重量％のＳｂとを含む、請求項１４、１５、１７乃至２０のいずれか１項に記載の真鍮合金。
  22. ０〜０．２００重量％のＮｉ、０〜０．１００重量％のＭｎ、０〜０．０２重量％のＳｉ、および／または０．０００４〜０．０００６重量％のＢをさらに含む、請求項１４乃至２１のいずれか１項に記載の真鍮合金。
  23. ６２〜６８重量％のＣｕと、０．０２〜１．００重量％のＰｂと、０．０１重量％のＡｓと、０．０２重量％のＳｂと、残部のＺｎとを含む、請求項１４に記載の真鍮合金。
  24. ６２〜６８重量％のＣｕと、０．０２〜１．００重量％のＰｂと、０．０１重量％のＡｓと、０．０２重量％のＳｂと、０．０１５重量％のＰと、残部のＺｎとを含む、請求項１４に記載の真鍮合金。
  25. 水と接触する環境における、請求項１乃至１１および１４乃至２４のいずれか１項に記載の真鍮合金の使用。
  26. 前記環境が、好ましくは混合栓、バルブ、および継手の形態の、建築設備器具である、請求項１５に記載の使用。
  27. 請求項１乃至１１および１４乃至２４のいずれか１項に記載の真鍮合金を使用して製造された物品。
  28. 請求項６乃至９および１９乃至２２のいずれか１項に記載の真鍮合金の切削力を減少させるための、Ｐの使用。
JP2016549434A 2014-01-30 2015-01-30 向上した耐脱亜鉛性および機械加工性を有する真鍮 Expired - Fee Related JP6178016B2 (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
SE1450094-6 2014-01-30
SE1450094A SE1450094A1 (sv) 2014-01-30 2014-01-30 Arsenikfri mässing med förbättrad avzinkningshärdighet och skärbarhet
PCT/SE2015/050103 WO2015115989A2 (en) 2014-01-30 2015-01-30 Brass with improved dezincification resistance and machinability

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2017508073A true JP2017508073A (ja) 2017-03-23
JP6178016B2 JP6178016B2 (ja) 2017-08-09

Family

ID=52649087

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2016549434A Expired - Fee Related JP6178016B2 (ja) 2014-01-30 2015-01-30 向上した耐脱亜鉛性および機械加工性を有する真鍮

Country Status (13)

Country Link
US (1) US20160340759A1 (ja)
EP (1) EP3099832B1 (ja)
JP (1) JP6178016B2 (ja)
KR (1) KR101802933B1 (ja)
CN (1) CN106170569A (ja)
AU (1) AU2015211433A1 (ja)
BR (1) BR112016017682A2 (ja)
CA (1) CA2937664A1 (ja)
MX (1) MX2016009812A (ja)
RU (1) RU2016133287A (ja)
SE (1) SE1450094A1 (ja)
SG (1) SG11201605577PA (ja)
WO (1) WO2015115989A2 (ja)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6315868B1 (ja) * 2017-11-28 2018-04-25 日酸Ｔａｎａｋａ株式会社 ガス切断火口
CN109038940A (zh) * 2018-08-08 2018-12-18 东莞市特姆优传动科技有限公司 一种高效大推力太阳能板电动推杆
CN111235427B (zh) * 2020-01-15 2020-12-29 宁波博威合金材料股份有限公司 一种易切削黄铜合金及其制备方法和应用
CN112342428A (zh) * 2020-10-23 2021-02-09 开平大昌铜材有限公司 一种dzr铜及其制备方法
CN114672690B (zh) * 2022-03-16 2023-02-24 宁波金田铜业(集团)股份有限公司 一种易镀色黄铜及其制备方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3963526A (en) * 1972-08-22 1976-06-15 Aktieselskabet Nordiske Kabel-Og Traadfabriker Method of imparting increased dezincification resistance to brass
JPS5751233A (en) * 1980-09-11 1982-03-26 Kitazawa Valve:Kk Special brass with dezincification corrosion resistance
JPH07207387A (ja) * 1994-01-17 1995-08-08 Kitz Corp 耐食性及び熱間加工性に優れた銅基合金
JP2011219857A (ja) * 2010-03-25 2011-11-04 San-Etsu Metals Co Ltd 耐脱亜鉛腐食性に優れた金型鋳造用銅基合金
WO2013065830A1 (ja) * 2011-11-04 2013-05-10 三菱伸銅株式会社 銅合金熱間鍛造品

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BE788371A (fr) 1971-09-09 1973-01-02 Nordiske Kabel Traad Procede pour conferer au laiton une resistance superieure a la perte dezinc
JPS6086253A (ja) 1983-10-18 1985-05-15 Nippon Mining Co Ltd 高力導電銅合金の製造方法
JPS61213333A (ja) 1985-03-18 1986-09-22 Sanpo Shindo Kogyo Kk 溶接性に優れた耐食性銅基合金
JPH0768595B2 (ja) 1991-11-14 1995-07-26 三宝伸銅工業株式会社 耐蝕性銅基合金材
US5507885A (en) * 1994-01-17 1996-04-16 Kitz Corporation Copper-based alloy
US6395110B2 (en) * 1997-04-08 2002-05-28 Kitz Corporation Copper-based alloy excelling in corrosion resistance, method for production thereof, and products made of the copper-based alloy
DE19722827A1 (de) 1997-05-30 1998-12-03 Diehl Stiftung & Co Verwendung einer Messinglegierung für Sanitärrohre
DE10132055C2 (de) * 2001-07-05 2003-12-11 Diehl Metall Stiftung & Co Kg Entzinkungsbeständige Kupfer-Zink-Legierung sowie Verfahren zu ihrer Herstellung
ATE498699T1 (de) 2005-09-30 2011-03-15 Mitsubishi Shindo Kk Aufgeschmolzene und erstarrte kupferlegierung die phosphor und zirkon enthält
CN101988164A (zh) * 2009-08-06 2011-03-23 摩登岛股份有限公司 低铅的抗脱锌铜合金
US20110064602A1 (en) * 2009-09-17 2011-03-17 Modern Islands Co., Ltd. Dezincification-resistant copper alloy
WO2012032155A2 (en) * 2010-09-10 2012-03-15 Raufoss Water & Gas As Improved brass alloy and a method of manufacturing thereof
DE102010038060A1 (de) 2010-10-08 2012-04-12 Kme Germany Ag & Co. Kg Kupferlegierung
KR101832289B1 (ko) 2011-04-13 2018-02-26 산에츠긴조쿠가부시키가이샤 단조성, 내응력 부식 균열성 및 내탈아연 부식성이 우수한 구리 베이스 합금

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3963526A (en) * 1972-08-22 1976-06-15 Aktieselskabet Nordiske Kabel-Og Traadfabriker Method of imparting increased dezincification resistance to brass
JPS5751233A (en) * 1980-09-11 1982-03-26 Kitazawa Valve:Kk Special brass with dezincification corrosion resistance
JPH07207387A (ja) * 1994-01-17 1995-08-08 Kitz Corp 耐食性及び熱間加工性に優れた銅基合金
JP2011219857A (ja) * 2010-03-25 2011-11-04 San-Etsu Metals Co Ltd 耐脱亜鉛腐食性に優れた金型鋳造用銅基合金
WO2013065830A1 (ja) * 2011-11-04 2013-05-10 三菱伸銅株式会社 銅合金熱間鍛造品

Also Published As

Publication number Publication date
SE1450094A1 (sv) 2015-07-31
US20160340759A1 (en) 2016-11-24
CN106170569A (zh) 2016-11-30
RU2016133287A3 (ja) 2018-10-15
SG11201605577PA (en) 2016-08-30
MX2016009812A (es) 2017-02-28
WO2015115989A3 (en) 2015-09-24
EP3099832A2 (en) 2016-12-07
KR101802933B1 (ko) 2017-11-29
KR20170005402A (ko) 2017-01-13
EP3099832B1 (en) 2018-11-14
AU2015211433A1 (en) 2016-09-01
RU2016133287A (ru) 2018-03-05
CA2937664A1 (en) 2015-08-06
WO2015115989A2 (en) 2015-08-06
BR112016017682A2 (pt) 2017-08-08
JP6178016B2 (ja) 2017-08-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6178016B2 (ja) 向上した耐脱亜鉛性および機械加工性を有する真鍮
EP2761042B1 (en) Leadless free-cutting copper alloy
JP4523999B2 (ja) 銀白色銅合金及びその製造方法
JP4838859B2 (ja) 低マイグレーション銅合金
JP5847326B2 (ja) 黄銅合金と加工部品及び接液部品
WO2020261636A1 (ja) 快削性銅合金鋳物、及び、快削性銅合金鋳物の製造方法
JP6799305B1 (ja) 快削性銅合金鋳物、及び、快削性銅合金鋳物の製造方法
JP6057109B2 (ja) 鉛、ビスマスおよびケイ素を含まない黄銅
JP2793041B2 (ja) 真鍮合金
JP2011038130A (ja) 切削性および耐高温脆性に優れたアルミニウム合金
JP4184357B2 (ja) 無鉛快削性黄銅合金及びその製造方法
JP2009167499A (ja) 被削性に優れた熱間金型用Ｎｉ基耐熱合金
KR102314457B1 (ko) 수도 부재용 저연 황동 합금
JP2008179864A (ja) Ｎｉ基合金の製造方法
EP2553130A1 (en) Brass allloy
JP2020094239A (ja) 無鉛快削りん青銅棒線材
Moustafa et al. Effect of Replacement of Lead by Tin on The Properties of Yellow Brass (Cu-Zn) alloy
JP4544977B2 (ja) 快削軟磁性ステンレス鋼
CN118064759B (zh) 抗脱锌腐蚀耐蚀黄铜合金、其制备方法及应用
JP2005248303A (ja) 無鉛快削青銅鋳物及び無鉛快削青銅物品の製造方法
JP2008111195A (ja) 切削性に優れたアルミニウム合金圧延材およびその製造方法
KR20240085471A (ko) 내식성, 절삭성이 우수한 무연황동 합금
KR20040062314A (ko) 내식성이 우수한 무연쾌삭 황동합금
JP5554207B2 (ja) 被削性に優れるＣｕ−Ｓｉ系銅合金板材
Shankar et al. Process Optimization on Hardness of Precipitation Hardened Al6061 Alloy Using Design of Experiments

Legal Events

Date Code Title Description
A975 Report on accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005

Effective date: 20161213

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20170117

A601 Written request for extension of time

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A601

Effective date: 20170412

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20170602

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20170620

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20170712

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 6178016

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

LAPS Cancellation because of no payment of annual fees