JP3319482B2 - 耐蝕性銅基合金材 - Google Patents
耐蝕性銅基合金材Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、熱間で押出若しくは圧
延され又はその後に冷間で抽伸若しくは圧延された管
状，板状，棒状の耐蝕性銅基合金材に関するものであ
る。
延され又はその後に冷間で抽伸若しくは圧延された管
状，板状，棒状の耐蝕性銅基合金材に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】この種の銅基合金材としては、亜鉛を３
０〜４０重量％含有する一般的な黄銅（ＪＩＳ Ｃ２６
００，ＪＩＳ Ｃ２６８０，ＪＩＳ Ｃ２７００，ＪＩ
Ｓ Ｃ２７２０，ＪＩＳ Ｃ２８０１が該当し、以下
「一般黄銅」という）からなるものや耐蝕性黄銅である
アドミラルティ黄銅（ＪＩＳ Ｃ４４３０，ＣＤＡ Ｃ
４４３００，ＣＤＡ Ｃ４４４００，ＣＤＡ Ｃ４４５
００等が該当する），ネーバル黄銅（ＪＩＳ Ｃ４６２
１，ＪＩＳ Ｃ４６４０，ＣＤＡ Ｃ４６５００，ＣＤ
Ａ Ｃ４６６００，ＣＤＡ Ｃ４６７００等が該当す
る）からなるものがよく知られている。なお、アドミラ
ルティ黄銅やネーバル黄銅は、基本的に、錫を多量に添
加させることによって、或いは砒素，燐，アンチモンの
何れかを更に添加して、これと錫との相乗効果によっ
て、脱亜鉛腐食を防止せんとするものである。
０〜４０重量％含有する一般的な黄銅（ＪＩＳ Ｃ２６
００，ＪＩＳ Ｃ２６８０，ＪＩＳ Ｃ２７００，ＪＩ
Ｓ Ｃ２７２０，ＪＩＳ Ｃ２８０１が該当し、以下
「一般黄銅」という）からなるものや耐蝕性黄銅である
アドミラルティ黄銅（ＪＩＳ Ｃ４４３０，ＣＤＡ Ｃ
４４３００，ＣＤＡ Ｃ４４４００，ＣＤＡ Ｃ４４５
００等が該当する），ネーバル黄銅（ＪＩＳ Ｃ４６２
１，ＪＩＳ Ｃ４６４０，ＣＤＡ Ｃ４６５００，ＣＤ
Ａ Ｃ４６６００，ＣＤＡ Ｃ４６７００等が該当す
る）からなるものがよく知られている。なお、アドミラ
ルティ黄銅やネーバル黄銅は、基本的に、錫を多量に添
加させることによって、或いは砒素，燐，アンチモンの
何れかを更に添加して、これと錫との相乗効果によっ
て、脱亜鉛腐食を防止せんとするものである。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、これらの黄銅
は、何れも、熱間及び冷間での加工性と耐蝕性とを共に
満足させるものではなく、充分な耐蝕性を有する薄肉管
状の抽伸材等を得ることが極めて困難であった。
は、何れも、熱間及び冷間での加工性と耐蝕性とを共に
満足させるものではなく、充分な耐蝕性を有する薄肉管
状の抽伸材等を得ることが極めて困難であった。
【０００４】すなわち、一般黄銅（特に、ＪＩＳ Ｃ２
６８０，ＪＩＳ Ｃ２７００，ＪＩＳ Ｃ２７２０）
は、熱間・冷間での加工性に優れるものの、耐蝕性に問
題があり、例えば温水，汚染水，海水中で著しい脱亜鉛
腐食を生じるため、これを原材料とする押出材，抽伸材
等は、かかる液体を扱う機器（弁等）の構成素材として
使用できない。
６８０，ＪＩＳ Ｃ２７００，ＪＩＳ Ｃ２７２０）
は、熱間・冷間での加工性に優れるものの、耐蝕性に問
題があり、例えば温水，汚染水，海水中で著しい脱亜鉛
腐食を生じるため、これを原材料とする押出材，抽伸材
等は、かかる液体を扱う機器（弁等）の構成素材として
使用できない。
【０００５】また、ネーバル黄銅では、多量（０．５重
量％以上）の錫が添加されており、砒素，アンチモン，
燐との相乗効果とも相俟って、或る程度の耐蝕性を有す
るが、一般黄銅と同様に、温水，汚染水，海水中では脱
亜鉛腐食を生じ易く、これを原材料とする押出材，抽伸
材等は、かかる液体を扱う機器の構成素材として使用で
きない。また、熱間での加工性は比較的良好であるが、
錫が多量に含有されているため、冷間での加工性が悪
く、例えば薄肉管状の抽伸材を製造する場合等にあって
は、極めて不経済である。すなわち、銅濃度が低い場
合、錫を０．５重量％以上添加すると、錫の固溶硬化及
び錫濃度の高いβ相の存在によって、冷間加工性が低下
し、硬く且つ脆い錫リッチなγ相（Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系
の金属間化合物）が存在して、その濃度が増すに従っ
て、γ相も増加するため、冷間での加工性も急速に悪く
なり、薄肉管の冷間抽伸性等に重大な悪影響を及ぼし、
歩留りの悪化及び製造工程数の増加による大幅なコスト
アップにつながる。
量％以上）の錫が添加されており、砒素，アンチモン，
燐との相乗効果とも相俟って、或る程度の耐蝕性を有す
るが、一般黄銅と同様に、温水，汚染水，海水中では脱
亜鉛腐食を生じ易く、これを原材料とする押出材，抽伸
材等は、かかる液体を扱う機器の構成素材として使用で
きない。また、熱間での加工性は比較的良好であるが、
錫が多量に含有されているため、冷間での加工性が悪
く、例えば薄肉管状の抽伸材を製造する場合等にあって
は、極めて不経済である。すなわち、銅濃度が低い場
合、錫を０．５重量％以上添加すると、錫の固溶硬化及
び錫濃度の高いβ相の存在によって、冷間加工性が低下
し、硬く且つ脆い錫リッチなγ相（Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系
の金属間化合物）が存在して、その濃度が増すに従っ
て、γ相も増加するため、冷間での加工性も急速に悪く
なり、薄肉管の冷間抽伸性等に重大な悪影響を及ぼし、
歩留りの悪化及び製造工程数の増加による大幅なコスト
アップにつながる。
【０００６】これに対して、アドミラルティ黄銅では、
特に砒素，燐，アンチモンの何れかを添加したもので
は、上記した液体に対しても良好な耐脱亜鉛腐食性を示
す。しかし、錫を極めて多量（０．８重量％以上）に含
有し且つ銅含有量が多いため、熱間での加工性に劣り、
つまり熱間変形能に乏しいため、所定の材形状に熱間加
工する際にクラックを生じ易く、熱間での変形抵抗も高
い。すなわち、錫を多量に添加すると、α単相組織をな
すアドミラルティ黄銅では、熱間変形能を著しく阻害す
ることになり、且つ熱間変形抵抗を高める。したがっ
て、例えば薄肉管状の押出材を製造する場合に、所定の
薄肉寸法にまで押出成形することができず、極めて歩留
りが悪く、製造工程も増加して、コストアップにつなが
る。しかも、高価な錫を多量に含有することから材料コ
ストが高く、また多量の錫含有による固溶硬化に起因し
て冷間加工性も悪い。
特に砒素，燐，アンチモンの何れかを添加したもので
は、上記した液体に対しても良好な耐脱亜鉛腐食性を示
す。しかし、錫を極めて多量（０．８重量％以上）に含
有し且つ銅含有量が多いため、熱間での加工性に劣り、
つまり熱間変形能に乏しいため、所定の材形状に熱間加
工する際にクラックを生じ易く、熱間での変形抵抗も高
い。すなわち、錫を多量に添加すると、α単相組織をな
すアドミラルティ黄銅では、熱間変形能を著しく阻害す
ることになり、且つ熱間変形抵抗を高める。したがっ
て、例えば薄肉管状の押出材を製造する場合に、所定の
薄肉寸法にまで押出成形することができず、極めて歩留
りが悪く、製造工程も増加して、コストアップにつなが
る。しかも、高価な錫を多量に含有することから材料コ
ストが高く、また多量の錫含有による固溶硬化に起因し
て冷間加工性も悪い。
【０００７】本発明は、このような点に鑑みてなされた
もので、熱間及び冷間での加工性を高めて、薄肉管状等
の所定の材形状に安価に製造でき、耐蝕性を要求される
機器の構成材としても好適に使用することができる耐蝕
性銅基合金材を提供することを目的とするものである。
もので、熱間及び冷間での加工性を高めて、薄肉管状等
の所定の材形状に安価に製造でき、耐蝕性を要求される
機器の構成材としても好適に使用することができる耐蝕
性銅基合金材を提供することを目的とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】この課題を解決した本発
明の耐蝕性銅基合金材は、銅６２．０〜６９．０重量
％及びアンチモン０．０２〜０．１５重量％を含有し且
つ残部が亜鉛及び不可避不純物からなる金属組成をなす
銅基合金、銅６２．０〜６９．０重量％、アンチモン
０．０２〜０．１５重量％及び錫０．１〜０．５重量％
未満を含有し且つ残部が亜鉛及び不可避不純物からなる
金属組成をなす銅基合金、銅６１．０〜６９．０重量
％、アンチモン０．０２〜０．１５重量％、錫０．１〜
０．５重量％及びニッケル０．１〜０．８重量％を含有
し且つ残部が亜鉛及び不可避不純物からなる金属組成を
なす銅基合金、又は銅６２．０〜６９．０重量％、ア
ンチモン０．０２〜０．１５重量％、錫０．１〜０．５
重量％及び燐０．０２〜０．１重量％を含有し且つ残部
が亜鉛及び不可避不純物からなる金属組成をなす銅基合
金を熱間で押出若しくは圧延され又はその後に冷間で抽
伸若しくは圧延された管状，板状，棒状のものであっ
て、かかる管状，板状，棒状材を、４７０〜６００℃で
３０分〜２時間加熱した後、その加熱温度より５０℃以
上降温されるまで又は４５０℃となるまで、３℃／分以
下の冷却速度で冷却させることを条件として熱処理する
ことによって、残留するβ相を消滅させると共に粒界で
の元素の局部的な偏在を解消し且つ粒内及び粒界での各
元素の濃度分布を均一化させた金属組織となした耐蝕性
銅基合金材を提案するものである。
明の耐蝕性銅基合金材は、銅６２．０〜６９．０重量
％及びアンチモン０．０２〜０．１５重量％を含有し且
つ残部が亜鉛及び不可避不純物からなる金属組成をなす
銅基合金、銅６２．０〜６９．０重量％、アンチモン
０．０２〜０．１５重量％及び錫０．１〜０．５重量％
未満を含有し且つ残部が亜鉛及び不可避不純物からなる
金属組成をなす銅基合金、銅６１．０〜６９．０重量
％、アンチモン０．０２〜０．１５重量％、錫０．１〜
０．５重量％及びニッケル０．１〜０．８重量％を含有
し且つ残部が亜鉛及び不可避不純物からなる金属組成を
なす銅基合金、又は銅６２．０〜６９．０重量％、ア
ンチモン０．０２〜０．１５重量％、錫０．１〜０．５
重量％及び燐０．０２〜０．１重量％を含有し且つ残部
が亜鉛及び不可避不純物からなる金属組成をなす銅基合
金を熱間で押出若しくは圧延され又はその後に冷間で抽
伸若しくは圧延された管状，板状，棒状のものであっ
て、かかる管状，板状，棒状材を、４７０〜６００℃で
３０分〜２時間加熱した後、その加熱温度より５０℃以
上降温されるまで又は４５０℃となるまで、３℃／分以
下の冷却速度で冷却させることを条件として熱処理する
ことによって、残留するβ相を消滅させると共に粒界で
の元素の局部的な偏在を解消し且つ粒内及び粒界での各
元素の濃度分布を均一化させた金属組織となした耐蝕性
銅基合金材を提案するものである。
【０００９】銅の含有量を、原材料合金において
６２．０〜６９．０重量％とし、原材料合金において
６１．０〜６９．０重量％とした理由は次の通りであ
る。すなわち、黄銅の熱間押出材又は熱間圧延材におい
てα相が多くなるのは、一般に、銅含有量が６２重量％
以上の場合である。但し、後述する如く、ニッケルを含
有する場合は、これとの相乗効果により、銅含有量が６
２．０重量％未満であっても、６１．０重量％以上であ
れば、安定したα単相組織を得ることが可能である。一
方、銅含有量を必要以上に多くすると、α相を容易に得
ることができるため、耐蝕性及び冷間加工性を向上させ
ることができる反面、熱間変形能が低下する。この熱間
変形能の低下は、特に、錫，アンチモンの含有量が増す
に従って顕著となる。また、熱間での変形抵抗は、銅含
有量が増大するに従って高くなり、熱間での加工に大き
な制約を受けることになる。これらの点から、銅の含有
量は６２．０〜６９．０重量％とし、ニッケルを含有す
る場合には６１．０〜６９．０重量％とした。特に、安
定した且つ優れた耐蝕性が得られ、熱間加工性，冷間加
工性，経済性を更に向上させるためには、銅含有量を６
２．５〜６５．５重量％としておくことが好ましい。
６２．０〜６９．０重量％とし、原材料合金において
６１．０〜６９．０重量％とした理由は次の通りであ
る。すなわち、黄銅の熱間押出材又は熱間圧延材におい
てα相が多くなるのは、一般に、銅含有量が６２重量％
以上の場合である。但し、後述する如く、ニッケルを含
有する場合は、これとの相乗効果により、銅含有量が６
２．０重量％未満であっても、６１．０重量％以上であ
れば、安定したα単相組織を得ることが可能である。一
方、銅含有量を必要以上に多くすると、α相を容易に得
ることができるため、耐蝕性及び冷間加工性を向上させ
ることができる反面、熱間変形能が低下する。この熱間
変形能の低下は、特に、錫，アンチモンの含有量が増す
に従って顕著となる。また、熱間での変形抵抗は、銅含
有量が増大するに従って高くなり、熱間での加工に大き
な制約を受けることになる。これらの点から、銅の含有
量は６２．０〜６９．０重量％とし、ニッケルを含有す
る場合には６１．０〜６９．０重量％とした。特に、安
定した且つ優れた耐蝕性が得られ、熱間加工性，冷間加
工性，経済性を更に向上させるためには、銅含有量を６
２．５〜６５．５重量％としておくことが好ましい。
【００１０】アンチモンは、耐蝕性、特に耐脱亜鉛腐食
性を向上させるために添加される。本発明者が実験，研
究したところによれば、熱処理により安定したα相組織
が得られ且つアンチモンの偏析（アンチモンの局部的な
偏在）が解消される場合、アンチモンによって、充分良
好な（耐粒界腐食性も含めた）耐蝕性が得られることが
判明した。しかし、アンチモンの含有量が０．０２重量
％未満では顕著な耐蝕性向上が認められず、逆に、含有
量が０．１５重量％を超えると、熱間での変形能が著し
く低下する。このような点から、アンチモンの含有量は
０．０２〜０．１５重量％とした。
性を向上させるために添加される。本発明者が実験，研
究したところによれば、熱処理により安定したα相組織
が得られ且つアンチモンの偏析（アンチモンの局部的な
偏在）が解消される場合、アンチモンによって、充分良
好な（耐粒界腐食性も含めた）耐蝕性が得られることが
判明した。しかし、アンチモンの含有量が０．０２重量
％未満では顕著な耐蝕性向上が認められず、逆に、含有
量が０．１５重量％を超えると、熱間での変形能が著し
く低下する。このような点から、アンチモンの含有量は
０．０２〜０．１５重量％とした。
【００１１】錫は、耐蝕性を向上させ、より安定した耐
蝕性銅基合金材とするために添加される。冒頭で述べた
アドミラルティ黄銅では錫を０．８重量％以上であり、
ネーバル黄銅では０．５重量％以上添加しているが、本
発明者が実験，研究したところによれば、錫の含有量が
０．５重量％未満であっても、０．１重量％以上添加す
ると、アンチモン或いはニッケル，燐の添加との相乗作
用と熱処理によって低融点金属である錫，アンチモンの
偏在（偏析）を解消すれば、耐蝕性に充分効果があり、
安定且つ優れた耐蝕性材料となり得ることが判明した。
逆に、錫を０．５重量％以上添加すると、錫による固溶
硬化と同時に非平衡であるが、実際の熱間押出材等に非
常に脆く硬い錫濃度の高いＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系の金属間
化合物であるγ相がマトリックスに析出し、冷間加工性
を阻害する。かかる冷間加工性の悪化は、錫濃度が高く
なればなる程、顕著となる。また、γ相の析出、特にそ
の析出形態（例えば、押出方向に長く連続して析出した
場合等）によっては、耐蝕性を大きく低下させる。さら
に、低融点金属である錫，アンチモンを含有する合金に
ついては、鋳造段階で錫，アンチモンの偏析或いは局部
的な偏在が生じ易いため、銅濃度との兼ね合いもある
が、錫を０．５重量％以上添加させると、熱間での変形
能が低下し（特に銅濃度が６４重量％以上となると著し
く低下する）、熱間加工での歩留りが悪化する。また、
熱間での変形抵抗も高める。また、錫は非常に高価であ
るので、その経済的効果も含めて、錫の含有量は０．１
〜０．５重量％未満とした。
蝕性銅基合金材とするために添加される。冒頭で述べた
アドミラルティ黄銅では錫を０．８重量％以上であり、
ネーバル黄銅では０．５重量％以上添加しているが、本
発明者が実験，研究したところによれば、錫の含有量が
０．５重量％未満であっても、０．１重量％以上添加す
ると、アンチモン或いはニッケル，燐の添加との相乗作
用と熱処理によって低融点金属である錫，アンチモンの
偏在（偏析）を解消すれば、耐蝕性に充分効果があり、
安定且つ優れた耐蝕性材料となり得ることが判明した。
逆に、錫を０．５重量％以上添加すると、錫による固溶
硬化と同時に非平衡であるが、実際の熱間押出材等に非
常に脆く硬い錫濃度の高いＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系の金属間
化合物であるγ相がマトリックスに析出し、冷間加工性
を阻害する。かかる冷間加工性の悪化は、錫濃度が高く
なればなる程、顕著となる。また、γ相の析出、特にそ
の析出形態（例えば、押出方向に長く連続して析出した
場合等）によっては、耐蝕性を大きく低下させる。さら
に、低融点金属である錫，アンチモンを含有する合金に
ついては、鋳造段階で錫，アンチモンの偏析或いは局部
的な偏在が生じ易いため、銅濃度との兼ね合いもある
が、錫を０．５重量％以上添加させると、熱間での変形
能が低下し（特に銅濃度が６４重量％以上となると著し
く低下する）、熱間加工での歩留りが悪化する。また、
熱間での変形抵抗も高める。また、錫は非常に高価であ
るので、その経済的効果も含めて、錫の含有量は０．１
〜０．５重量％未満とした。
【００１２】ニッケルは、アンチモンないし錫との相乗
効果によって、耐蝕性を向上させ、より安定した耐蝕性
材とすることができ、且つ機械的性質を改善するために
添加される。ニッケルの作用は、亜鉛当量が負であるた
め、その添加量を増すに従ってα相組織が多くなる。し
たがって、ニッケルを添加することによって、銅含有量
を６１．０重量％程度にまで少なくしても、β相の増加
を阻止しうると共に、低融点金属であるアンチモン，錫
の偏析を緩和し、アンチモン，錫をより有効に耐蝕性に
活用させる役目をする。さらに、安定したα単相組織で
あるにも拘わらず、機械的強度の高い合金材が得られ
る。このような効果は、ニッケルの添加量が０．１重量
％未満ではさほど期待できないし、かといって、０．８
重量％を超えて添加しても、耐蝕性，機械的強度の面で
さほど向上する訳でもなく、寧ろ、経済性からすれば問
題がある。このような理由から、ニッケルの含有量は
０．１〜０．８重量％とした。
効果によって、耐蝕性を向上させ、より安定した耐蝕性
材とすることができ、且つ機械的性質を改善するために
添加される。ニッケルの作用は、亜鉛当量が負であるた
め、その添加量を増すに従ってα相組織が多くなる。し
たがって、ニッケルを添加することによって、銅含有量
を６１．０重量％程度にまで少なくしても、β相の増加
を阻止しうると共に、低融点金属であるアンチモン，錫
の偏析を緩和し、アンチモン，錫をより有効に耐蝕性に
活用させる役目をする。さらに、安定したα単相組織で
あるにも拘わらず、機械的強度の高い合金材が得られ
る。このような効果は、ニッケルの添加量が０．１重量
％未満ではさほど期待できないし、かといって、０．８
重量％を超えて添加しても、耐蝕性，機械的強度の面で
さほど向上する訳でもなく、寧ろ、経済性からすれば問
題がある。このような理由から、ニッケルの含有量は
０．１〜０．８重量％とした。
【００１３】燐は、アンチモン，錫の添加と相俟って、
耐脱亜鉛腐食性の更なる向上を図るために添加する。か
かる耐蝕性の向上は、燐の添加量が０．０２重量％未満
ではさほど期待できない。逆に、燐を０．１重量％を超
えて添加すると、燐が粒界へ偏析し易くなり、粒界腐
食，応力腐食，クラックを生じる虞れがあり、感受性が
高くなる。ところで、燐をニッケルと共に添加すると、
燐とニッケルとの金属間化合物を形成する。このため、
燐又はニッケルの一方を添加した場合に比して、耐蝕性
向上への寄与率が極めて低くなる。しかも、上記金属間
化合物の形成によって、冷間加工性が阻害される。この
ような点から、燐の含有量を０．０２〜０．１重量％と
し、燐とニッケルとを共添させないようにした。
耐脱亜鉛腐食性の更なる向上を図るために添加する。か
かる耐蝕性の向上は、燐の添加量が０．０２重量％未満
ではさほど期待できない。逆に、燐を０．１重量％を超
えて添加すると、燐が粒界へ偏析し易くなり、粒界腐
食，応力腐食，クラックを生じる虞れがあり、感受性が
高くなる。ところで、燐をニッケルと共に添加すると、
燐とニッケルとの金属間化合物を形成する。このため、
燐又はニッケルの一方を添加した場合に比して、耐蝕性
向上への寄与率が極めて低くなる。しかも、上記金属間
化合物の形成によって、冷間加工性が阻害される。この
ような点から、燐の含有量を０．０２〜０．１重量％と
し、燐とニッケルとを共添させないようにした。
【００１４】ところで、熱間押出又は熱間圧延は、通
常、７００〜８００℃の高温条件下で行われるため、そ
の押出材，圧延材（又は、熱間押出，圧延後に、更に、
冷間抽伸若しくは冷間圧延した抽伸材，圧延材）は、非
平衡状の組織となり、耐蝕性に悪影響を与えるβ相が残
留する虞れがある。同時に、低融点金属であるアンチモ
ン，錫，燐は、結晶粒界で偏析し易く、局部的な偏在を
生じる。その結果、耐蝕性が低下することになる。
常、７００〜８００℃の高温条件下で行われるため、そ
の押出材，圧延材（又は、熱間押出，圧延後に、更に、
冷間抽伸若しくは冷間圧延した抽伸材，圧延材）は、非
平衡状の組織となり、耐蝕性に悪影響を与えるβ相が残
留する虞れがある。同時に、低融点金属であるアンチモ
ン，錫，燐は、結晶粒界で偏析し易く、局部的な偏在を
生じる。その結果、耐蝕性が低下することになる。
【００１５】そこで、本発明では、かかる点に鑑み、上
記銅基合金〜を原材料とする熱間押出材，熱間圧延
材，冷間抽伸材，冷間圧延材に、更に適当な熱処理を施
しておくことによって、銅基合金材の耐蝕性を向上させ
ることを提案する。
記銅基合金〜を原材料とする熱間押出材，熱間圧延
材，冷間抽伸材，冷間圧延材に、更に適当な熱処理を施
しておくことによって、銅基合金材の耐蝕性を向上させ
ることを提案する。
【００１６】すなわち、押出材等を熱処理することによ
って、残留するβ相を消滅させ、粒界での元素の局部的
な偏在を解消し、粒内及び粒界での各元素の濃度分布を
均一化させることにより、飛躍的に耐粒界腐蝕性を含め
た耐蝕性を高めることができ、同時に、粒界でアンチモ
ン，錫，燐の濃度が高くなることによる延性の低下を防
止することができるようにしたのである。
って、残留するβ相を消滅させ、粒界での元素の局部的
な偏在を解消し、粒内及び粒界での各元素の濃度分布を
均一化させることにより、飛躍的に耐粒界腐蝕性を含め
た耐蝕性を高めることができ、同時に、粒界でアンチモ
ン，錫，燐の濃度が高くなることによる延性の低下を防
止することができるようにしたのである。
【００１７】而して、この熱処理は、以下の理由から、
熱間，冷間加工後に、４７０〜６００℃で３０分〜２時
間加熱した後、その加熱温度より５０℃以上降温される
まで又は４５０℃となるまで、３℃／分以下の冷却速度
で冷却させる条件で行うことが好ましく、かかる条件で
熱処理することによって、銅基合金材の耐蝕性を飛躍的
に向上させ得る。
熱間，冷間加工後に、４７０〜６００℃で３０分〜２時
間加熱した後、その加熱温度より５０℃以上降温される
まで又は４５０℃となるまで、３℃／分以下の冷却速度
で冷却させる条件で行うことが好ましく、かかる条件で
熱処理することによって、銅基合金材の耐蝕性を飛躍的
に向上させ得る。
【００１８】すなわち、本発明者が実験，研究したとこ
ろによると、加熱温度が６００℃を超えるとβ相の消滅
は却って困難となり、且つエネルギ的にも無駄であり、
逆に、４７０℃未満であると、粒界での元素の局部的な
偏在の解消及びβ相消滅に多くの時間を要することが判
明した。さらに、加熱時間が３０分未満では上記した熱
処理効果が然程発揮されない。逆に、加熱時間が２時間
を超えても上記した熱処理効果は殆ど変わらず、経済的
に無駄である。また、加熱後の冷却条件次第では、より
安定したα単相材を得ることができること、及びアンチ
モン，錫，燐の各元素をより安定した結晶粒界，粒内に
均一に分布させ得ることも判明し、種々の実験データ等
から、加熱後、材料温度が加熱温度より５０℃以上降温
されるまで又は４５０℃となるまでは、その冷却速度を
３℃／分以下としておくことが最適であると結論した。
ろによると、加熱温度が６００℃を超えるとβ相の消滅
は却って困難となり、且つエネルギ的にも無駄であり、
逆に、４７０℃未満であると、粒界での元素の局部的な
偏在の解消及びβ相消滅に多くの時間を要することが判
明した。さらに、加熱時間が３０分未満では上記した熱
処理効果が然程発揮されない。逆に、加熱時間が２時間
を超えても上記した熱処理効果は殆ど変わらず、経済的
に無駄である。また、加熱後の冷却条件次第では、より
安定したα単相材を得ることができること、及びアンチ
モン，錫，燐の各元素をより安定した結晶粒界，粒内に
均一に分布させ得ることも判明し、種々の実験データ等
から、加熱後、材料温度が加熱温度より５０℃以上降温
されるまで又は４５０℃となるまでは、その冷却速度を
３℃／分以下としておくことが最適であると結論した。
【００１９】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。
【００２０】実施例として、表１に示す組成の鋳造塊
（外径２２０ｍｍ，長さ４２０ｍｍの円柱形状のもの）
を熱間（７５０℃）で押出加工して、外径６０ｍｍ，肉
厚３ｍｍの管状押出材Ａ〜Ｈ（各２本）を得た。また、
Ａ〜Ｈ（各２本のうちの１本）を更に得て冷間抽伸し
て、外径５０ｍｍ，肉厚２ｍｍの管状抽伸材ａ〜ｈを得
た。そして、Ａ〜Ｇについては押出後、又ａ〜ｇについ
ては抽伸後、３０分間５５０℃に保持し、その後、２℃
／分の冷却速度で４５０℃まで徐冷した上、空冷した。
Ｈ，ｈはＥ，ｅと同一の合金組成をなすものであるが、
これらについては上記と異なる条件で熱処理した。すな
わち、Ｈについては押出後、ｈについては抽伸後、３０
分間５５０℃に保持し、その後、４℃／分の冷却速度で
４５０℃まで徐冷した上、空冷した。なお、鋳塊つまり
原材料合金の組成上、Ａ，Ｂ，ａ，ｂは前記に該当
し、Ｃ，Ｄ，ｃ，ｄは前記に該当し、Ｅ，Ｆ，Ｈ，
ｅ，ｆ，ｈは前記に該当し、Ｇ，ｇは前記に該当す
る。
（外径２２０ｍｍ，長さ４２０ｍｍの円柱形状のもの）
を熱間（７５０℃）で押出加工して、外径６０ｍｍ，肉
厚３ｍｍの管状押出材Ａ〜Ｈ（各２本）を得た。また、
Ａ〜Ｈ（各２本のうちの１本）を更に得て冷間抽伸し
て、外径５０ｍｍ，肉厚２ｍｍの管状抽伸材ａ〜ｈを得
た。そして、Ａ〜Ｇについては押出後、又ａ〜ｇについ
ては抽伸後、３０分間５５０℃に保持し、その後、２℃
／分の冷却速度で４５０℃まで徐冷した上、空冷した。
Ｈ，ｈはＥ，ｅと同一の合金組成をなすものであるが、
これらについては上記と異なる条件で熱処理した。すな
わち、Ｈについては押出後、ｈについては抽伸後、３０
分間５５０℃に保持し、その後、４℃／分の冷却速度で
４５０℃まで徐冷した上、空冷した。なお、鋳塊つまり
原材料合金の組成上、Ａ，Ｂ，ａ，ｂは前記に該当
し、Ｃ，Ｄ，ｃ，ｄは前記に該当し、Ｅ，Ｆ，Ｈ，
ｅ，ｆ，ｈは前記に該当し、Ｇ，ｇは前記に該当す
る。
【００２１】また、比較例として、表２に示す組成の鋳
塊（外径２２０ｍｍ，長さ４２０ｍｍの円柱形状のも
の）を熱間（７５０℃）で押出加工して、管状押出材Ｉ
〜Ｏ（各２本）を得た。この押出形状は上記実施例と同
一（外径６０ｍｍ，肉厚３ｍｍ）であるが、Ｉ，Ｊにつ
いては、上記寸法に熱間で押し出したところ、その途中
で押出不能となり且つクラックが生じたので、押出条件
を緩和した（外径７５ｍｍ，肉厚５ｍｍ）。しかし、こ
の場合にも一部にクラックを生じた。また、Ｋ〜Ｏ（各
２本のうちの１本）を更に冷間抽伸して、上記実施例と
同一（外径５０ｍｍ，肉厚２ｍｍ）の管状抽伸材ｋ〜ｏ
を得た。ｌ〜ｎについては、抽伸時にクラックを生じ
た。さらに、Ｉ，Ｊ（各２本のうちの１本）を、これら
については上記した如くクラックが生じていたが、その
まま冷間抽伸して、外径６０ｍｍ，肉圧３．５ｍｍの管
状抽伸材ｉ，ｊを得た。そして、Ｏ，ｏについては、上
記実施例と同一条件で熱処理した。すなわち、Ｏについ
ては押出後、ｏについては抽伸後、３０分間５５０℃に
保持し、その後、２℃／分の冷却速度で４５０℃まで徐
冷した上、空冷した。また、ｉ〜ｎについては、抽伸
後、４７０℃，２時間の条件で一般的な焼鈍を行い、空
冷した。なお、原材料合金の組成上、Ｉ，ｉは「ＣＤＡ
Ｃ４４４００」にいうアンチモン含有のアドミラルテ
ィ黄銅に相当し、Ｊ，ｊは「ＣＤＡ Ｃ４４５００」に
いう燐含有のアドミラルティ黄銅に相当し、Ｋ，ｋは
「ＪＩＳ Ｃ２７００」又は「ＪＩＳ Ｃ２６８０」に
いう一般黄銅に相当し、Ｌ，ｌは「ＪＩＳ Ｃ４６２
１」にいうネーバル黄銅に相当し、Ｍ，ｍは「ＣＤＡ
Ｃ４６５００」にいう砒素含有のネーバル黄銅に相当
し、Ｎ，ｎは「ＣＤＡ Ｃ４６６００」にいうアンチモ
ン含有のネーバル黄銅に相当する。
塊（外径２２０ｍｍ，長さ４２０ｍｍの円柱形状のも
の）を熱間（７５０℃）で押出加工して、管状押出材Ｉ
〜Ｏ（各２本）を得た。この押出形状は上記実施例と同
一（外径６０ｍｍ，肉厚３ｍｍ）であるが、Ｉ，Ｊにつ
いては、上記寸法に熱間で押し出したところ、その途中
で押出不能となり且つクラックが生じたので、押出条件
を緩和した（外径７５ｍｍ，肉厚５ｍｍ）。しかし、こ
の場合にも一部にクラックを生じた。また、Ｋ〜Ｏ（各
２本のうちの１本）を更に冷間抽伸して、上記実施例と
同一（外径５０ｍｍ，肉厚２ｍｍ）の管状抽伸材ｋ〜ｏ
を得た。ｌ〜ｎについては、抽伸時にクラックを生じ
た。さらに、Ｉ，Ｊ（各２本のうちの１本）を、これら
については上記した如くクラックが生じていたが、その
まま冷間抽伸して、外径６０ｍｍ，肉圧３．５ｍｍの管
状抽伸材ｉ，ｊを得た。そして、Ｏ，ｏについては、上
記実施例と同一条件で熱処理した。すなわち、Ｏについ
ては押出後、ｏについては抽伸後、３０分間５５０℃に
保持し、その後、２℃／分の冷却速度で４５０℃まで徐
冷した上、空冷した。また、ｉ〜ｎについては、抽伸
後、４７０℃，２時間の条件で一般的な焼鈍を行い、空
冷した。なお、原材料合金の組成上、Ｉ，ｉは「ＣＤＡ
Ｃ４４４００」にいうアンチモン含有のアドミラルテ
ィ黄銅に相当し、Ｊ，ｊは「ＣＤＡ Ｃ４４５００」に
いう燐含有のアドミラルティ黄銅に相当し、Ｋ，ｋは
「ＪＩＳ Ｃ２７００」又は「ＪＩＳ Ｃ２６８０」に
いう一般黄銅に相当し、Ｌ，ｌは「ＪＩＳ Ｃ４６２
１」にいうネーバル黄銅に相当し、Ｍ，ｍは「ＣＤＡ
Ｃ４６５００」にいう砒素含有のネーバル黄銅に相当
し、Ｎ，ｎは「ＣＤＡ Ｃ４６６００」にいうアンチモ
ン含有のネーバル黄銅に相当する。
【００２２】次に、上記各押出材及び抽伸材について、
「ＩＳＯ ６５０９」に定める方法により脱亜鉛腐蝕試
験を行ったところ、表３及び表４に示す如き結果（最大
脱亜鉛腐蝕深さ）が得られた。なお、この脱亜鉛腐蝕試
験にあっては、Ａ〜Ｏ，ａ〜ｏから採取した各試料を、
暴露試料表面が押出材，抽伸材の押出し方向に対して直
角となるようにしてフェノール樹脂材に埋込み、試料表
面をエメリー紙により１２００番まで研磨した後、これ
を純水中で超音波洗浄して乾燥した。かくして得られた
被腐蝕試験試料を、１．０％の塩化第２銅２水和塩（Ｃ
ｕＣｌ2 ・２Ｈ2Ｏ）の水溶液（１２．７ｇ／ｌ）中に
浸漬し、７５℃の温度条件下で２４時間保持した後、水
溶液中から取出して、その脱亜鉛腐蝕深さの最大値を測
定した。
「ＩＳＯ ６５０９」に定める方法により脱亜鉛腐蝕試
験を行ったところ、表３及び表４に示す如き結果（最大
脱亜鉛腐蝕深さ）が得られた。なお、この脱亜鉛腐蝕試
験にあっては、Ａ〜Ｏ，ａ〜ｏから採取した各試料を、
暴露試料表面が押出材，抽伸材の押出し方向に対して直
角となるようにしてフェノール樹脂材に埋込み、試料表
面をエメリー紙により１２００番まで研磨した後、これ
を純水中で超音波洗浄して乾燥した。かくして得られた
被腐蝕試験試料を、１．０％の塩化第２銅２水和塩（Ｃ
ｕＣｌ2 ・２Ｈ2Ｏ）の水溶液（１２．７ｇ／ｌ）中に
浸漬し、７５℃の温度条件下で２４時間保持した後、水
溶液中から取出して、その脱亜鉛腐蝕深さの最大値を測
定した。
【００２３】さらに、前記した各鋳塊から高さ２５ｍｍ
の正方形柱状（２０ｍｍ×２０ｍｍ）の試験片を切出し
て、各試験片について７５０℃で熱間圧縮試験（圧縮率
６０％）を行い、その変形能を目視判断すると共に、圧
縮率２０％での変形抵抗を測定した。その結果は、表３
及び表４に示す通りである。なお、変形能は、試験片の
側面におけるクラックの状態から目視により判断したも
ので、クラックが全く生じなかったものを○、小さなク
ラックが生じたものを△、大きなクラックが生じたもの
を×とした。
の正方形柱状（２０ｍｍ×２０ｍｍ）の試験片を切出し
て、各試験片について７５０℃で熱間圧縮試験（圧縮率
６０％）を行い、その変形能を目視判断すると共に、圧
縮率２０％での変形抵抗を測定した。その結果は、表３
及び表４に示す通りである。なお、変形能は、試験片の
側面におけるクラックの状態から目視により判断したも
ので、クラックが全く生じなかったものを○、小さなク
ラックが生じたものを△、大きなクラックが生じたもの
を×とした。
【００２４】以上の加工経過及び試験結果から理解され
るように、本発明に係るＡ〜Ｈ，ａ〜ｈは、熱間加工性
についてはアドミラルティ黄銅Ｉ，Ｊより優れ、一般黄
銅Ｋと同等の加工性を有するものであり、冷間加工性に
ついても、ネーバル黄銅ｌ〜ｎよりも優れたものであ
る。しかも、適当な熱処理を施しておくことにより、比
較例において最も耐蝕性に優れるアドミラルティ黄銅
Ｉ，Ｊ，ｉ，ｊと同等若しくはそれ以上の耐脱亜鉛腐食
性を有するものである。特に、組成が同一であるＥ，ｅ
とＨ，ｈとを比較してみれば分かるように、冒頭で述べ
た条件で熱処理することによって、耐蝕性を飛躍的に向
上させ得ることが理解される。また、表３からも理解さ
れるように、熱間での変形能，変形抵抗についての良好
性も担保されている。
るように、本発明に係るＡ〜Ｈ，ａ〜ｈは、熱間加工性
についてはアドミラルティ黄銅Ｉ，Ｊより優れ、一般黄
銅Ｋと同等の加工性を有するものであり、冷間加工性に
ついても、ネーバル黄銅ｌ〜ｎよりも優れたものであ
る。しかも、適当な熱処理を施しておくことにより、比
較例において最も耐蝕性に優れるアドミラルティ黄銅
Ｉ，Ｊ，ｉ，ｊと同等若しくはそれ以上の耐脱亜鉛腐食
性を有するものである。特に、組成が同一であるＥ，ｅ
とＨ，ｈとを比較してみれば分かるように、冒頭で述べ
た条件で熱処理することによって、耐蝕性を飛躍的に向
上させ得ることが理解される。また、表３からも理解さ
れるように、熱間での変形能，変形抵抗についての良好
性も担保されている。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
【表３】
【００２８】
【表４】
【００２９】
【発明の効果】以上の説明からも容易に理解されるよう
に、本発明によれば、薄肉管等の所望形状の熱間押出
材，熱間圧延材，冷間抽伸材，冷間圧延材を、歩留りが
悪くならず且つ製造工程が徒に増加することなく、容易
に且つ安価に提供することができる。しかも、適当な熱
処理を施しておくことによって、耐蝕性を飛躍的に向上
させることができる。したがって、本発明の耐蝕性銅基
合金材によれば、従来の黄銅系合金材では使用できなか
った（或いは、使用させた場合に、耐蝕性の点で大きな
問題を生じていた）温水，汚染水，海水等を扱う分野に
まで、その用途を拡大することができる。
に、本発明によれば、薄肉管等の所望形状の熱間押出
材，熱間圧延材，冷間抽伸材，冷間圧延材を、歩留りが
悪くならず且つ製造工程が徒に増加することなく、容易
に且つ安価に提供することができる。しかも、適当な熱
処理を施しておくことによって、耐蝕性を飛躍的に向上
させることができる。したがって、本発明の耐蝕性銅基
合金材によれば、従来の黄銅系合金材では使用できなか
った（或いは、使用させた場合に、耐蝕性の点で大きな
問題を生じていた）温水，汚染水，海水等を扱う分野に
まで、その用途を拡大することができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭64−68436（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−68733（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−70870（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−297429（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−223150（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−56037（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−51233（ＪＰ，Ａ) 特開 昭54−67518（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 9/00 C22C 9/04 C22C 9/06 C22F 1/08
Claims (4)
- 【請求項１】銅６２．０〜６９．０重量％及びアンチモ
ン０．０２〜０．１５重量％を含有し且つ残部が亜鉛及
び不可避不純物からなる金属組成をなし、熱間で押出若
しくは圧延され又はその後に冷間で抽伸若しくは圧延さ
れたものを、４７０〜６００℃で３０分〜２時間加熱し
た後、その加熱温度より５０℃以上降温されるまで又は
４５０℃となるまで、３℃／分以下の冷却速度で冷却さ
せることを条件として熱処理して、残留するβ相を消滅
させると共に粒界での元素の局部的な偏在を解消し且つ
粒内及び粒界での各元素の濃度分布を均一化させた金属
組織となしたことを特徴とする耐蝕性銅基合金材。 - 【請求項２】銅６２．０〜６９．０重量％、アンチモン
０．０２〜０．１５重量％及び錫０．１〜０．５重量％
未満を含有し且つ残部が亜鉛及び不可避不純物からなる
金属組成をなし、熱間で押出若しくは圧延され又はその
後に冷間で抽伸若しくは圧延されたものを、４７０〜６
００℃で３０分〜２時間加熱した後、その加熱温度より
５０℃以上降温されるまで又は４５０℃となるまで、３
℃／分以下の冷却速度で冷却させることを条件として熱
処理して、残留するβ相を消滅させると共に粒界での元
素の局部的な偏在を解消し且つ粒内及び粒界での各元素
の濃度分布を均一化させた金属組織となしたことを特徴
とする耐蝕性銅基合金材。 - 【請求項３】銅６１．０〜６９．０重量％、アンチモン
０．０２〜０．１５重量％、錫０．１〜０．５重量％及
びニッケル０．１〜０．８重量％を含有し且つ残部が亜
鉛及び不可避不純物からなる金属組成をなし、熱間で押
出若しくは圧延され又はその後に冷間で抽伸若しくは圧
延されたものを、４７０〜６００℃で３０分〜２時間加
熱した後、その加熱温度より５０℃以上降温されるまで
又は４５０℃となるまで、３℃／分以下の冷却速度で冷
却させることを条件として熱処理して、残留するβ相を
消滅させると共に粒界での元素の局部的な偏在を解消し
且つ粒内及び粒界での各元素の濃度分布を均一化させた
金属組織となしたことを特徴とする耐蝕性銅基合金材。 - 【請求項４】銅６２．０〜６９．０重量％、アンチモン
０．０２〜０．１５重量％、錫０．１〜０．５重量％及
び燐０．０２〜０．１重量％を含有し且つ残部が亜鉛及
び不可避不純物からなる金属組成をなし、熱間で押出若
しくは圧延され又はその後に冷間で抽伸若しくは圧延さ
れたものを、４７０〜６００℃で３０分〜２時間加熱し
た後、その加熱温度より５０℃以上降温されるまで又は
４５０℃となるまで、３℃／分以下の冷却速度で冷却さ
せることを条件として熱処理して、残留するβ相を消滅
させると共に粒界での元素の局部的な偏在を解消し且つ
粒内及び粒界での各元素の濃度分布を均一化させた金属
組織となしたことを特徴とする耐蝕性銅基合金材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35255693A JP3319482B2 (ja) | 1993-12-30 | 1993-12-30 | 耐蝕性銅基合金材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35255693A JP3319482B2 (ja) | 1993-12-30 | 1993-12-30 | 耐蝕性銅基合金材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07197150A JPH07197150A (ja) | 1995-08-01 |
| JP3319482B2 true JP3319482B2 (ja) | 2002-09-03 |
Family
ID=18424873
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP35255693A Expired - Lifetime JP3319482B2 (ja) | 1993-12-30 | 1993-12-30 | 耐蝕性銅基合金材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3319482B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11189856A (ja) | 1997-10-24 | 1999-07-13 | Toto Ltd | 黄銅材、黄銅管材及びそれらの製造方法 |
| EP1029935A1 (en) | 1997-11-11 | 2000-08-23 | Toto Ltd. | Metallic material, brass, and process for producing the same |
| EP1777305B1 (en) * | 2004-08-10 | 2010-09-22 | Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. | Copper-base alloy casting with refined crystal grains |
| JP4184357B2 (ja) * | 2005-05-20 | 2008-11-19 | 京都ブラス株式会社 | 無鉛快削性黄銅合金及びその製造方法 |
-
1993
- 1993-12-30 JP JP35255693A patent/JP3319482B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07197150A (ja) | 1995-08-01 |
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