JP3399548B2

JP3399548B2 - 熱間鍛造用合金

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Publication number: JP3399548B2
Application number: JP09349391A
Authority: JP
Inventors: 賢吉山路; 六郎川西
Original assignee: 株式会社東洋伸銅所
Priority date: 1991-03-30
Filing date: 1991-03-30
Publication date: 2003-04-21
Anticipated expiration: 2018-04-21
Also published as: EP0506995A1; US5262124A; JPH0543965A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は熱間鍛造用合金に関する
もので、特に、水中への鉛の溶出が少なく、鋳造時の重
力偏析や加工時のクラックを生じない熱間鍛造用合金に
関する。

【０００２】

【従来の技術】鉛を含む黄銅、すなわち銅−亜鉛−鉛合
金は、切削性のよい工業用材料として広範囲に使用され
ている。合金の鉛含有量は要求される切削性に応じて変
更され、例えばＪＩＳには４種類の快削性黄銅材が規定
されている。この種の合金の主な用途は生活関連機器
（器具を含む）で、特に上水道の金具類等、水に接する
部分に多用されている。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】しかし、銅−亜鉛−鉛
合金を水道用金具等、水に接する用途に用いた場合に、
水中に鉛の溶出が認められ、これは環境衛生保全の面か
ら考慮せねばならない問題である。最近では、水源の開
発が進むとともに上水道の水質が多様化してきており、
また給湯装置等の普及に伴い、高温水の使用が一般化し
てきているため、鉛溶出に関して水質や温度の違いも考
慮する必要がある。

【０００４】また、銅−亜鉛−鉛合金は熔解鋳造時に、
鉛と黄銅の密度の差による重力偏析（１０００℃におけ
る鉛の密度は９．８１、黄銅の密度は７．３２）が起き
る場合があること、生産合理化のために鋳塊が大型化さ
れるに伴い、鋳塊の周辺部と中心部とで、冷却速度の差
から鉛の分布および形状の不均一が生じ、そのため製品
の品質が不均一となる問題もある。

【０００５】さらに銅−亜鉛−鉛合金は、熱間鍛造等の
熱間加工時に割れが発生したり、高温処理後の冷間加工
においてクラックを生ずることがある。これは、鉛が銅
および亜鉛のいずれとも固溶体を形成せず、合金が凝固
するとき、鉛が単体の形で結晶粒界（または亜結晶粒
界）に晶出した状態で存在するためと推定される。

【０００６】

【０００７】本発明の目的は、水質や水温にかかわらず
水中への有毒金属の溶出が抑制され、熱間鍛造で割れが
生じない、熱間鍛造用合金を実現することにある。

【０００８】

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明では、水質や水温
にかかわらず水中への有毒金属の溶出が抑制され、熱間
鍛造で割れが生じない熱間鍛造用合金を実現するため、
合金を、５７乃至６１重量％の銅と、０．５重量％以上
３．０重量％未満の鉛と、鉛に対し重量比で１／１７以
上１／５未満の希土類元素を含み、残余が亜鉛である組
成とした。熱間鍛造での亀裂の発生を防ぐためには、鉛
の含有量を０．５重量％より大で、３．０重量％未満と
するのが好ましい。

【００１０】希土類元素としては、ランタン、セリウ
ム、プラセオジム、およびネオジムが好ましい。これら
を含むミッシュメタルを用いてもよい。

【００１１】

【作用】本発明の熱間鍛造用合金の含有する希土類元素
は、銅、亜鉛、鉛のいずれとも金属間化合物を生成する
が、表１に若干の例を示すように、希土類元素と鉛との
金属間化合物の融点は、銅または亜鉛との金属間化合物
より高く、熱力学的に安定であるため、銅−亜鉛−鉛三
元系合金に希土類元素を添加したとき、希土類元素と鉛
の金属間化合物が、銅または亜鉛との金属間化合物より
優先して生成するものと思われる。この生成された金属
間化合物が結晶核となり、結晶の微細化をもたらし、分
散相全体が均一かつ微細化される。このため、銅─亜鉛
─鉛三元系合金に見られる、鉛の結晶粒界への晶出に起
因する冷間加工でのクラックや熱間鍛造での割れが防止
され、また鋳造時の鉛の重力偏析も防止されると考えら
れる。一方、希土類元素の添加により、単相の鉛が減少
し、鉛─希土類元素の金属間化合物が形成され、かつ局
部的に単体で存在する鉛粒子がこの金属間化合物に結合
する等の相乗効果で、水中への鉛の溶出が防がれるもの
と推定される。

【００１２】

【００１３】

【実施例】以下に実施例を示し、本発明のより詳細な説
明とする。〔実施例１〜２〕表２に示す組成の合金である。

【００１４】

【００１５】６０／４０黄銅を基材として、大気中で熔
解し、所要の鉛およびミッシュメタルを添加し、イソラ
イト煉瓦の鋳型中で鋳造した合金を、１５％冷間加工し
て直径１０mmの丸棒とし、７００℃で１時間および３時
間、それぞれ加熱処理し、空冷後、丸棒の横断面の組織
を観察した。

【００１６】実施例１の合金の加熱処理前、１時間加熱
処理後および３時間加熱処理後の組織を図１（Ａ) 、
（Ｂ）および（Ｃ）に、実施例２の合金の加熱処理前、
１時間加熱処理後および３時間加熱処理後の組織を図２
（Ａ) 、（Ｂ) および（Ｃ）に、それぞれ示す。これら
の図に示されている通り、鉛および金属間化合物は非常
に細かく分散されている。加熱処理により、結晶粒の成
長が若干見られるが、加熱処理後も細かく分散してい
る。ミッシュメタルの量の多い実施例１の方が、熱処理
による組織の変化は少ない。

【００１７】〔比較例１〕比較のため、表３に示す従来
の組成の合金を調製した。

【００１８】

【００１９】実施例１と同様、冷間加工した丸棒を７０
０℃に加熱処理した後、横断面の組織を観察した。加熱
処理前の組織を図３（Ａ) に、１時間および３時間加熱
処理後の組織を図３（Ｂ）および（Ｃ）にそれぞれ示
す。図３（Ａ),（Ｂ),（Ｃ）に示されている通り、結晶
粒度は加熱処理により粗大化し、鉛粒子が粒界に凝集、
粗大化している。

【００２０】〔実施例３〕表４に示す組成の合金であ
る。

【００２１】

【００２２】６０／４０黄銅を基材として、大気中で溶
（熔）解し、所要の鉛およびミッシュメタルを添加し、
直径３０mmのイソライト煉瓦性の鋳型中で鋳造し、空冷
後、丸棒の横断面の組織を観察した。図４（Ａ）に顕微
鏡下の組織を示す。

【００２３】この組織について画像処理により、一定視
野中での分散相の数及び平均粒度を測定した。測定結果
を、後述する比較例２および３の結果とともに表５に示
す。

【００２４】

【００２５】〔比較例２〜３〕比較のため、表６に示す
組成の合金を調製した。比較例３は従来の組成の合金で
ある。

【００２６】

【００２７】実施例３と同様にして鋳造した丸棒の横断
面の組織を観察した。比較例２および３の顕微鏡下の組
織を、図４（Ｂ）および（Ｃ）にそれぞれ示す。またこ
の組織について、一定視野中での分散相の数および平均
粒度を測定した。測定結果は実施例３の結果とともに表
５に示した。

【００２８】表５に示されているように、ミッシュメタ
ルの添加により分散相は微細化するが、鉛に対し１／２
２では不充分である。

【００２９】実施例３と比較例２について、分散相の電
子顕微鏡観察および走査型電子顕微鏡による微小部分析
（マイクロＸ線分析）を行った。実施例３と比較例２に
ついて電子顕微鏡写真を、それぞれ図５（Ａ）および
（Ｂ）に示す。また微小部分析の結果を実施例３につい
て表７に、比較例２について表８に、それぞれ示す。表
７および８で粒子ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅ，ｆは、図５
（Ａ）および（Ｂ）中に示したそれぞれの粒子を意味す
る。

【００３０】

【００３１】

【００３２】図５（Ａ）および（Ｂ）に示されるよう
に、本発明の合金は分散相が、ミッシュメタルの含有量
の少ない比較例２の合金より微細である。表７より、本
発明の合金は一定組成の金属間化合物を分散相として生
成していること、表８より、ミッシュメタルの含有量の
少ない比較例２の合金では、金属間化合物を生成してい
ない分散相もあり、生成している場合でも分散相の中心
部のみに限られることが認められる。本発明の合金で生
成されている金属間化合物は、分散相の組成から前述の
ＣｅＰｂ₃であると推定される。

【００３３】〔試験例１〕鉛溶出試験のため、表９に示
す組成の合金の丸棒を製作した。試料２〜４、試料６〜
８は本発明の合金、試料１および５はミッシュメタルを
添加しない従来の組成の合金である。

【００３４】合金の調製は、６０／４０黄銅を基材とし
て低周波炉で熔解し、所要の鉛およびミッシュメタルを
添加し、縦型半連続鋳造で直径１１５mmの鋳塊を熔製し
た。この鋳塊を熱間押出で直径２８mmの丸棒とし、冷間
引抜で直径２５mmにし、焼鈍後、旋削加工を行い、直径
２０mmに仕上げた。旋削加工条件は、タングステンカー
バイド系バイトを使用し、旋回速度を毎分２０００回
転、送り量を０．１mm／回転とした。用いたバイトの形
状を図６に示す。

【００３５】

【００３６】上記のようにして製作した長さ４０mmの丸
棒を、十分に脱脂し、洗浄した後、図７に略図で示す方
法により溶出試験を行った。浸漬には表１０に示す水質
の３種の試験水を用い、温度２３℃および７２℃で最大
７２時間まで行った。各温度で１２、２４、４８および
７２時間、それぞれ水中に浸漬した後、水中の鉛濃度を
プラズマ発光分析により測定した。試験結果を図８〜１
３に示す。

【００３７】

【００３８】図８は試料１と４についての試験水Ｂによ
る試験結果、図９は試料５と８についての試験水Ｂによ
る試験結果を示す。図１０は試料１〜４（鉛含有量１
％）について、温度２３℃で７２時間浸漬した場合の溶
出量とミッシュメタル添加量の関係を示したもので、図
１１は同じく温度７２℃で７２時間浸漬した場合の溶出
量、図１２は試料５〜８（鉛含有量３％）について、温
度２３℃で７２時間浸漬した場合の溶出量、図１３は試
料５〜８を、温度７２℃で７２時間浸漬した場合の溶出
量と、ミッシュメタル添加量との関係をそれぞれ示した
ものである。

【００３９】図８および９を見ると、鉛溶出量は２４時
間ないし４８時間でほぼ飽和に達している。温度２３℃
より７２℃の方が、また鉛含有量１％より３％の方が、
鉛溶出量は多い。温度２３℃ではミッシュメタル添加の
効果が明瞭でないが、温度７２℃の場合には添加による
鉛溶出の抑制が明らかに認められる。特に鉛含有量３％
の場合には、温度７２℃でミッシュメタル添加による鉛
溶出の抑制が顕著である。

【００４０】図８乃至１３から、ミッシュメタル添加量
が増すほど（鉛に対し１／５以内）鉛溶出量の減少する
傾向がはっきり認められる。この傾向は、水温が高い方
が、また鉛含有量１％より３％の方が、顕著である。試
験水の種類によって鉛溶出量に差があり、試験水Ｂは溶
出量が少なく、試験水Ｃは溶出量が多い。これは、試験
水Ｂの電導度が低く、試験水Ｃの電導度が高いことに関
係があると思われる。

【００４１】〔試験例２〕熱間鍛造試験のため、表１１
に示す組成の合金の鋳塊を調製した。試料１１、１５、
１９は従来の鉛含有黄銅系合金、試料１２、１３、１
４、１６、１７、１８は本発明の熱間鍛造用合金、試料
１９、２０、２１、２２はミッシュメタルと３％の鉛を
含む黄銅系合金である。

【００４２】合金の調製は、６０／４０黄銅を基材とし
て、低周波炉で熔解し、所要の鉛およびミッシュメタル
を添加し、縦型半連続鋳造で直径１１５mmに熔製した。
直径１１５mmの鋳塊を熱間押出で直径２８mmの丸棒と
し、冷間引抜で直径２５mmにし、焼き鈍し後、長さ３５
mmの試料を作製し、これに工業的生産工程で熱間型打ち
鍛造を行った。

【００４３】

【００４４】鍛造成型品の外観を観察し、主として表面
の亀裂の有無、光沢度合、パリ発生状況について評価し
た。鍛造温度は６９０ないし７２０℃である。表面の亀
裂の観察結果を表１２に示す。×は亀裂の発生を、△は
表面のヘアクラックの発生を意味する。記号の横の数字
は、試料番号を示す。

【００４５】

【００４６】表１２に示すように、ミッシュメタルと３
％未満の鉛を含む合金の鍛造品は亀裂を生じない。ミッ
シュメタルと３％の鉛を含む試料２０、２１は、亀裂を
生じた。３％の鉛を含む場合でも、鉛の１／５のミッシ
ュメタルを含む試料２２ではヘアクラックが生じただけ
であった。ミッシュメタルを添加しない従来組成の試料
１１、１５、１９は亀裂を生じ、またバリの発生が不規
則であった。

【００４７】〔試験例３〕切削性を評価するため、表１
３に示す組成の合金を調製した。試料３３および３４は
従来の組成の黄銅系合金である。

【００４８】

【００４９】各合金の調製は実施例３と同様に行った。
各合金を、実施例１および比較例１の合金とともに、そ
れぞれ6.０mmの丸棒に加工し、旋削した。加工および旋
削は下記の通り行った。

【００５０】３０mmの鋳塊を熱間押出で直径7.５mmの丸
棒とし、冷間引抜で直径6.５mmに加工し、焼き鈍し後、
再び冷間引抜で直径6.０mmに仕上げる。旋削は、旋回速
度毎分２０００回転、送り量０．１mm／回転、切込み量
１．０又は１．５mmで行い、バイトとしてタングステン
カーバイド系を使用した。用いたバイトの形状は図６に
示した。

【００５１】旋削により発生した切粉の長さおよびカー
ル径を分級評価した。その結果を表１４に示す。表１４
でＳＳは切粉の長さ３mm以下、Ｓは３〜１０mm、ＳＬは
１０〜４０mm、Ｌは４０〜１２０mmを意味し、カール径
の欄で小は３mm、中は３〜１０mm、大は１０mm以上を意
味する。

【００５２】

【００５３】表１４より明らかなように、ミッシュメタ
ルを添加した本発明の合金および試料３５の合金は、い
ずれも従来の快削性黄銅合金（試料３３、３４）と同等
以上の快削性を示す。しかしミッシュメタルを鉛に対し
１／２添加した試料３６は、快削性が低下している。

【００５４】以上の各実施例および試験例から、０．５
重量％以上３．０重量％以下の鉛と、鉛に対し重量比で
１／１７乃至１／５の希土類元素を含む黄銅系合金は、
希土類元素の添加により鉛を含む分散相が微細化するこ
と、分散相中で希土類元素が鉛と金属間化合物を生成し
ていること、鉛単独の分散相が極めて少ないこと、水中
への鉛の溶出が少ないこと、そして優れた快削性を有す
ること、また鉛の含有量が３．０重量％未満の場合には
熱間鍛造で亀裂が生じないことが、明らかに示された。

【００５５】水中への鉛の溶出の抑制は、希土類元素と
鉛との金属間化合物の生成により、単体の鉛で構成され
る分散相が減少し、また単体で存在する鉛粒子が部分的
に金属間化合物に結合する等の相乗効果によると推定さ
れる。また、０．５重量％以上３．０重量％未満の鉛を
含む合金が熱間鍛造で亀裂を生じないのは、希土類元素
の添加により鉛を含む分散相が微細化することによるも
のと推定される。

【００５６】

【発明の効果】本発明の熱間鍛造用合金は、鉛の含有量
を３．０重量％未満とするとともに、鉛に対し重量比で
１／１７以上１／５未満の希土類元素を含有させること
により、熱間鍛造で亀裂を生じない。水質や水温に拘わ
らず水中への鉛の溶出が少ないので、水道用金具等の水
に接する器具の材料に適する。

【図面の簡単な説明】

【図１】図１（Ａ）は本発明による合金の一実施例の加
熱処理前の金属組織を示す図、図１（Ｂ）は本発明によ
る合金の一実施例の１時間加熱処理後の金属組織を示す
図、図１（Ｃ）は本発明による合金の一実施例の３時間
加熱処理後の金属組織を示す図である。

【図２】図２（Ａ）は本発明による合金の他の実施例の
加熱処理前の組織を示す図、図２（Ｂ）は本発明による
合金の他の実施例の１時間加熱処理後の組織を示す図、
図２（Ｃ）は本発明による合金の他の実施例の３時間加
熱処理後の組織を示す図である。

【図３】図３（Ａ）は従来の黄銅系合金の加熱処理前の
組織を、図３（Ｂ）は従来の黄銅系合金の１時間加熱処
理後の組織を、図３（Ｃ）は従来の黄銅系合金の３時間
加熱処理後の組織をそれぞれ示す図である。

【図４】図４（Ａ）は本発明による合金の第三の実施例
の、鋳造後の顕微鏡下の組織を示す図である。図４
（Ｂ）は比較例２の合金の鋳造品の顕微鏡下の組織を示
す図、図４（Ｃ）は比較例３の顕微鏡下の組織を示す図
である。

【図５】図５は本発明による合金の第三の実施例の電子
顕微鏡写真を示す。

【図６】図６は比較例２の合金の電子顕微鏡写真を示
す。

【図７】図７は試験例で旋削に用いたバイトの形状を示
す図である。

【図８】図８は鉛溶出試験の方法を示す略図である。

【図９】図９は本発明および従来の接水材料用合金（鉛
含有量１％）についての試験水Ｂによる溶出試験結果を
示すグラフである。

【図１０】図１０は本発明および従来の接水材料用合金
（鉛含有量３％）についての試験水Ｂによる試験結果を
示すグラフである。

【図１１】図１１は本発明および従来の接水材料用合金
（鉛含有量１％）を温度２３℃で７２時間浸漬した場合
の、鉛溶出量とミッシュメタル含有量の関係を示すグラ
フである。

【図１２】図１２は本発明および従来の接水材料用合金
（鉛含有量１％）を温度７２℃で７２時間浸漬した場合
の、鉛溶出量とミッシュメタル含有量の関係を示すグラ
フである。

【図１３】図１３は本発明および従来の接水材料用合金
（鉛含有量３％）を温度２３℃で７２時間浸漬した場合
の、鉛溶出量とミッシュメタル含有量の関係を示すグラ
フである。

【図１４】図１４は本発明および従来の接水材料用合金
（鉛含有量３％）を温度７２℃で７２時間浸漬した場合
の、鉛溶出量とミッシュメタル含有量との関係を示すグ
ラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献特開昭50−32020（ＪＰ，Ａ) 特開昭59−25938（ＪＰ，Ａ) 特開昭60−56036（ＪＰ，Ａ) 特公昭44−758（ＪＰ，Ｂ１) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 1/00 - 49/14

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】５７乃至６１重量％の銅、０．５重量％以
上３．０重量％未満の鉛、鉛に対し重量比で１／１７以
上１／５未満の希土類元素を含み、残余が亜鉛である組
成を有することにより、熱間鍛造での亀裂の発生を防ぐ
ようにしたことを特徴とする熱間鍛造用合金。
【請求項２】前記希土類元素は、ミッシュメタルとして
添加された請求項１記載の鉛含有黄銅系合金。