JP5399818B2 - 鉛を含まない快削性ケイ素真鍮合金 - Google Patents
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Classifications
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- C22C—ALLOYS
- C22C9/00—Alloys based on copper
- C22C9/04—Alloys based on copper with zinc as the next major constituent
Description
本発明は、一般的には、鉛を含まない快削性ケイ素真鍮合金に関し、特定的には、亜鉛を多く含み、低圧ダイキャストおよび鍛造に適用可能な、鉛を含まない快削性ケイ素真鍮合金に関する。
現在、例えばＣｕ−Ｚｎ系、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ系、Ｃｕ−Ｚｎ−Ａｌ系などの、様々な系の鋳造真鍮合金が幅広く用いられている。各々の系は、鉛含有合金を含んでいる。鉛を含有する鋳造真鍮合金は、非常に優れた切削性と鋳造性を有し、低コストである。しかし、これらの合金は、それらの生産過程および使用過程において、環境や人体を害する。更に、鉛を含有する真鍮合金は溶接性に乏しい。
鉛の環境や人体への有害性は、重大な関心事である。過去１５年にわたり、米国、中国、日本、ドイツ、そして韓国において、鉛を含まないか、または鉛を少し含む快削性真鍮合金に関する多くの特許が公開され、特許付与されてきた。２０種類のビスマス真鍮合金（中国特許第２００５１００５０４２５４号、中国特許第２００３１０１０９１６２０号、中国特許第０２１２１９９１５号、中国特許第９４１９２６１３３号、中国特許第９３１２００６４４号、中国特許第２００７１００６７４８０３号、中国特許第２００５８０００１４９２５号、中国特許第２００８１００６５９０６６号、米国特許第６５９９３７８号、米国特許第５６５３８２７号、米国特許第５２８８４５８号、米国特許第５４０９５５２号、米国特許第５６３０９８４号、米国特許第５６１４０３８号、米国特許出願公開第２００４／０１５９３７５号、特開第２０００−２３９７６５号、特開第２００２−００３９６７号、特開第２００１−０５９１２３号、特開第２００６−３２２０５９号、特開第２００３−１１９５２７号）、１０種類のケイ素真鍮合金（中国特許第２００４１００８９１５００号、中国特許第２００４１０００４２９３７号、中国特許第２００５８００１９４１１４号、中国特許第２００５８００４６４６０７号、米国特許出願公開第２００７０１６９８５４号、米国特許出願公開第２００２００６９９４２号、米国特許出願公開第２００７００６２６１５号、米国特許出願公開第２００５０２４７３８１号、特開第２０００−３３６４４１号、特開第２００１−０６４７４２号）、７種類の錫真鍮合金（中国特許第２００４１０００４２９２２号、中国特許第０３１５５１７７７号、中国特許第２００６１０００５６８９２号、米国特許出願公開第２００４２４１０３８号、米国特許出願公開第２００４０１５９３７５号、特開第２０００−０８７１５８号、特開第２００３−１４７４６０号）、２種類のアンチモン真鍮合金（中国特許第２００７１００７０８０３４号、中国特許第２００４１００１５８３６５号）、１種類のマグネシウム真鍮合金（中国特許第２００７１００３５９１２２号）、１種類のアルミニウム真鍮合金（米国特許第３７７３５０４号）、そして１種類のテルル真鍮合金（中国特許第２００４１００２２２４４６号）が先行技術において公開されている。これらの参考文献は、主として鉛を含まない快削性の変形真鍮合金を開示している。様々な鋳造および／または低圧ダイキャストに適用可能な鉛を含まない合金を開示している参考文献は、あったとしてもわずかである。
鉛を含まないかまたは鉛を少し含む、公に知られた快削性鋳造ビスマス真鍮合金としては、ＵＮＳ Ｃ８９５５０（亜鉛を多く含み、鉛を含まない）、ＵＮＳ Ｃ８９８３７（亜鉛を少し含み、銅を多く含み、鉛を含まない）、ＵＮＳ Ｃ８９５１０およびＵＮＳ Ｃ８９５２０（亜鉛を少し含み、銅を多く含み、鉛を含まない）、そしてＦＲ ＣｕＺｎ３９ＢｉｌＡｌが挙げられる。これらの合金は、少量のＳｎおよびＳｅを含有する。いくつかの参考文献において開示されているこれらのビスマス真鍮合金は、粒界中のＢｉの分散を連続膜から不連続な粒子へと変更するために、高価なＳｅおよびＳｎや、更により高価なＴｅおよびＩｎを加えている。これは、ビスマス真鍮合金の加熱脆性および冷却脆性を減少させるという有益な効果を有する。
先行技術のビスマス真鍮合金における不利な点の一つは、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、およびＩｎなどの金属が比較的高価なことである。先行技術のビスマス真鍮合金における別の不利な点は、鋳造性および溶接性に乏しいことである。従って、ビスマス真鍮合金で作られた低圧ダイキャストによる鋳造品は、割れやすく、結果として全体の歩留まりが低い。また、ビスマス真鍮合金で作られたろう付けによる鋳造品も、溶接部や熱影響部において割れやすい。更には、鍛造温度の範囲が狭い。これらは、ビスマス真鍮合金によってもたらされる障害の一例である。低圧ダイキャストと溶接加工とによって、および鍛造と溶接加工とによって鉛を含まない快削性真鍮からそれぞれ作られる大量生産の水栓部材やバルブ部材が必要とされている。ビスマスは比較的希少で高価であり、鋳造性や溶接性などの加工性に関して現在当該技術分野において知られている以上の改善を必要とするので、ビスマス真鍮合金の応用可能性や開発可能性は限定的である。
現在の鋳造ケイ素真鍮合金は、通常Ｐｂを含有する。これらの合金は、低圧ダイキャストの工程において高温割れを非常に起こしやすい。更に、Ｐｂの放出は、ＮＳＦ６１規格の要求を上回るだろう。
近年、鉛を含まないか、または鉛を少し含む快削性ケイ素真鍮合金の研究および開発は、典型的には、亜鉛を少し含み、銅を多く含む真鍮合金に基づいてきた。これらの合金は、合金内における硬く脆いγ相の相対比を増加させることによって、この合金の快削性を保証してきた。この手法は合金の可塑性を犠牲にし、鋳造加工およびプロセス加工にとって有害である。更に、Ｃｕの含量が多いので、材料費が高い。現在、多くの先行技術におけるケイ素真鍮合金は、変形合金である。これらの合金中の亜鉛および銅の含量は部分的に重複しており、その多くは銅を多く含むケイ素真鍮合金である。典型的には、それらの合金の鋳造性や、低圧ダイキャストへの適性に関する議論や開示は少ない。
例えば、チャン（Ｚｈａｎｇ）らにより出願された２種類のアンチモン真鍮合金の先行技術（中国特許第２００７１００７０８０３４号および中国特許第２００４１００１５８３６５号）は、ともに合金の主元素の一つとしてＳｂを開示していた。しかし、チャンらはその合金の鋳造性、特に低圧ダイキャストに適用した際の鋳造性について議論も開示もしていない。更に、これらの合金から水中に放出されるＳｂは、ＮＳＦ／ＡＮＳＩ６１−２００７規格を上回ると予想され、飲料水供給設備用途に用いるべきではない。
水栓部材の内部構造は非常に複雑である。水栓部材は、典型的には厚みが変化可能な薄壁を有する中空鋳造品である。低圧ダイキャストを用いるために、その鋳型の冷却強度は強い。合金は、非常に優れた鋳造性、特に非常に優れた鋳型充填性および高温割れ耐性を有していなければならない。これらの種類の鋳造品はまた、例えば、鋸による切断、旋盤による切削、粉砕、穴あけ、研磨といった切削工程を通る。これら全ての工程は、合金が非常に優れた切削性を有することを要求する。鋳造と溶接成型とによって作られる大量生産の水栓、および鍛造と溶接成型とによって作られるバルブが必要とされている。これらの用途は、合金が非常に優れた溶接性を有することを要求する。加えて、ＮＳＦ／ＡＮＳＩ６１−２００７などの飲料水のための規格は、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｃｄ、およびＡｓなどの水中に放出し得る元素の量を厳しく制限する。例えば、ＮＳＦ／ＡＮＳＩ６１−２００７規格のもとでは、ＳｂおよびＰｂの最大限許容可能な放出量は、それぞれ０．６μｇ／Ｌおよび１．５ｕｇ／Ｌである。もし真鍮合金中のＳｂ含量が０．２重量％を超えると、水中に放出されるＳｂの量が０．６ｕｇ／Ｌを超えるだろう。それ故に、何種類かのアンチモン真鍮合金は、飲料水設備の設置に用いるために適していない。
本発明の目的の一つは、鋳造性、鍛造性、切削性、溶接性、機械的性質、腐食耐性、および電気めっき性が非常に優れており、費用が非常に安い亜鉛を多く含む快削性ケイ素真鍮合金を提供することであり、特に、低圧ダイキャストおよび鍛造に適用可能な、亜鉛を多く含む溶接可能な快削性ケイ素真鍮合金を提供することである。この合金は、特に鉛の混入の問題といった、既に述べた伝統的な真鍮合金の限界を打破するだろう。
本発明の目的は、合金を構成する元素の新規な選択および組成によって実現される。
本発明の合金の組成の基となる基本的な理論は、合金の切削性を改善し、非常に優れた鋳造性、溶接性、切削性、および腐食耐性を保証する種々の多元素金属間化合物粒子を形成するために、少量の数多くの合金元素による相互作用を用いることである。
本発明の合金の組成の基となる基本的な理論は、合金の切削性を改善し、非常に優れた鋳造性、溶接性、切削性、および腐食耐性を保証する種々の多元素金属間化合物粒子を形成するために、少量の数多くの合金元素による相互作用を用いることである。
本発明は、３５．０〜４２．０重量％のＺｎ、０．１〜１．５重量％のＳｉ、０．０３〜０．３重量％のＡｌ、０．０１〜０．３６重量％のＰ、０．０１〜０．１重量％のＴｉ、０．００１〜０．０５重量％の希土類金属、０．０５〜０．５重量％のＳｎ、および／または０．０５〜０．２重量％のＮｉ、ならびに残分のＣｕと不可避の不純物とを含む。鋳造合金の展伸度は１０％よりも大きい。硬度は、ＨＲＢ（ロックウェル硬度スケールＢ）で５５〜７５の範囲である。ストリップサンプルの折り畳み角（ｆｏｌｄｉｎｇ ａｎｇｌｅ）は、５５°よりも大きい。
本発明の合金において、ＳｉはＺｎと並んで主元素である。本合金は、Ａｌ、Ｍｇ、Ｓｎ、およびＰもまた含有する。Ｓｉを用いる効果としては、例えば、鋳造性、溶接性、腐食耐性、特に脱亜鉛腐食耐性を改善するための脱酸化、β相の相対比を増加させ、少量のγ相を形成すること、合金の切削性を改善することなどが挙げられる。本発明は、Ｓｉがα相粒子の成長を抑制する（ｒｅｆｉｎｉｎｇ）効果を有し、合金の強度、展伸度、および割れ耐性を改善するために有益であることを証明する。これらの金属間化合物は更に粒界、相境界、および粒子内部に分散するために、粒子の成長を抑制することは、機械的性質および切削性にとって有益である。比較的複雑な構造と厚い断面とを有する鋳造品には、低圧ダイキャストが適用可能である。Ｓｉの含量がその最大値を超えない場合には、硬く脆いγ相は現れず、合金は高温でβ相領域となり、４５０℃より低い温度で（α＋β’）相領域となる。β相は、不規則体心結晶構造を有する金属間化合物である。高温でのβ相の可塑性は、α相よりも良く、そのためβ相は合金の高温割れ耐性にとって有益である。β’相は、規則体心結晶構造を有する金属間化合物である。β’相はβ相よりも硬く、脆いために、切削性にとって有益である。しかし、合金が室温でβ’相領域である場合には、その合金の脆性が増加するために低温割れを起こしがちであり、硬度はＨＲＢ８０よりも硬いだろう。これは切削性にとって好ましくない。
Ｚｎ、Ａｌ、およびＳｉの亜鉛当量の総計は４５重量％よりも低くなければならない。例えば、もし合金中のＺｎの含量が４０重量％であれば、Ａｌは０．２重量％であり、Ｓｉの含量は典型的には０．４重量％を超えることが出来ない。ダイ鍛造のための連続的な鋳造インゴットの放射熱の散逸は均一であり、軸方向の固化が秩序良く行われるので、合金は高温割れを起こしにくい。それ故に、Ｓｉの含量は、好ましくは０．６〜１．５重量％の範囲である。低圧ダイキャストによる構造が比較的単純である製品では、Ｓｉの含量は、好ましくは０．４〜１．３重量％の範囲であるので、切削性を改善するための少量のγ相が合金中に形成される。
Ａｌを添加する効果としては、固溶体の強度向上、腐食耐性の改善、高温割れ耐性の改善、および脱酸化が挙げられる。Ａｌの含量は、好ましくは０．０３〜０．３重量％の範囲である。もしＡｌの含量が０．０３重量％よりも低い場合には、その有益な効果は現れない。もしＡｌの含量が０．３重量％よりも高い場合には、Ａｌは酸化されやすく、スラグを形成しやすいので、合金の流動性は減少するだろう。従って、鋳造性および溶接性は減少する。更に、Ａｌはケイ素真鍮合金の粒子を粗化し、その鋳造品およびインゴットの凝縮性を減少させるだろう。
本発明の合金には、Ｐが含まれる。温度が下がるとともに、銅の組織中におけるＰの固溶度は急速に減少するだろう。室温に等しい温度では、その固溶度はゼロに等しく、ＰはＣｕとともに析出し、脆い金属間化合物であるＣｕ３Ｐを形成するだろう。切削工程においては、この金属間化合物は割れやすいので、切削片は破壊されやすく、これによりこの合金は非常に高い切削性が保証される。先行技術における真鍮合金は、０．００３〜０．００６重量％のＰを、脱酸化のために添加することが可能である。Ｐの含量が０．０５重量％を超える場合には、この金属間化合物Ｃｕ３Ｐが形成されるだろう。本発明の合金において、Ｐの含量は０．０１〜０．４重量％の範囲である。この範囲のＰは脱酸化を促し、この脱酸化により、合金の鋳造性および溶接性が改善され、他の有用な元素の酸化による損失が減少する。形成されたＣｕ３Ｐは更に、合金の切削性を改善する。それ故に、本発明において、Ｐは切削性、鋳造性、および溶接性にとって有益である。比較的少量のＰもまた、粒子の成長を抑制する効果を有する。
真鍮合金中におけるＭｇの効果は、Ｐの効果と類似している。すなわち、脱酸化と粒子の成長抑制である。ＭｇおよびＣｕによって形成される金属間化合物Ｃｕ２Ｍｇもまた、合金の切削性を改善するために有益である。しかし、Ｃｕ２Ｍｇは、Ｃｕ３Ｐのように硬く脆いわけではないが、本合金の可塑性にとって幾分好ましくない。Ｍｇはまた、ＳｉとともにＭｇ２Ｓｉを形成するだろう。ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）による観察により、α相粒子の内部、粒界、および相境界において、Ｍｇ−Ｓｉ粒子が均一に粒状に分散していることが分かった。Ｍｇ−Ｓｉ粒子は、β相粒子の内部には見られなかった。Ｍｇもまた、Ｓｂ、Ｃｕ、およびＺｎとともに、粒子の内部で粒状に分散した複雑な金属間化合物を形成する。これらの多元素金属間化合物粒子は、合金の切削性の改善にとって有益であるだけでなく、鋳造中におけるＭｇの損失を減少させるためにも有益である。Ｍｇの含量は、もし本発明の合金中に含まれるとしても、０．０５〜０．４重量％の範囲であろう。この量のＭｇは、脱酸化、粒子の成長抑制、および合金の鋳造性の改善にとって十分な量である。もしＭｇの含量がこの特定された範囲の中央から上限までの量である場合、切削性に対しても有益である。合金の鋳造性の改善にとって、ＭｇはＰよりも好ましい。Ｍｇは合金の高温割れ耐性を改善し、鋳造品の割れを効果的に排除する。
希土類金属は、ＬａおよびＣｅからなる元素の群である。Ｔｉおよび希土類金属は、粒子の成長を効果的に抑制する物質であり、脱酸化効果を有する。希土類金属はまた、粒界を純化する効果を有する。希土類金属は、粒界において低融点不純物とともに高融点金属間化合物を形成し、結果として合金の高温脆性を減少させるだろう。希土類金属はまた、粒界において他の有害な不純物と金属間化合物を形成し、結果として有害な不純物の有害性を減少させるだろう。希土類金属はまた、大抵の合金元素と相互作用し、より安定な金属間化合物を形成することが出来る。それ故に、希土類金属およびＴｉは、鉛を含まない快削性真鍮合金に典型的に添加される。しかし、希土類金属は酸化されやすい。たとえほんの少量だけ添加したとしても、合金の流動性が減少する。本発明の合金は、選択的に０．００１〜０．０５重量％の希土類金属を添加する。この量の希土類金属は、機械的性質を改善するが、凝固収縮（ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｎｇ ｓｈｒｉｎｋａｇｅ）したキャビティーの表面があまり滑らかでなく、凝固収縮の底部に小さな目に見える収縮孔が存在するような体積収縮サンプルを生み出してしまうために、鋳造性にとって好ましくないであろう。
Ｎｉの選択的な添加は、合金の固溶体の強度向上、合金の腐食耐性の改善、および特に、合金の応力腐食耐性の改善のためである。しかし、Ａｌを合金に添加した場合には、ＮｉはＡｌとともに、高融点を有し、硬く脆い金属間化合物を形成するだろう。これは合金の可塑性を減少させるだろう。Ｓｎの選択的な添加は、合金の腐食耐性、特に合金の脱亜鉛腐食耐性を改善する。Ｓｎはまた、Ｓｂとともに金属間化合物を形成することが出来る。Ｓｎの添加量が増加するにつれ、Ｓｂの水中への放出量は減少するだろう。しかし、Ｓｂの含量が０．２重量％を超える場合には、たとえＳｎの含量が増えたとしても、Ｓｂの水中への放出量はＮＳＦ／ＡＮＳＩ６１−２００７規格を超え、粒子の粗化も生ずるであろう。割れ耐性、強度、および展伸度は減少するだろう。ＳｎがＳｂの水中への放出量を減少させるという効果は、非常に限定的である。ＮｉおよびＳｎは非常に高価であるので、これらの含有レベルは下限のあたりに保つことが好ましい。
Ｆｅは、銅および銅合金において一般的な不純物である。この物質は、銅および真鍮内でのα相粒子の成長を抑制する効果を有する。室温でのＦｅの固溶度は非常に低い。固溶していないＦｅや、固溶体から析出したＦｅは、合金の可塑性および腐食耐性を減少させ、Ａｌ、Ｓｉ、およびＢとともに、硬く脆いハードスポットを形成するだろう。ハードスポットは鋳造品や鍛造品の表面に位置して、めっき製品の表面品質に影響を及ぼす可能性がある。製品の表面光沢は、これらのスポットによる不具合によって影響を受ける。それ故に、Ｆｅの含量は０．１重量％以下にすべきである。
Ｐｂの含量は、０．１重量％以下にすべきである。この含有レベルは、切削性の改善にとって有益であり、水中への放出量はＮＳＦ／ＡＮＳＩ６１−２００７規格（１．５ｕｇ／Ｌ）を超えないであろう。
不可避の不純物としてのＳｂは、０．０４重量％以下にすべきである。この含有レベルにおいては、Ｓｂの水中への放出量はＮＳＦ／ＡＮＳＩ６１−２００７規格（０．６ｕｇ／Ｌ）を超えないであろう。
合金に鋳造性および切削性の両方を獲得させるために、合金の組成は以下の要求を満たさなければならない：鋳放しの合金の展伸度は５％よりも大きくなければならず、硬度はＨＲＢ５５〜７５の範囲内であり、ストリップサンプルの曲げ角度は好ましくは５５°より大きい。
本発明の合金の利点としては、非常に優れた鋳造性および溶接性や、鋳造、鍛造、溶接、鋸による切断、旋盤による切削、粉砕、穴あけ、研磨、および電気めっきなどの工程における良好な性能に加えて、応力腐食耐性、塩水噴霧腐食耐性、脱亜鉛腐食耐性、低いＰｂ放出量、低いＳｂ放出量、低い水漏れ性、ならびに機械的性質および硬度の改善などの、水栓部材として望ましい性質なども挙げられるが、これらに限定されるものではない。本発明の合金は、非常に優れた鍛造性を有し、鍛造温度の範囲が広い。押出棒よりも、むしろ複数のインゴットを自由にダイ鍛造して、複雑な構造の部品にすることが出来る。これは、Ｐｂ真鍮合金、リン真鍮合金、マグネシウム真鍮合金、アンチモン真鍮合金、ケイ素真鍮合金、および一般的な真鍮合金の再利用や再使用にとって有益である。更に、金属材料費および総生産費が安い。
本発明の合金の製造工程は以下のとおりである：材料を配合する；（粒子成長抑制ための融剤とともに）中周波数電気誘導炉内で融解する；インゴットにするために型に移す；再融解する；鋳造品にするために低圧ダイキャストを行うか、またはロッドにするために水平連続鋳造を行う；表面を剥ぐ；鍛造する。低圧ダイキャストのための温度は９７０〜１０００℃の範囲である。水平連続鋳造のための温度は９９０〜１０３０℃の範囲である。鍛造のための温度は６００〜７２０℃の範囲である。
本製造方法の利点としては、強い操作性が挙げられる。言い換えると、本発明の普遍的な生産設備、道具、ダイ、低圧ダイキャストの鋳型、ならびに真鍮の連続鋳造、低圧ダイキャスト、および鍛造のためのサンドコアは、再設計や修正無しに用いることができる。
本発明を理解するために、以下の添付の図面を参照しながら、実施例を用いて以下に記載する。
本発明に従った合金の実施例を表１に示す。本合金に用いた原料としては、Ｎｏ．１ Ｃｕ、Ｎｏ．１ Ｚｎ、Ａ００ Ａｌ、Ｎｏ．１ Ｎｉ、Ｎｏ．１ Ｓｎ、Ｃｕ−Ｓｉマスター合金、Ｃｕ−Ｐマスター合金、Ｃｕ−Ｔｉマスター合金、ミッシュメタル、マグネシウム合金、Ｎｏ．１ ＰｂインゴットまたはＣ３６０００の古い材料、被覆剤、および粒子成長抑制剤としての融剤が挙げられる。
本合金を製造する方法の一つは、以下のとおりである：まず、Ｎｏ．１ Ｃｕ、Ｃｕ−Ｓｉマスター合金、Ｎｏ．１ Ｎｉ、およびスラグの除去を効率的にする被覆剤を炉に添加する。これらの材料を、材料が融解して溶融混合物を形成するまで加熱し、その後に攪拌する。次いで、Ｎｏ．１ Ｚｎをその溶融混合物に添加し、融解させて攪拌する。スラグをその溶融物から掬い取り、覆いをする。次いで、火炎放射による処理を行う。その後、Ｃｕ−Ｐマスター合金とマグネシウム合金とを添加し、混合物を攪拌する。残りの金属材料を添加する。これらの材料を融解するまで再び加熱し、その後攪拌する。粒子の成長を抑制するための融剤を添加し、インゴットが形成されるまで混合物をそのまま保つ。次いで、インゴットを再融解した後、９７０〜１０００℃の範囲の温度で低圧ダイキャストを行うか、９９０〜１０３０℃の範囲の温度で水平連続鋳造を行う。最後に、６００〜７２０℃の範囲の温度で高温鍛造処理を行う。
実施例１、６、および１４は、３種類の異なるタイプの水栓部材を低圧ダイキャストおよび溶接成型によって作るために用いられた。成型性は許容範囲であった。
実施例における合金の低圧ダイキャストのための温度は、９７０〜１０００℃の範囲である。鋳造性試験のための型に移す温度は、１０００℃である。本発明の鉛を含まない真鍮合金を試験し、結果を以下に示した。
実施例における合金の低圧ダイキャストのための温度は、９７０〜１０００℃の範囲である。鋳造性試験のための型に移す温度は、１０００℃である。本発明の鉛を含まない真鍮合金を試験し、結果を以下に示した。
鋳造性試験
４種類の標準的な鋳造合金サンプルを、合金の鋳造性を測定するために用いた。体積収縮サンプルは、凝固収縮、分散収縮（ｄｉｓｐｅｒｓｅｄ ｓｈｒｉｎｋａｇｅ）、および孔の特性を評価するためのものである。らせん状のサンプルは、溶融合金の流動長を測定するためのものである。ストリップサンプルは、合金の線収縮率および曲げ角を測定するためのものである。異なる肉厚を有する円筒状サンプルは、合金の収縮割れ耐性を測定するためのものである。表２において見られるように、体積収縮サンプルに関して、凝固収縮したキャビティーの表面が滑らかであり、凝固収縮したキャビティーの底部に目に見える収縮孔が存在せず、そのサンプルの該当部分において目に見える分散収縮したキャビティーが存在しない場合には、これは鋳造性が非常に優れていることを意味し、表２において「○」として示した。
４種類の標準的な鋳造合金サンプルを、合金の鋳造性を測定するために用いた。体積収縮サンプルは、凝固収縮、分散収縮（ｄｉｓｐｅｒｓｅｄ ｓｈｒｉｎｋａｇｅ）、および孔の特性を評価するためのものである。らせん状のサンプルは、溶融合金の流動長を測定するためのものである。ストリップサンプルは、合金の線収縮率および曲げ角を測定するためのものである。異なる肉厚を有する円筒状サンプルは、合金の収縮割れ耐性を測定するためのものである。表２において見られるように、体積収縮サンプルに関して、凝固収縮したキャビティーの表面が滑らかであり、凝固収縮したキャビティーの底部に目に見える収縮孔が存在せず、そのサンプルの該当部分において目に見える分散収縮したキャビティーが存在しない場合には、これは鋳造性が非常に優れていることを意味し、表２において「○」として示した。
凝固収縮したキャビティーの表面が滑らかであり、凝固収縮したキャビティーの底部における目に見える収縮孔の高さが５ｍｍより低く、そのサンプルの該当部分において分散収縮したキャビティーが存在しない場合には、これは鋳造性が良いことを意味し、表２において「△」として示した。
凝固収縮したキャビティーの表面が滑らかでなく、凝固収縮したキャビティーの底部における目に見える収縮孔の高さが５ｍｍより高い場合には、そのサンプルの該当部分において分散収縮したキャビティーが存在するかどうかに関わらず、これは鋳造性が悪いことを意味し、表２において「×」として示した。
表２において見られるように、円筒状サンプルに関して、目に見える割れが鋳造表面あるいは研磨表面上に現れていない場合には、これは鋳造性が非常に優れていることを意味し、表２において「○」として示す。目に見える割れが現れている場合には、これは鋳造性が悪いことを意味し、表２において「×」として示す。
切削性
多くの測定を、切削性を評価するために用いることができる。一つの方法としては、Ｃ３６０００などの鉛含有真鍮合金の相対切削比を１００％と仮定し、切削抵抗を測定することによって、本発明の合金の相対切削比を決定する方法がある。本発明の実施例の相対切削比を、以下に示す。
多くの測定を、切削性を評価するために用いることができる。一つの方法としては、Ｃ３６０００などの鉛含有真鍮合金の相対切削比を１００％と仮定し、切削抵抗を測定することによって、本発明の合金の相対切削比を決定する方法がある。本発明の実施例の相対切削比を、以下に示す。
切削性試験のためのサンプルは、伸張性試験のために作られた鋳造品のスプルー部分から選択する。供給量は０．５ｍｍである。他の切削パラメタは同一である。結果を表３に示す。
機械的性質
機械的性質を試験した結果を表３に示す。
機械的性質を試験した結果を表３に示す。
腐食耐性
腐食耐性試験のためのサンプルは、鋳放し品である。実施例１、６、および１４のサンプルは、低圧ダイキャストによって形成された水栓部材からのものである。他の実施例のサンプルは、鋳造性を測定するために典型的に用いられるリングサンプルであり、これらのサンプルは、固化工程および冷却工程における収縮を避けることができず、内部応力が比較的大きい。塩水噴霧腐食試験、および応力腐食耐性試験のためのサンプルは、電気めっき製品である。応力腐食耐性試験は、ＧＳＯ４８１．１．０１３−２００５規格（アンモニアくん蒸）に従って実行した。塩水噴霧腐食耐性試験は、ＡＳＴＭＢ３６８−９７（Ｒ２００３）Ｅ１規格に従って実行した。脱亜鉛腐食耐性試験は、ＧＢ１０１１９−１９８８規格に従って実行した。金属放出量の試験は、ＮＳＦ／ＡＮＳＩ６１−２００７規格に従って実行した。試験結果を表４に示す。
腐食耐性試験のためのサンプルは、鋳放し品である。実施例１、６、および１４のサンプルは、低圧ダイキャストによって形成された水栓部材からのものである。他の実施例のサンプルは、鋳造性を測定するために典型的に用いられるリングサンプルであり、これらのサンプルは、固化工程および冷却工程における収縮を避けることができず、内部応力が比較的大きい。塩水噴霧腐食試験、および応力腐食耐性試験のためのサンプルは、電気めっき製品である。応力腐食耐性試験は、ＧＳＯ４８１．１．０１３−２００５規格（アンモニアくん蒸）に従って実行した。塩水噴霧腐食耐性試験は、ＡＳＴＭＢ３６８−９７（Ｒ２００３）Ｅ１規格に従って実行した。脱亜鉛腐食耐性試験は、ＧＢ１０１１９−１９８８規格に従って実行した。金属放出量の試験は、ＮＳＦ／ＡＮＳＩ６１−２００７規格に従って実行した。試験結果を表４に示す。
Claims (12)
- ３５．０〜４２．０重量％のＺｎ、０．１〜１．５重量％のＳｉ、０．０３〜０．３重量％のＡｌ、０．０１〜０．３６重量％のＰ、０．０１〜０．１重量％のＴｉ又は０．００１〜０．０５重量％のＬａおよびＣｅからなる群から選択される希土類金属、０．０５〜０．５重量％のＳｎ、任意成分として０．０５〜０．２重量％のＮｉ、ならびに残分のＣｕと不可避の不純物とを含む鉛を含まない快削性ケイ素真鍮合金であって、該合金の鋳造の展伸度が１０％よりも大きく、該合金の硬度がＨＲＢ５５〜７５の範囲である、前記合金。
- ３９．００〜４２．００重量％のＺｎ、および０．１〜０．３重量％のＰを含む、請求項１に記載の鉛を含まない快削性ケイ素真鍮合金。
- ３９．００〜４２．００重量％のＺｎ、０．１〜０．２重量％のＳｉ、０．１５〜０．３重量％のＰ、０．０５〜０．１重量％のＳｎ、０．０５〜０．１重量％のＮｉ、および０．０５〜０．１重量％のＴｉを含む、請求項１に記載の鉛を含まない快削性ケイ素真鍮合金。
- ３９．００〜４２．００重量％のＺｎ、０．１〜０．５重量％のＳｉ、０．１５〜０．２５重量％のＰ、０．０５〜０．２重量％のＳｎ、０．０５〜０．４重量％のＭｇ、ならびに０．００１〜０．０１重量％のＬａおよびＣｅからなる群から選択される希土類金属を含む、請求項１に記載の鉛を含まない快削性ケイ素真鍮合金。
- ４０．００〜４２．００重量％のＺｎ、０．１〜０．２重量％のＳｉ、０．０５〜０．３重量％のＭｇ、０．０１〜０．３重量％のＰ、０．１〜０．３重量％のＳｎ、および０．０５〜０．１重量％のＮｉを含む、請求項１に記載の鉛を含まない快削性ケイ素真鍮合金。
- ４０．００〜４２．００重量％のＺｎ、０．２〜０．５重量％のＳｉ、０．０１〜０．１重量％のＰ、０．１〜０．２５重量％のＭｇ、０．１〜０．３重量％のＳｎ、０．０５〜０．１５重量％のＮｉ、ならびに０．００１〜０．０４重量％のＬａおよびＣｅからなる群から選択される希土類金属を含む、請求項１に記載の鉛を含まない快削性ケイ素真鍮合金。
- ３５．０〜４２．０重量％のＺｎ、０．１〜１．５重量％のＳｉ、０．０３〜０．３重量％のＡｌ、０．０１〜０．３６重量％のＰ、０．０１〜０．１重量％のＴｉ又は０．００１〜０．０５重量％のＬａおよびＣｅからなる群から選択される希土類金属、０．０５〜０．５重量％のＳｎ、任意成分として０．０５〜０．２重量％のＮｉ、ならびに残分のＣｕと不可避の不純物とを含む、鉛を含まない快削性ケイ素真鍮合金。
- ３９．００〜４２．００重量％のＺｎ、および０．１〜０．３重量％のＰを含む、請求項７に記載の鉛を含まない快削性ケイ素真鍮合金。
- ３９．００〜４２．００重量％のＺｎ、０．１〜０．２重量％のＳｉ、０．１５〜０．３重量％のＰ、０．０５〜０．１重量％のＳｎ、０．０５〜０．１重量％のＮｉ、および０．０５〜０．１重量％のＴｉを含む、請求項７に記載の鉛を含まない快削性ケイ素真鍮合金。
- ３９．００〜４２．００重量％のＺｎ、０．１〜０．５重量％のＳｉ、０．１５〜０．２５重量％のＰ、０．０５〜０．２重量％のＳｎ、０．０５〜０．４重量％のＭｇ、ならびに０．００１〜０．０１重量％のＬａおよびＣｅからなる群から選択される希土類金属を含む、請求項７に記載の鉛を含まない快削性ケイ素真鍮合金。
- ４０．００〜４２．００重量％のＺｎ、０．１〜０．２重量％のＳｉ、０．０５〜０．３重量％のＭｇ、０．０１〜０．３重量％のＰ、０．１〜０．３重量％のＳｎ、および０．０５〜０．１重量％のＮｉを含む、請求項７に記載の鉛を含まない快削性ケイ素真鍮合金。
- ４０．００〜４２．００重量％のＺｎ、０．２〜０．５重量％のＳｉ、０．０１〜０．１重量％のＰ、０．１〜０．２５重量％のＭｇ、０．１〜０．３重量％のＳｎ、０．０５〜０．１５重量％のＮｉ、ならびに０．００１〜０．０４重量％のＬａおよびＣｅからなる群から選択される希土類金属を含む、請求項７に記載の鉛を含まない快削性ケイ素真鍮合金。
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