JP6605453B2 - 黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法と熱間鍛造品及びこれを用いて成形したバルブや水栓などの接液製品 - Google Patents

Description

本発明は、黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法に関し、特に、鉛フリー黄銅合金を素材として用いたときの耐食性を確保するための熱間鍛造品の製造方法と熱間鍛造品及びこれを用いて成形したバルブや水栓などの接液製品に関する。

従来より、α＋β黄銅及びα＋β＋γ黄銅の耐食性のうち耐脱亜鉛性を向上させる手段としては、Ｚｎ当量を下げてＣｕ含有量を相対的に上げることにより、金属組織中において最も電気的に卑であるβ相の晶出を抑えるとともに、残存するβ相を熱処理によりα化するのが一般的である。これに加えて、添加元素として、Ｐ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｓｎなどを添加することが有効であることが知られている。
また、耐食性のうち耐応力腐食割れ性を向上する手段としては、電気的に卑でかつマトリックスに固溶しないＰｂの添加が最も一般的であるが、鉛フリー銅合金の場合は、Ｐｂの含有量を抑制する必要があるため、その代替としてＳｎを１．０％以上添加することが有効であることが知られる。しかしながら、Ｓｎの添加は、伸びや衝撃値などの冷間での機械的性質を低下させることにつながるため、冷間加工や切削加工において問題を生ずる場合がある。そこで、合金設計を行う際には、伸び、衝撃値などの実用範囲を勘案し、Ｓｎ含有量を必要最低限に抑えるようになっている。

このように、鉛フリー銅合金において、耐食性と機械的性質などの特性を実用上有効な範囲にコントロールするためには、非常に繊細な合金設計が要求されることとなる。従来においてもこれらの点を考慮し、鍛造品の耐食性も検討がなされている。
熱処理により鍛造品の耐食性を向上しようとするものとして、例えば、特許文献１においては、Ｃｕを６０〜６３質量％含有する銅合金に対して、熱間鍛造後３５０℃〜６５０℃の熱処理を行うことで組織のα化を図り、耐脱亜鉛性を向上しようとしている。また、同文献によると、熱間鍛造後、１０℃／秒以下で徐冷を行うことで、β相を分断しα相で包囲することによって耐脱亜鉛性が向上するとされている。
特許文献２においては、鉛フリーの黄銅合金の耐食性を向上しようとしたものであり、５５〜６５重量％の銅を含有する黄銅合金に対して、６３０〜７２０℃の温度で押出しを行い、４２０〜７００℃の温度で中間熱処理し、４００℃以下の温度で焼き鈍しして応力を解消したものである。

特開２００９−７４１５６号公報 特表２００７−５１７９８１号公報

しかしながら、特許文献１は、所定条件の熱処理温度及び冷却速度により処理することで熱間鍛造品のα化を促進させようとしてはいるものの、この製造方法では、単に材料全体に対する鍛造品のα相の含有量を相対的に向上させて耐脱亜鉛性を向上しようとしているに過ぎず、実際には肉厚の厚い部位など、熱間鍛造による加工度が小さい部位では、α化が進まずにα相の結晶粒度が大きいままであり、所定の耐脱亜鉛性が部分的に得られない現象が見られることが、後述する実験により明らかとなった。このような現象は、特許文献２のような鉛フリー黄銅なども含め、いわゆる４−６黄銅に見られ、特許文献１のような製造方法によって鍛造品の全ての部位を、目標とする耐脱亜鉛性を満足できるとはいえず、更なる処理や選別等の作業が必要であった。

本発明は、この点を鑑みて発明に至ったものであり、その目的とするところは、銅合金の耐脱亜鉛性とα相の結晶粒度との関係に着目し、銅合金の耐脱亜鉛性の向上に寄与することにあり、具体的には、鉛フリー黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法であり、肉厚や形状の異なる部位においても、所定の耐脱亜鉛性等の耐食性を確保できる黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法と熱間鍛造品及びこれを用いて成形したバルブや水栓などの接液製品を提供することにある。

上記目的を達成するため、請求項１に係る発明は、Ｃｕ：５９．２〜６３．０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：１．００〜２．００ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％を有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅であって、この黄銅を用いて鍛造加工を行う素材を３５０℃から鍛造温度に至るまで５．２℃／ｓ以上の加熱速度で加熱処理して熱間鍛造品を製造し、この熱間鍛造品のα相の平均結晶粒度は、８．５μｍ以下である黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法である。
。

請求項２に係る発明は、請求項１において、さらに、Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％、及び／又はＰ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法である。

請求項３に係る発明は、請求項２において、さらに、Ｆｅ：０．１５ｍａｓｓ％以下を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法である。

請求項４に係る発明は、請求項１において、さらに、Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１５ｍａｓｓ％以下を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法である。

請求項５に係る発明は、請求項４において、さらに、Ｐ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法である。

請求項６に係る発明は、Ｃｕ：５９．２〜６３．０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：１．００〜２．００ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％を有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅であって、この黄銅を用いて鍛造加工を行う素材を３５０℃から鍛造温度に至るまでの加熱速度を、熱間鍛造による鍛造中心領域における結晶粒度の粗大化率を５０％以下になるよう設定して熱間鍛造品を製造し、この熱間鍛造品のα相の平均結晶粒度は、８．５μｍ以下である黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法である。

請求項７に係る発明は、請求項６において、さらに、Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％、及び／又はＰ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法である。

請求項８に係る発明は、請求項７において、さらに、Ｆｅ：０．１５ｍａｓｓ％以下を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法である。

請求項９に係る発明は、請求項６において、さらに、Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１５ｍａｓｓ％以下を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法である。

請求項１０に係る発明は、請求項９において、さらに、Ｐ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法である。

請求項１１に係る発明は、Ｃｕ：５９．２〜６３．０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：１．００〜２．００ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％を有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅であって、この黄銅を用いて鍛造加工を行う素材を３５０℃から鍛造温度に至るまで５．２℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、鍛造後の鍛造温度から３５０℃までの冷却速度を２℃／ｓ以上として熱間鍛造品を製造し、この熱間鍛造品のα相の平均結晶粒度は、８．５μｍ以下である黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法である。

請求項１２に係る発明は、請求項１１において、さらに、Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％、及び／又はＰ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法である。

請求項１３に係る発明は、請求項１２において、さらに、Ｆｅ：０．１５ｍａｓｓ％以下を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法である。

請求項１４に係る発明は、請求項１１において、さらに、Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１５ｍａｓｓ％以下を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法である。

請求項１５に係る発明は、請求項１４において、さらに、Ｐ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法である。

請求項１６に係る発明は、Ｃｕ：５９．２〜６３．０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：１．００〜２．００ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％を有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅であって、この黄銅を用いて鍛造加工を行う素材を３５０℃から鍛造温度に至るまで５．２℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、鍛造後の鍛造温度から３５０℃までの冷却速度を２℃／ｓ以上１４２℃／ｓ未満として熱間鍛造品を製造し、この熱間鍛造品のα相の平均結晶粒度は、８．５μｍ以下である黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法である。

請求項１７に係る発明は、請求項１６において、さらに、Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％、及び／又はＰ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法である。

請求項１８に係る発明は、請求項１７において、さらに、Ｆｅ：０．１５ｍａｓｓ％以下を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法である。

請求項１９に係る発明は、請求項１６において、さらに、Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１５ｍａｓｓ％以下を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法である。

請求項２０に係る発明は、請求項１９において、さらに、Ｐ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法である。

請求項２１に係る発明は、Ｃｕ：５９．２〜６３．０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：１．００〜２．００ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％を有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる組成を有する鍛造品であって、この鍛造品の鍛造中心領域におけるα相の平均結晶粒度を８．５μｍ以下とした熱間鍛造品である。

請求項２２に係る発明は、請求項２１において、さらに、Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％、及び／又はＰ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品である。

請求項２３に係る発明は、請求項２２において、さらに、Ｆｅ：０．１５ｍａｓｓ％以下を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品である。

請求項２４に係る発明は、請求項２１において、さらに、Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１５ｍａｓｓ％以下を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品である。

請求項２５に係る発明は、請求項２４において、さらに、Ｐ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品である。
請求項２６に係る発明は、請求項２１乃至２５の何れか１項に記載の熱間鍛造品を用いて形成したバルブや水栓などの接液製品である。

請求項１〜１０に係る発明によると、黄銅合金を用いて熱間鍛造加工を行う際に、素材の加熱速度をコントロールすることで、耐脱亜鉛性を大幅に改善しつつ、人体に悪影響を及ぼすおそれのない低鉛の黄銅を製作でき、鍛造時に鍛造素材の鍛造温度までの加熱速度を５．２℃／ｓ以上にコントロールしながら鍛造温度まで加熱を行うことによって、結晶粒度の粗大化率を５０％以下に抑えて、各部位で肉厚が大きく異なる場合にも耐脱亜鉛性を向上できる。低鉛合金を含有していることにより、銅合金のリサイクル性を可能とし、かつ、被削性と耐応力腐食割れ性の向上を図ることができる。

請求項１１〜１５に係る発明によると、黄銅合金を用いて熱間鍛造加工を行う際に、耐脱亜鉛性を大幅に改善しつつ、人体に悪影響を及ぼすおそれのない鉛フリー黄銅を製作でき、３５０℃から鍛造温度に至るまで５．２℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、鍛造後の鍛造温度から３５０℃までの冷却速度を２℃／ｓ以上とすることで、この温度範囲で発生する結晶の粗大化を効果的に防ぐことができ、結晶粗大化率を３０％以下に抑えて均質な黄銅合金による製作が可能となる。

請求項１６〜２０に係る発明によると、黄銅合金を用いて熱間鍛造加工を行う際に、耐脱亜鉛性を大幅に改善しつつ、人体に悪影響を及ぼすおそれのない鉛フリー黄銅を製作でき、３５０℃から鍛造温度に至るまで５．２℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、鍛造後の鍛造温度から３５０℃までの冷却速度を２℃／ｓ以上１４２℃／ｓ未満とすることで、結晶粗大化率を３０％以下に抑え、しかも、α化焼鈍後の結晶組織中に析出するγ相が細かく分断されることを防ぐことで、耐応力腐食割れ性の低下を防ぎながら耐脱亜鉛性を向上できる。

請求項２１〜２６に係る発明によると、適宜の加熱処理装置や冷却処理装置により、鍛造前や鍛造後の熱履歴を制御することで、鍛造品の中心領域である加工度小の領域のα相の平均結晶粒度を８．５μｍ以下にでき、加工度の異なる何れの領域においても、結晶粒度の粗大化を抑制して耐脱亜鉛性を向上できる。

熱間鍛造品の加工工程を示したフローチャートである。 ボールバルブを示した断面図である。 バルブボデーの鍛造工程を示した断面図である。 黄銅合金の保温による冷却処理後の金属組織を示した顕微鏡写真である。 黄銅合金の水冷による冷却処理後の金属組織を示した顕微鏡写真である。 供試品を示した写真である。 ゲートバルブのボデーを示した断面図である。

以下に、本発明における黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法と熱間鍛造品及びこれを用いて成形したバルブや水栓などの接液製品の実施形態を図面に基づいて説明する。
先ず、銅合金の耐脱亜鉛性を向上するにあたって、鉛フリー黄銅合金を用いて後述するボールバルブ１のボデー２の熱間鍛造品を成形し、この熱間鍛造品中の各部位における耐脱亜鉛性を詳細に調査した。
その結果、熱間鍛造品をα化焼鈍する場合、鍛造品の部位によってはα化が有効に働きにくい部位が存在し、この部位において耐脱亜鉛腐食性が低下することが判明した。このような部分的な耐脱亜鉛腐食性の低下は、以下の２つが大きな原因と考えられる。
（ア）熱間鍛造工程において、素材が変形を受け難い部位、すなわち加工度が小さい部位では、熱間加工による動的再結晶が起きにくく、その結果として結晶粒が粗大であり、α化焼鈍工程でＳｎなどの元素の拡散に時間を要する。
（イ）熱間加工後に鍛造品が放冷工程を経ることで、組織中の残留応力が除去されているため、α化に有効な駆動力が低い。

これらの（ア）、（イ）を原因とする銅合金の耐脱亜鉛腐食性の部分的な低下を抑えるために、本発明の黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法は、例えば、図１のフローチャートに示した加工工程、すなわち、素材を加熱工程、鍛造工程、冷却工程、熱処理工程の工程を経て熱間鍛造品を完成させる際に、少なくともＣｕ：５９．２〜６３．０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：１．００〜２．００ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％を有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅であって、この黄銅を用いて鍛造加工を行う素材、すなわち前記黄銅製の素材の加熱温度が、３５０℃から鍛造温度に至るまで５．２℃／ｓ以上の加熱速度で加熱処理するようにし、これにより熱間鍛造品を成形し、この熱間鍛造品を用いて、例えば、バルブや水栓などの接液製品を成形することが可能になる。なお、本実施形態においては、加熱工程では高周波炉を用いるようにし、また、冷却工程では、強制空冷として扇風機を用い、保温として断熱材を用いるようにしているが、この限りではなく任意の器具等を使用可能である。そして、熱処理工程は、必要に応じて行う任意の工程である。

また、少なくともＣｕ：５９．２〜６３．０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：１．００〜２．００ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％を有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅であって、この黄銅を用いて鍛造加工を行う素材の加熱温度が、３５０℃から鍛造温度に至るまで５．２℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、鍛造後の鍛造温度から３５０℃までの冷却速度を２℃／ｓ以上とし、この黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法により熱間鍛造品を成形し、この熱間鍛造品を用いて、例えば、バルブや水栓などの接液製品を成形することが可能になる。

また、少なくともＣｕ：５９．２〜６３．０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：１．００〜２．００ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％を有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅であって、この黄銅を用いて鍛造加工を行う素材の加熱温度が、３５０℃から鍛造温度に至るまで５．２℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、鍛造後の鍛造温度から３５０℃までの冷却速度を２℃／ｓ以上１４２℃／ｓ未満とし、この黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法により熱間鍛造品を成形し、この熱間鍛造品を用いて、例えば、バルブや水栓などの接液製品を成形することが可能になる。

これらの場合、鍛造品の鍛造中心領域である加工度小の領域のα相の平均結晶粒度を、８．５μｍ以下とした熱間鍛造品とすることが望ましい。

上記の黄銅に対して、Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％、及び／又はＰ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有させたり、さらに、必要に応じて、これにＦｅ：０．１５ｍａｓｓ％以下を含有されるようにしてもよい。

また、上記の黄銅に対して、Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１５ｍａｓｓ％以下を含有させたり、さらに、必要に応じて、これにＰ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有させるようにしてもよい。

続いて、本発明の黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法において、鍛造用の素材となる黄銅に含まれる元素とその望ましい組成範囲、及びその理由を説明する。

Ｃｕ：５９．２〜６３．０ｍａｓｓ％
黄銅製品は、熱間加工（熱間押出し、熱間鍛造）、冷間加工の工程を経て生産される。更に、材料特性として、機械的性質、被削性、耐食性などが用途に応じて求められる。
Ｃｕ含有量は、これらを加味して決定されるものであり、本来は、黄銅合金中に種々の目的で添加されているＳｎ、Ｎｉ、Ｓｂ、Ｐ含有量に応じてＣｕ含有量の調整がなされるべきであるが、本発明では、Ｃｕを必須元素として、概ね以下のように成分範囲を決定する。
安定した冷間加工性を得るためＣｕの下限を５９．２ｍａｓｓ％とし、また、熱間加工性は、約６００〜８００℃において変形能が高いβ相を６０％以上１００％未満となるＣｕ含有量に調整することが重要であることが一般的に知られている。このような条件を満たすＣｕ含有量の上限は６３．０ｍａｓｓ％、より好ましくは６２．５ｍａｓｓ％とするのが良い。
この場合、上限を６１．９ｍａｓｓ％以下とすることで、熱間加工性が安定し、被削性も向上する。とりわけ熱間鍛造用として使用する場合には、上限を６１．０ｍａｓｓ％程度にすべきであり、より優れた熱間鍛造性を確保するためには、６０．８ｍａｓｓ％以下とするのが良い。
冷間加工用として使用する場合、優れた伸びを確保することが必要なので下限は５９．２ｍａｓｓ％とするのが良く、さらに優れた冷間加工性を得るためには６１．０ｍａｓｓ％以上とするのが良い。また、より優れた耐脱亜鉛性を得るためには６０．０ｍａｓｓ％を下限とするのが良い。

Ｓｎ：１．００〜２．００ｍａｓｓ％
Ｓｎは、黄銅合金における耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）、耐脱亜鉛性、耐エロージョン・コロージョン性などの耐食性を向上させる必須元素である。Ｓｎの含有によりγ相を析出し耐ＳＣＣ性を向上させるためには、１．００ｍａｓｓ％以上の含有が必要である。また、Ｃ３７７１やＣ３６０４などの鉛入り黄銅と同等以上の耐ＳＣＣ性を確保するためには後述するＳｂやＮｉの相乗効果を利用して、１．２０ｍａｓｓ％以上の含有が望ましく、１．４０ｍａｓｓ％以上含有させると比較的大きな口径の鍛造製バルブや薄肉の鍛造品など、熱間加工性を特に重視しつつ耐ＳＣＣ性を確保することができる。一方で、Ｓｎの含有は合金を硬くし機械的性質（特に伸び）を低下させ製品の信頼性を損ねる可能性があるため、２．００ｍａｓｓ％以下とし、より好ましくは１．８０ｍａｓｓ％以下とする。また、冷間加工性を特に重視する場合には１．３０ｍａｓｓ％以下とし、優れた冷間加工性を得るためには１．６０ｍａｓｓ％以下とするのが望ましい。

Ｐｂ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％
Ｐｂの上限を厳しく管理してしまうと限られた溶解材料の使用を強いられ合金のコストアップ要因となることから、リサイクル性の観点からは一定量を許容することが望ましい。一方で、Ｐｂは人体に対し有害であるため、その下限を０．０５ｍａｓｓ％とし、一方、上限としては、水道水への溶出基準のひとつであるＮＳＦ６１−Ｓｅｃｔｉｏｎ８−Ａｎｎｅｘ Ｆのクリアを前提とした場合、製品形状にもよるが０．２５ｍａｓｓ％以下とすることが望ましい。Ｐｂの含有規制のひとつであるＮＳＦ６１−Ａｎｎｅｘ Ｇによると、Ｐｂは接液部品の加重平均で０．２５ｍａｓｓ％までは許容されることから、この規格に準拠するためにも、鉛の上限を０．２５ｍａｓｓ％とするのが望ましい。また、Ｒｏｈｓ指令の暫定基準の４ｍａｓｓ％が撤廃された場合、Ｐｂの上限は０．１０ｍａｓｓ％となる可能性が高い。したがって、電気電子部品などに使用される場合のＰｂの上限は、０．１０ｍａｓｓ％とするのが望ましい。さらにはＣＤＡの抗菌素材としての登録を考慮した場合、０．０９ｍａｓｓ％を上限とするのが望ましい。

Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％
Ｓｂは、黄銅合金の耐脱亜鉛性と耐ＳＣＣ性を向上させる元素として知られ、Ｓｎの含有とともに耐ＳＣＣ性の向上と安定化、さらにはＮｉとの相乗効果により耐ＳＣＣ性を飛躍的に向上させる元素である。耐脱亜鉛性と耐ＳＣＣ性を向上させるためには０．０５ｍａｓｓ％の含有が必要で、０．０７ｍａｓｓ％以上の含有でより確実に効果が得られる。一方で過剰に含有してもこれらの効果は飽和することから耐食性を得るための必要最低限必要な含有量として０．１５ｍａｓｓ％とし、より好ましくは０．１０ｍａｓｓ％を上限とするのが望ましい。
また、Ｓｂは、０．３０〜２．００ｍａｓｓ％の含有で黄銅合金の被削性を向上する元素として知られているが、１．００ｍａｓｓ％以上のＳｎの含有によるγ相の析出を前提として、このγ相にＳｂを固溶させることによりＳｂの含有量を０．２９ｍａｓｓ％以下でも被削性の改善効果（特に切りくずの破砕性）を得ることが可能である。これにより、過剰なＳｂの含有による金属間化合物の生成により伸びが小さくなることを防ぐことができる。被削性の改善効果は、少なくとも０．０７ｍａｓｓ％以上の含有量で得られる。

Ｐ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％
Ｐは、黄銅の耐脱亜鉛性を向上させる元素として公知の元素である。ＩＳＯ６５０９−１９８１の耐脱亜鉛腐食試験において、最大脱亜鉛腐食深さが２００μｍなどの厳しい耐脱亜鉛性の要求がある場合には、Ｓｂの含有とともにＰの含有が必須である。Ｐの耐脱亜鉛性向上効果は０．０５ｍａｓｓ％以上の含有で得られ、より確実には０．０８ｍａｓｓ％以上とするのが良い。一方で、過剰な含有は硬質の金属間化合物の生成により特に熱間加工性を低下させることから、上限を０．２０ｍａｓｓ％、より好ましくは０．１５ｍａｓｓ％とするのが良い。
また、Ｐは、上記金属間化合物の生成により被削性（特に切りくずの破砕性）を改善する元素であり、Ｐの金属間化合物が生成する０．０８ｍａｓｓ％程度で顕著な効果が得られる。被削性を向上する効果はＰの含有量の増加とともに大きくなるが、上記熱間加工性の低下も考慮して０．１５ｍａｓｓ％とし、より好ましくは０．１０ｍａｓｓ％を上限とするのが良い。

Ｆｅ：０．１５ｍａｓｓ％以下
Ｆｅは任意成分であり、その含有量が多い場合には、硬い金属間化合物の析出により合金の切削性が低下し、切削工具の交換頻度が上昇するなどの悪影響が生ずるおそれがある。このため、Ｆｅ：０．１５ｍａｓｓ％以下とし、より高い耐食性が要求される場合には、０．０１ｍａｓｓ％以下とする。

Ｎｉ：０．５０ｍａｓｓ％以下
Ｎｉは、黄銅合金の機械的性質や耐食性を向上する元素として知られている。耐ＳＣＣ性に関しては、多少の効果があるとの見解が一般的であるが、４０／６０黄銅＋Ｓｎ（ネーバル黄銅）をベースとする合金にＮｉを含有すると耐ＳＣＣ性が低下することが明らかになっている。一方で、４０／６０黄銅＋Ｓｎ ＋ＳｂをベースとしＮｉを含有した場合、Ｓｎ：１．００〜１．８０（好ましくはＳｎ：１．１０〜１．６０）ｍａｓｓ％及びＳｂ：０．０５〜０．１５（好ましくはＳｂ：０．０８〜０．１０）ｍａｓｓ％の範囲において耐ＳＣＣ性が向上し、つまり耐ＳＣＣ性に関してＳｂとＮｉによる相乗効果の存在が明らかになった。これにより飛躍的に耐ＳＣＣ性を向上かつ安定化させ、伸びを低下させるＳｎの含有量を低くすることが可能となった。従って、本発明においては、Ｎｉを任意元素として含有する。Ｎｉの耐ＳＣＣ性向上効果は０．０５ｍａｓｓ％以上の含有で得られ、０．１０ｍａｓｓ％以上の含有でより確実となる。一方で過剰な含有は硬質な金属間化合物の生成により被削性などが低下することから０．５０ｍａｓｓ％を上限とし、また、Ｎｉは熱間延性を低下させる元素でもあることから、より好ましくは０．２５ｍａｓｓ％を上限とするのが良い。

不可避不純物：Ｓｉ、Ｍｎ、Ｂｉ
本発明における鉛フリー黄銅合金の実施形態の不可避不純物としては、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｂｉが挙げられる。これらのうち、Ｓｉ、Ｍｎを含有している場合、硬い金属間化合物の析出により合金の切削性が低下し、切削工具の交換頻度が上昇するなどの悪影響を生ずる。従って、Ｓｉ：０．１０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．０３ｍａｓｓ％以下とし、これにより切削性への影響が低い不可避不純物として扱う。
また、Ｂｉが多く含まれる場合、Ｐｂの含有量にもよるが、Ｂｉ−Ｐｂ共晶による脆化を抑制するため、０．０３ｍａｓｓ％以下とする。
その他、Ａｓ：０．１０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．０３ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．１０ｍａｓｓ％以下、Ｃｏ：０．３０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．３０ｍａｓｓ％以下、Ｃａ：０．１０ｍａｓｓ％以下、Ｂ：０．１０ｍａｓｓ％以下、Ｓｅ：０．１０ｍａｓｓ％以下、Ｃｄ：７５ｐｐｍ以下とし、これらが不可避不純物の例として挙げられる。

以上の元素に基づき、本発明の熱間鍛造品の製造方法で素材として用いられる鉛フリー黄銅合金が構成される。ここにいう鉛フリーとは、微量の鉛を含有する低鉛黄銅合金をいい、不可避不純物としてＰｂを有する場合を広く包含する。具体的には、鉛フリーの黄銅合金とは、例えば、０．０５〜０．２５％のＰｂの含有を許容する黄銅合金をいう。

上述した組成範囲の黄銅合金に対して、前記した本発明の熱間鍛造品の製造方法を用いて熱間鍛造品を成形することで、この鍛造品の全ての部位の耐脱亜鉛性を確保することが可能になる。以下に、その根拠を実施例と共に説明する。
先ず、本発明の課題を明らかにし、鉛フリー黄銅製の熱間鍛造品の耐脱亜鉛性を向上させるために、脱亜鉛性と銅合金のα相の結晶粒度との関係に着目し、結晶粒度の違いが銅合金の耐脱亜鉛性にもたらす影響を調査した。
この調査として、鍛造用素材の結晶粒度を測定し、この素材を熱間鍛造した鍛造品の部位別結晶粒度を再度測定し、その後、処理温度４７０℃、処理時間２．５時間でα化熱処理を行い、これに対してＩＳＯ６５０９−１９８１の耐脱亜鉛試験腐食試験を行い、最大脱亜鉛腐食深さの測定を実施した。なお、本供試品における３５０℃から鍛造温度７４０℃に至るまでの加熱速度は０．５３℃／ｓであり、鍛造後は放冷（空冷）とした。

鍛造用素材として、直径φ３８ｍｍ×６６ｍｍの円柱状の黄銅合金を用い、これを鍛造加工して、図２に示したねじ込み型ツーピース構造のボールバルブ（バルブの呼び径１と１／４インチ）１におけるボデー２を成形する。このボデー２の化学成分を表１に示す。

鍛造前の上記円柱状素材の結晶粒度を測定する場合には、例えば、ＪＩＳ Ｈ ０５０１「伸銅品結晶粒度試験方法」における切断法によって行うようにする。この場合、円柱状素材の円形断面を観察面とし、この観察面の半径の外径より１／３の距離に位置する部分の金属組織を×５００の倍率で電子顕微鏡により表示あるいは写真撮影の上、既知の長さの線分によって切断したときのα相の結晶粒数を数えて、その切断長さの平均値により結晶を測定した。本実施形態においては、被測定箇所として電子顕微鏡の表示部分から図４、図５に示すような長方形部分を切り出し、この長方形に２つの対角線を引き、各対角線がそれぞれ切断する結晶粒を測定の対象とし、これらより切断長さの平均値を求めた。

続いて、ボデー２を鍛造成形する際には、図３に示した型枠１０と左右パンチ１１、１２によりおこなう。図３（ａ）において、型枠１０の内側は、図２におけるボデー２の外周形状を形成可能な形状になっており、左右パンチ１１、１２の外側は、ボデー２の内周形状を形成可能な形状になっている。加工時には、型枠１０内に加熱した鍛造用素材２０を収納し、この状態で左パンチ１１、右パンチ１２により左右側から中央付近までプレスする。このとき、鍛造用素材２０は、左右パンチ１１、１２により拡径方向に変形し、型枠１０の内周形状に沿って所定の外観形状となり、左右パンチ１１、１２の外形により内周側も変形して所定の内周形状となる。このように、左右パンチ１１、１２による一度のプレス加工により、鍛造用素材２０から外観及び内周側が所定形状のボデー２を成形する。

図３（ｂ）においては、熱間鍛造後のボデー２を示している。鍛造加工時には、円柱状の素材を用いている以上、左右パンチ１１、１２がボデー２内周側を貫通することはないため、図に示すようにボデー２の中央付近には余肉２ａが残ることになる。この余肉２ａ切削加工により図に示した破線位置で切断して除去すれば、内部が貫通したボデー２を形成できる。

このように素材２０を熱間鍛造してボデー２を形成する場合、図３（ｂ）において、左パンチ１１の外周側で拡径変形する変形部（キャップとの胴着ねじ部）Ａでは、変形前の素材２０の径に対する鍛造径が特に大きくなり、且つ、薄肉になる。すなわち、変形部Ａでは、鍛造により素材２０が相対的に大きく伸ばされる。右パンチ１２の先方付近で変形する変形部（ボールバルブ１のキャビティ部）Ｂでは、素材２０の径に対して鍛造径がやや大きく、且つ、肉厚が厚くなる。左パンチ１１、右パンチ１２で押圧されるように変形するボデー２内部中央付近の変形部（ボールバルブ１のキャビティ部の肉厚と、ボールシート４の保持部の肉厚と、ボールバルブの管用ねじ部の肉厚との３点が交差する部分）Ｃでは、素材２０の径に対して鍛造径が変わりなく、且つ、肉厚が厚くなる。すなわち、変形部Ｃでは、鍛造により素材２０が押される程度の変形状態となる。

これらの変形部Ａ〜Ｃにおける加工度、すなわち変形量を相対的に比較した場合、変形部Ａの加工度＞変形部Ｂの加工度＞変形部Ｃの加工度となる。これに基づき、ここでは、以降において、変形部Ａと同等の加工度となる部分を加工度大の領域、変形部Ｂと同等の加工度となる部分を加工度中の領域、変形部Ｃと同等の加工度となる部分を加工度小の領域とする。すなわち、加工度小の領域は、鍛造時に変形がほとんど見られない中心領域であり、加工度中の領域は、加工度小の領域に隣接し、素材が型内部の空隙に押し出されて形成される中間領域であり、加工度大の領域は、加工度中の領域に隣接し、素材が型内部の空隙に押し出されて形成される末端領域とする。

ボデー（鍛造品）２の部位別に結晶粒度を測定する際においては、図３（ｂ）において、ボデー２を変形部Ａ〜Ｃ付近で分割するように切断し、それぞれの部位の切断面の結晶粒度を前述のＪＩＳ Ｈ ０５０１における伸銅品結晶粒度試験方法に基づいて測定する。結晶粒度は、加工度が大きくなるにつれて小さい値となることから、測定結果に基づき、変形部Ａを加工度大であって結晶粒度が最も微細な領域、変形部Ｂを加工度中であって結晶粒度が中程度の領域、変形部Ｃを加工度小であって結晶粒度が最も粗大な領域としてそれぞれ分類し、各領域におけるα相の平均結晶粒度、鍛造前素材２０との比較による結晶粒度の粗大化率、最大脱亜鉛腐食深さ、加工度大の領域の場合に対する最大亜鉛腐食深さの比をそれぞれ測定した。その結果を表２に示す。

表２の結果より、熱間鍛造品の結晶粒度を部位別に測定した結果、鍛造前の素材２０に対して、ボデー２の熱間鍛造による加工度大の領域における結晶粒度の粗大化率は２８％であり、最大脱亜鉛腐食深さは６８μｍとなった。
ボデー２の加工度中の領域の鍛造前素材２０に対する結晶粒度粗大化率は５３％であり、このときの最大脱亜鉛腐食深さは１００μｍになり、加工度大の領域の場合と比較して若干の耐脱鉛腐食性の低下が認められる。
これに対し、ボデー２の加工度小の領域の結晶粒度粗大化率は９１％であり、このときの最大脱亜鉛腐食深さは１９１μｍになり、加工度大の領域の場合と比較して約３倍の脱亜鉛腐食深さを示す結果となった。

ここで、上記の表２の最大脱亜鉛腐食深さの絶対値は、結晶粒度や残留加工歪量に依存するため、形状・大きさ等が異なる全ての鍛造製品で必ずしも同一の結果が得られるものではない。
しかしながら、熱間鍛造による加工度小の領域の耐脱亜鉛腐食性を加工度大の領域と同等のレベルにするためには、後述するように、鍛造前素材のα相の結晶粒度の粗大化を抑制することが有効であることが判明した。

そこで、ＩＳＯ耐脱亜鉛腐食試験の最大脱亜鉛腐食深さ基準が２００μｍであることに基づいて、これに前記の測定結果を対応させるようにした場合、実用製品では脱亜鉛腐食深さが部位によって深くなることを考慮して、鍛造前素材の５３％の最大脱亜鉛腐食深さを示した加工度中の領域のα相の結晶粒度粗大化率とほぼ同等の５０％以下の結晶粒度粗大化率を目標にすれば、最大脱亜鉛腐食深さを２００μｍ以下に抑えることが可能であるといえる。さらに、望ましくは、加工度大の領域と同等レベルの結晶粒度粗大化率３０％以下にすれば、最大脱亜鉛腐食深さをより低く抑えることができる。

以上のような知見に基づき、耐脱亜鉛性を向上させるために、熱間鍛造工程において結晶粒度の粗大化を抑制する手段を見出すことを目的として、熱間鍛造の各工程における結晶粒の成長に多大な影響を与えると思われる熱履歴について試験を行った。

前記供試品の熱間鍛造による加工度が最も小さい部分と考えられるのは、変形がほぼゼロの部分であって、これは熱間鍛造前の素材とほぼ同等の結晶組織であることが考えられる。このことから、続いて行う試験に用いる供試品として熱間鍛造前の素材を使用し、この供試品を鍛造成形することなく熱履歴を加えたときの結晶粒度の変化及び耐脱亜鉛腐食性を検討した。この場合の供試品の化学成分を表３に示す。供試品の形状は、前述のボールバルブのボデー用素材２０と同様に円柱状とし、その直径をボデー用素材２０と略同様のφ３５ｍｍとし、その長さをボデー用素材２０よりもやや短い４０ｍｍとした。このようにやや短い長さとしたのは、長さによる熱伝達の低下の影響を低くして、熱履歴の違いによる評価を正確に行うためである。

表４において、熱履歴として各素材（Ｎｏ．１−１〜Ｎｏ．３−８の計２４個の素材）に対して加熱速度、及び加熱終了後の冷却速度を変化させ、これらの結晶粒度及びＩＳＯ耐脱亜鉛腐食性をそれぞれ評価した結果を示す。尚、鍛造前の加熱温度の保持時間はないものとする。また、加熱は、常温から７００℃までおこなうものとする。このうち、３５０℃〜７００℃までの間が再結晶温度域であり、表４ではこの温度域における加熱速度を示している。表中の「保温」とは徐冷をいい、例えば、断熱材等で包囲して外気を遮断することにより、徐々に冷却することをいう。また、表４では、説明の便宜上、鍛造工程欄を設けているが、想定する鍛造加工を施したものであり、本試験では鍛造加工は行っていない。

表４の試験結果から、想定する鍛造加工温度での加熱、及び冷却後のα化焼鈍による熱処理の有無にかかわらず、これら加熱速度および加熱終了後の冷却速度が脱亜鉛腐食性に影響していることが明らかになった。すなわち、鍛造時における素材の加熱速度がより速く、更には、冷却速度がより速くなる熱履歴を加えるほど、耐脱亜鉛腐食性は改善されることが判明した。

ここで、素材の加熱速度と結晶粒度との関係について、表４に示した加熱条件である、（１）加熱時間１０分〜２３分、（２）加熱時間６分〜９分、（３）加熱時間２〜３分の各条件毎に、素材Ｎｏ．１−１〜Ｎｏ．１−８（計８個）、素材Ｎｏ．２−１〜Ｎｏ．２−８（計８個）、素材Ｎｏ．３−１〜Ｎｏ．３−８（計８個）の加熱温度（℃／ｓ）、加熱及び冷却後のα相の平均結晶粒度（μｍ）、これら平均結晶粒度の素材結晶粒度に対する粗大化率（％）の各値の平均値を求め、これら平均値により各加熱条件における結果を整理したものを表５に示す。

表５において、加熱速度と粒度粗大化率との関係をみると、加熱速度が速くなるに従って平均結晶粒度が小さくなり、加熱速度５．２℃／ｓ以上（加熱時間２分〜３分のとき）の場合に、最大脱亜鉛腐食深さを２００μｍ以下に抑えることが可能である、粒度粗大化率が５０％以下である粒度粗大化率４２％に結晶粒度の成長が抑制されていることが確認された。このときの平均結晶粒度は、８．５μｍとなる。

加熱速度を５．２℃／ｓ以上としたのは、要求するレベルに結晶粒の粗大化を抑止できる加熱速度を定義したためであって、例えこれ以上の加熱速度を実現したとしても、結晶組織の構成が変化するものではなく、より結晶粒度の粗大化を抑止するのに有効であるのみである。従って、例え５．２℃／ｓを大きく超える加熱速度を実現したとしても、結晶粒度は加熱前の素材結晶粒度により近づくのみであって、結果として得られる鍛造品の結晶粒度は、加熱速度５．２℃／ｓの鍛造品と比較しても大きな違いはない。
このことから、加熱速度を５．２℃／ｓ以上（上限は定義せず）、粒度粗大化率を５０％以下（４２％）に抑えるようなα相の平均結晶粒度８．５μｍ以下にすればよい。

なお、表４における（３）加熱時間２〜３分では、加熱速度５．２〜５．６℃／ｓで試験を行っている。また、加熱は常温から鍛造温度まで行うものとする。このうち、３５０℃〜鍛造温度までの間が再結晶温度域であり、その温度域において、５．２℃／ｓ以上の加熱速度で加熱する。

本発明に係る鉛フリー黄銅は、発明者らによる熱間変形抵抗試験結果より、６７０〜７９０℃による鍛造加工が可能である。また、鍛造品の熱間割れや腐食性を考慮すると、針状組織が発生せず、熱間で十分な塑性加工性を有する７００℃〜７６０℃が、より好適である。
従って、本発明に係る鍛造温度は、６７０℃〜７９０℃の間、より好ましくは、７００℃〜７６０℃の間に設定すればよい。

続いて、素材の加熱終了後の冷却時における冷却速度と結晶粒度との関係について、表４に示した冷却方法である、ａ．保温、ｂ．放冷、ｃ．強制空冷、ｄ．水冷により冷却速度を変えたものについて、各条件毎に、素材の冷却温度（℃／ｓ）、冷却後のα相の平均結晶粒度（μｍ）、これら平均結晶粒度の素材結晶粒度に対する粗大化率（％）の各値の平均値を求め、これら平均値により各加熱条件における結果を整理したものを表６に示す。

表６において、冷却速度とα相の平均結晶粒度との関係をみると、冷却速度が速くなるに従って平均結晶粒度が小さくなり、特に、冷却速度１２６．３℃／ｓ以上では、表２の熱間鍛造による加工度大の領域の場合とほぼ同等な結晶粒度の粗大化率である、粗大化率３０％以下を達成する結果となった。また、冷却速度１．９℃／ｓ以上では、表２の加工度中の領域の場合とほぼ同等な結晶粒度の粗大化率である５０％以下である４８％を達成した。

表４における冷却速度とα相の平均結晶粒度との関係について、特に、（３）加熱時間２分〜３分である、加熱速度５．２℃／ｓ以上の場合の冷却速度と結晶粒度との関係を、平均値を用いてデータを整理した結果を表７に示す。

表７の結果より、加熱速度５．２℃／ｓ以上の場合において、ｃ．強制空冷やｄ．水冷のように、冷却速度２℃／ｓ以上にした場合に粒度の粗大化率３０％以下を達成可能となる。

以上のことから、本発明は、前述した組成範囲の鉛フリー黄銅合金を３５０℃から鍛造温度に至るまで５．２℃／ｓ以上の加熱速度で加熱して鍛造加工を施すことにより、ボデー２の加工度の異なる変形部Ａ〜変形部Ｃまでの何れの領域においても、α相の結晶粒度の粗大化を抑制して耐脱亜鉛性を向上できる。そのため、特に、加工度小の領域であって接液部付近である変形部Ｃ付近でも耐脱亜鉛性を十分に確保して流体による脱亜鉛腐食を防止できる。この場合、鍛造加工を行う素材の加熱温度を３５０℃から鍛造温度とした理由としては、この温度範囲にて結晶の粗大化が発生しやすいためである。前記のように５．２℃／ｓ以上の加熱速度で加熱をおこなうことにより、結晶粒度の粗大化率を５０％以下に抑えることが可能となる。

さらに、加熱速度を３５０℃から鍛造温度に至るまで５．２℃／ｓ以上とし、次いで、鍛造後の鍛造温度から３５０℃までの冷却速度を２℃／ｓとした場合には、この温度範囲に発生しやすい結晶の粗大化の発生を防止でき、特に、冷却温度を２℃／ｓ以上とすることで、結晶粒度の粗大化率をより小さい３０％以下に抑えることが可能になる。

加熱速度を３５０℃から鍛造温度に至るまで５．２℃／ｓ以上とし、鍛造後の鍛造温度から３５０℃までの冷却速度を２℃／ｓ以上１４２℃／ｓ未満、より好ましくは９８℃／ｓ未満とすることで、結晶の粗大化率を３０％以下にしつつ、１４２℃／ｓを越えると生じるおそれのある、α化焼鈍後の結晶組織中に析出するγ相の細かい分断を防ぎ、これに起因する耐応力腐食割れ性の低下を防止することもできる。

図４、図５においては、表３の供試品について、表４に記載の試験条件に準じて熱処理した黄銅合金の金属組織の顕微鏡写真（倍率：５００倍）を示している。この場合の熱処理の条件としては、双方ともに前述した組成範囲の黄銅合金を３５０℃から鍛造温度に至るまで５．２℃／ｓの加熱速度で加熱した。さらに、図４においては、表４のａ．保温時の冷却速度で冷却し、その後α化焼鈍を施したものであり、図５においては、表４のｄ．水冷時の冷却速度で冷却し、その後α化焼鈍を施したものである。

図に示すように、何れの場合にもα相の結晶粒の粗大化を抑えて微細化できる結果となり、これによって、α化焼鈍後に結晶粒間にＳｎなどの元素が拡散しやすくなり、耐脱亜鉛性を向上しながら鍛造成形できることが確認された。しかも、図４のａ．保温による冷却処理の場合よりも、図５のｄ．水冷による冷却処理の場合のほうがα相の平均結晶粒度をより小さくし、耐脱亜鉛性をより向上した黄銅合金を製作できることが可能となった。

ところで、上述した耐脱亜鉛性以外の代表的な耐食性として、耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）が挙げられる。この耐応力腐食割れ性を評価するために、本発明の熱間鍛造品の製造方法により成形した熱間鍛造品について以下の試験を行った。この場合の供試品としては、棒材を図６に示すφ２５×３５（Ｒｃ１／２螺子込ＳＣＣサンプル)にＮＣ加工機で加工する。

試験の条件として、ステンレス製ブッシングのねじ込みトルクは９．８Ｎ・ｍ（１００ｋｇｆ・ｃｍ）、アンモニア濃度は１４％、試験室温度は２０℃前後に管理する。また、各材質のサンプル数ｎ＝３で行う。応力腐食割れ試験は、ブッシングをねじ込んだサンプルを、アンモニア濃度１４％雰囲気中のデシケータに設置後、任意の時間で取出し、１０％硫酸にて洗浄後、観察を行う。観察は実体顕微鏡(倍率１０倍)を用いて行い、割れが発生していないものを○判定、微細な割れ(肉厚の１／２以下)が発生しているものを△判定、肉厚の１／２以上の割れが発生しているものを▲判定、肉厚貫通亀裂が発生しているものを×判定とする。また、試験後の判定を定量的に表すために、○：３点、△：２点、▲：１点、×：０点とし、それぞれの点数と試験時間を掛け合わせた数値を水準毎に合計し、合計得点として評価した。

耐応力腐食割れ性の評価基準としては、本発明の製造方法による黄銅の耐応力腐食割れ性を評価するため、これまで応力腐食割れによる問題が殆ど発生していない鉛入り黄銅材を基準とする。応力腐食割れ試験時間の水準は１６時間、２４時間、４８時間、７２時間とする。表８に鉛入り黄銅材の化学成分値を、表９に耐応力腐食割れ試験結果を、表１０に点数評価結果をそれぞれ示す。

上記の鉛入り黄銅材の耐応力腐食割れ試験結果から、合計得点は３２点であり、満点の場合の１４４０点から考慮した得点割合は２．２％と算出でき、これを基準とする。即ち、開発材の耐応力腐食割れ試験を行った際の得点割合が２．２％以上の場合、概ね耐応力腐食割れ性に優れていると考えられる。

また、鉛入り黄銅材の耐応力腐食割れ試験の結果、肉厚貫通亀裂が１６時間時点で初めて発生した。従って、耐応力腐食割れ試験を行った際に、１６時間以下で肉厚貫通亀裂が発生していないことも基準の１つとして挙げられ、安定したＳＣＣ性を有すると判断できる。

これらのことから、耐応力腐食割れ性に優れる黄銅合金の条件として、上記の耐応力腐食割れ試験を行った際に、（１）得点割合が２．２％以上であること、（２）１６時間以下で肉厚貫通亀裂の発生がないことが挙げられる。

さらに、水冷、放冷により熱処理した場合について調べるために、本発明の製造方法により成形した熱間鍛造品と、比較材とについて応力腐食割れ試験を行った。以下に試験結果を示す。

表１１においてはこの試験で使用した試験片の化学成分値を示し、表１２には耐応力腐食割れ試験結果と得点割合を示す。尚、本試験は試験時間水準１６時間、２４時間、４８時間、７２時間で行った。

表１２の結果より、水冷、放冷の得点割合は、それぞれ２５．０％および５０．６％であり、これは基準である２．２％を上回っており、いずれもＣ３７７１と同等以上の耐ＳＣＣ性を有していることが分かる。また、水冷と放冷とを比較すると、放冷の場合の方が優れた耐ＳＣＣ性を示していることが確認された。

図７においては、ゲートバルブのボデーの一例を示している。
このようなボデー３０を鉛フリー黄銅材料により熱間鍛造により成形する場合にも、前述のボールバルブのボデー２の場合と同様に、変形部Ａが加工度大の領域、変形部Ｂが加工度中の領域、変形部Ｃが加工度小の領域になるため、ボデー２の場合と同様に熱間鍛造して成形するようにすれば、α相の結晶粒度の粗大化を防止して耐脱亜鉛性を向上でき、さらに、前記の場合と同様に耐応力腐食割れ性も向上できる。
さらに、本発明の熱間鍛造品の製造方法は、一つの鍛造品を熱間鍛造する場合に、その部位により加工度が大きく異なる鍛造品を成形する場合に特に有効であり、全体の結晶粒度の粗大化を防いで耐脱亜鉛性等の耐食性を向上させることができる。このため、バルブボデー以外の各種の鍛造品にも利用できる。

本発明の発明による黄銅を用いた熱間鍛造品を材料として好適な部材・部品は、特に、
バルブや水栓等の水接触部品、即ち、ボールバルブ、ボールバルブ用中空ボール、バタフライバルブ、ゲートバルブ、グローブバルブ、チェックバルブ、バルブ用ステム、給水栓、給湯器や温水洗浄便座等の取付金具、給水管、接続管及び管継手、冷媒管、電気温水器部品（ケーシング、ガスノズル、ポンプ部品、バーナなど）、ストレーナ、水道メータ用部品、水中下水道用部品、排水プラグ、エルボ管、チーズ管、ベローズ、便器用接続フランジ、スピンドル、ジョイント、ヘッダー、分岐栓、ホースニップル、水栓付属金具、止水栓、給排水配水栓用品、衛生陶器金具、シャワー用ホースの接続金具、ガス器具、ドアやノブ等の建材、家電製品、サヤ管ヘッダー用アダプタ、自動車クーラー部品、釣り具部品、顕微鏡部品、水道メーター部品、計量器部品、鉄道パンタグラフ部品、その他の部材・部品に広く応用することができる。更には、トイレ用品、台所用品、浴室品、洗面所用品、家具部品、居間用品、スプリンクラー用部品、ドア部品、門部品、自動販売機部品、洗濯機部品、空調機部品、ガス溶接機用部品、熱交換器用部品、太陽熱温水器部品、金型及びその部品、ベアリング、歯車、建設機械用部品、鉄道車両用部品、輸送機器用部品、素材、中間品、最終製品及び組立体等にも広く適用できる。これらのうち、特に、エルボ管の鍛造品は、中空ではなく中実で鍛造される際に本発明の製造方法により成形することが好適である。

１ ボールバルブ
２ ボデー
１０ 型枠
１１ 左パンチ
１２ 右パンチ
２０ 素材

Claims (26)

1. Ｃｕ：５９．２〜６３．０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：１．００〜２．００ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％を有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅であって、この黄銅を用いて鍛造加工を行う素材を３５０℃から鍛造温度に至るまで５．２℃／ｓ以上の加熱速度で加熱処理して熱間鍛造品を製造し、この熱間鍛造品のα相の平均結晶粒度は、８．５μｍ以下であることを特徴とする黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法。
2. 請求項１において、さらに、Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％、及び／又はＰ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法。
3. 請求項２において、さらに、Ｆｅ：０．１５ｍａｓｓ％以下を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法。
4. 請求項１において、さらに、Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１５ｍａｓｓ％以下を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法。
5. 請求項４において、さらに、Ｐ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法。
6. Ｃｕ：５９．２〜６３．０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：１．００〜２．００ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％を有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅であって、この黄銅を用いて鍛造加工を行う素材を３５０℃から鍛造温度に至るまでの加熱速度を、熱間鍛造による鍛造中心領域における結晶粒度の粗大化率を５０％以下になるよう設定して熱間鍛造品を製造し、この熱間鍛造品のα相の平均結晶粒度は、８．５μｍ以下であることを特徴とする黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法。
7. 請求項６において、さらに、Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％、及び／又はＰ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法。
8. 請求項７において、さらに、Ｆｅ：０．１５ｍａｓｓ％以下を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法。
9. 請求項６において、さらに、Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１５ｍａｓｓ％以下を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法。
10. 請求項９において、さらに、Ｐ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法。
11. Ｃｕ：５９．２〜６３．０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：１．００〜２．００ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％を有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅であって、この黄銅を用いて鍛造加工を行う素材を３５０℃から鍛造温度に至るまで５．２℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、鍛造後の鍛造温度から３５０℃までの冷却速度を２℃／ｓ以上として熱間鍛造品を製造し、この熱間鍛造品のα相の平均結晶粒度は、８．５μｍ以下であることを特徴とする黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法。
12. 請求項１１において、さらに、Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％、及び／又はＰ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法。
13. 請求項１２において、さらに、Ｆｅ：０．１５ｍａｓｓ％以下を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法。
14. 請求項１１において、さらに、Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１５ｍａｓｓ％以下を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法。
15. 請求項１４において、さらに、Ｐ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法。
16. Ｃｕ：５９．２〜６３．０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：１．００〜２．００ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％を有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅であって、この黄銅を用いて鍛造加工を行う素材を３５０℃から鍛造温度に至るまで５．２℃／ｓ以上の加熱速度で加熱し、鍛造後の鍛造温度から３５０℃までの冷却速度を２℃／ｓ以上１４２℃／ｓ未満として熱間鍛造品を製造し、この熱間鍛造品のα相の平均結晶粒度は、８．５μｍ以下であることを特徴とする黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法。
17. 請求項１６において、さらに、Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％、及び／又はＰ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法。
18. 請求項１７において、さらに、Ｆｅ：０．１５ｍａｓｓ％以下を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法。
19. 請求項１６において、さらに、Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１５ｍａｓｓ％以下を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法。
20. 請求項１９において、さらに、Ｐ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品の製造方法。
21. Ｃｕ：５９．２〜６３．０ｍａｓｓ％、Ｓｎ：１．００〜２．００ｍａｓｓ％、Ｐｂ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％を有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる組成を有する鍛造品であって、この鍛造品の鍛造中心領域におけるα相の平均結晶粒度を８．５μｍ以下としたことを特徴とする熱間鍛造品。
22. 請求項２１において、さらに、Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％、及び／又はＰ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品。
23. 請求項２２において、さらに、Ｆｅ：０．１５ｍａｓｓ％以下を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品。
24. 請求項２１において、さらに、Ｓｂ：０．０５〜０．２９ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１５ｍａｓｓ％以下を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品。
25. 請求項２４において、さらに、Ｐ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％を含有した黄銅を用いた熱間鍛造品。
26. 請求項２１乃至２５の何れか１項に記載の熱間鍛造品を用いて形成したバルブや水栓などの接液製品。

Images