JPH11189856A - 黄銅材、黄銅管材及びそれらの製造方法 - Google Patents
黄銅材、黄銅管材及びそれらの製造方法Info
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- JPH11189856A JPH11189856A JP10296136A JP29613698A JPH11189856A JP H11189856 A JPH11189856 A JP H11189856A JP 10296136 A JP10296136 A JP 10296136A JP 29613698 A JP29613698 A JP 29613698A JP H11189856 A JPH11189856 A JP H11189856A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
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- C22C9/04—Alloys based on copper with zinc as the next major constituent
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- 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
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- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 冷間加工を経て製造される黄銅材、特に黄銅
管材において、切削性、研摩性を向上させることを目的
とする。 【解決手段】 冷間加工前に、α相の面積比率を増加さ
せるためのα化熱処理工程を有することにより、冷間加
工時は冷間延性を確保できる。また、冷間加工後に、β
相の面積比率を増加させるためのβ化熱処理工程を有す
ることにより、切削性、研摩性に優れた黄銅材を提供す
ることができる。
管材において、切削性、研摩性を向上させることを目的
とする。 【解決手段】 冷間加工前に、α相の面積比率を増加さ
せるためのα化熱処理工程を有することにより、冷間加
工時は冷間延性を確保できる。また、冷間加工後に、β
相の面積比率を増加させるためのβ化熱処理工程を有す
ることにより、切削性、研摩性に優れた黄銅材を提供す
ることができる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は黄銅材及びその製造
方法に関し、主として黄銅管材及びその製造方法に関
る。
方法に関し、主として黄銅管材及びその製造方法に関
る。
【０００２】
【従来の技術】従来、黄銅管材は、α単相のものが一般
的であった。これは、冷間での抽伸（引き抜き）や冷間
での曲げ加工に備えて、冷間延性を阻害するβ相比率を
小さくした結果であった。
的であった。これは、冷間での抽伸（引き抜き）や冷間
での曲げ加工に備えて、冷間延性を阻害するβ相比率を
小さくした結果であった。
【０００３】しかしながら、α単相の黄銅管材は、切削
性、研摩性に優れたβ相を利用していないため、切削
性、研摩性に劣る問題があった。
性、研摩性に優れたβ相を利用していないため、切削
性、研摩性に劣る問題があった。
【０００４】また、従来の黄銅管材は、同様に冷間延性
を確保するために結晶粒径を大きめにしていたため、耐
食性、強度に劣る問題があった。
を確保するために結晶粒径を大きめにしていたため、耐
食性、強度に劣る問題があった。
【０００５】本発明は、冷間加工を経て製造される黄銅
材、特に黄銅管材において、切削性、研摩性を向上させ
ることを目的とする。
材、特に黄銅管材において、切削性、研摩性を向上させ
ることを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段およびその作用・効果】本
発明に従う黄銅材の製造方法では、押し出し又は圧延後
に、α相以外の結晶相の面積比率を増加させることによ
り、切削性、研摩性に優れた黄銅材を提供することがで
きる。
発明に従う黄銅材の製造方法では、押し出し又は圧延後
に、α相以外の結晶相の面積比率を増加させることによ
り、切削性、研摩性に優れた黄銅材を提供することがで
きる。
【０００７】好適な実施形態としては、見掛け上のＺｎ
含有量が３３．５〜４３ｗｔ％の組成の場合は、５５０
〜８００℃に加熱することにより、見掛け上のＺｎ含有
量が３８．５〜４３ｗｔ％の場合は、５５０〜８００℃
又は４００〜５００℃の温度域に加熱することにより、
β相の面積比率を増加させ、好ましくはβ相の面積比率
を５％以上にすることができる。
含有量が３３．５〜４３ｗｔ％の組成の場合は、５５０
〜８００℃に加熱することにより、見掛け上のＺｎ含有
量が３８．５〜４３ｗｔ％の場合は、５５０〜８００℃
又は４００〜５００℃の温度域に加熱することにより、
β相の面積比率を増加させ、好ましくはβ相の面積比率
を５％以上にすることができる。
【０００８】ここで、「見掛け上のＺｎ含有量」という
用語は、ＡをＣｕ含有量［ｗｔ％］、ＢをＺｎ含有量
［ｗｔ％］、ｔを添加した第３元素（例えばＳｎ）のＺ
ｎ当量、Ｑをその第３元素の含有量［ｗｔ％］としたと
き、「｛（Ｂ＋ｔ・Ｑ）／（Ａ＋Ｂ＋ｔ・Ｑ）｝×１０
０」の意味で用いる。
用語は、ＡをＣｕ含有量［ｗｔ％］、ＢをＺｎ含有量
［ｗｔ％］、ｔを添加した第３元素（例えばＳｎ）のＺ
ｎ当量、Ｑをその第３元素の含有量［ｗｔ％］としたと
き、「｛（Ｂ＋ｔ・Ｑ）／（Ａ＋Ｂ＋ｔ・Ｑ）｝×１０
０」の意味で用いる。
【０００９】一旦増加したβ相が冷却中に減少させない
ためには、加熱する温度域が５５０〜８００℃の場合
は、４００℃までの冷却速度が５℃／ｓｅｃ以上、加熱
する温度域が４００〜５００℃の場合は、４００℃まで
の冷却速度が１℃／ｓｅｃ以上となるように急冷すれば
良い。
ためには、加熱する温度域が５５０〜８００℃の場合
は、４００℃までの冷却速度が５℃／ｓｅｃ以上、加熱
する温度域が４００〜５００℃の場合は、４００℃まで
の冷却速度が１℃／ｓｅｃ以上となるように急冷すれば
良い。
【００１０】他の好適な実施形態としては、見掛け上の
Ｚｎ含有量が３３．５〜４３ｗｔ％、Ｓｎ含有量が０．
５〜２．０ｗｔ％の場合は、４００〜５００℃の温度域
に加熱することにより、γ相の面積比率を増加させ、好
ましくはγ相の面積比率を１％以上にすることができ
る。
Ｚｎ含有量が３３．５〜４３ｗｔ％、Ｓｎ含有量が０．
５〜２．０ｗｔ％の場合は、４００〜５００℃の温度域
に加熱することにより、γ相の面積比率を増加させ、好
ましくはγ相の面積比率を１％以上にすることができ
る。
【００１１】ここで、４００〜５００℃の温度域を１時
間以上保持すれば、γ相が球状化して強度や切削性、研
磨性がさらに向上する。また、一旦増加したγ相が冷却
中に減少しないためには、４００℃までの冷却速度が１
℃／ｓｅｃ以上となるように急冷することが好ましい。
間以上保持すれば、γ相が球状化して強度や切削性、研
磨性がさらに向上する。また、一旦増加したγ相が冷却
中に減少しないためには、４００℃までの冷却速度が１
℃／ｓｅｃ以上となるように急冷することが好ましい。
【００１２】尚、見掛け上のＺｎ含有量が３３．５〜４
３ｗｔ％、Ｓｎ含有量が０．５〜１．３ｗｔ％の組成の
場合は、比較的Ｓｎ量が少ないため冷間加工が容易であ
り、見掛け上のＺｎ含有量が３３．５〜４３ｗｔ％、Ｓ
ｎ含有量が１．３〜２．０ｗｔ％の組成の場合は、比較
的Ｓｎ量が多いためγ相を容易に析出させることができ
る。
３ｗｔ％、Ｓｎ含有量が０．５〜１．３ｗｔ％の組成の
場合は、比較的Ｓｎ量が少ないため冷間加工が容易であ
り、見掛け上のＺｎ含有量が３３．５〜４３ｗｔ％、Ｓ
ｎ含有量が１．３〜２．０ｗｔ％の組成の場合は、比較
的Ｓｎ量が多いためγ相を容易に析出させることができ
る。
【００１３】以上の本発明における好適な実施形態とし
ては、熱処理工程前に、曲げ加工や管材の引き抜き加工
等の冷間加工を行うことができる。
ては、熱処理工程前に、曲げ加工や管材の引き抜き加工
等の冷間加工を行うことができる。
【００１４】この場合、冷間加工前に、α相の面積比率
を増加させるためのα化熱処理工程を設け、予め冷間延
性を確保しておくことが好ましい。このα化熱処理工程
は、例えば見掛け上のＺｎ含有量が３３．５〜４３ｗｔ
％の場合は、４５０〜５５０℃を１０分以上維持するも
のであり、α化熱処理工程中に結晶粒径を粗大化させれ
ば、冷間加工時の延性向上により寄与できる。
を増加させるためのα化熱処理工程を設け、予め冷間延
性を確保しておくことが好ましい。このα化熱処理工程
は、例えば見掛け上のＺｎ含有量が３３．５〜４３ｗｔ
％の場合は、４５０〜５５０℃を１０分以上維持するも
のであり、α化熱処理工程中に結晶粒径を粗大化させれ
ば、冷間加工時の延性向上により寄与できる。
【００１５】そして、このようなα化熱処理工程によ
り、冷間加工前に、α相の面積比率を９０％以上、好ま
しくは９５％以上、あるいは、冷間での伸びを２０％以
上、好ましくは３５％以上にすることができる。
り、冷間加工前に、α相の面積比率を９０％以上、好ま
しくは９５％以上、あるいは、冷間での伸びを２０％以
上、好ましくは３５％以上にすることができる。
【００１６】尚、冷間加工後には通常、内部応力調質の
ための焼鈍工程を行うが、この焼鈍工程を行うのは、熱
処理工程の前でも後でも良い。
ための焼鈍工程を行うが、この焼鈍工程を行うのは、熱
処理工程の前でも後でも良い。
【００１７】また、本発明に従う黄銅材の製造方法で
は、熱処理工程中又は熱処理工程より前の工程中に、結
晶粒径微粒化処理を有することによって、平均結晶粒径
を５０μｍ以下、好ましくは２５μｍ以下にして、研摩
性をさらに向上させつつ、曲げ加工時の表面の肌荒れを
低減できる。
は、熱処理工程中又は熱処理工程より前の工程中に、結
晶粒径微粒化処理を有することによって、平均結晶粒径
を５０μｍ以下、好ましくは２５μｍ以下にして、研摩
性をさらに向上させつつ、曲げ加工時の表面の肌荒れを
低減できる。
【００１８】このような結晶粒径微粒化処理は、冷間加
工の後に行うことが望ましい。すなわち、冷間加工前に
は、冷間延性確保のため結晶粒径を大きめにしている
が、冷間加工後も結晶粒径を大きいままにしておくと、
研摩性、耐食性、強度が劣ることになる。そこで、冷間
加工後に結晶粒径微粒化工程を経ることにより、確実に
結晶粒径を小さくして、研磨性等を向上させるのであ
る。
工の後に行うことが望ましい。すなわち、冷間加工前に
は、冷間延性確保のため結晶粒径を大きめにしている
が、冷間加工後も結晶粒径を大きいままにしておくと、
研摩性、耐食性、強度が劣ることになる。そこで、冷間
加工後に結晶粒径微粒化工程を経ることにより、確実に
結晶粒径を小さくして、研磨性等を向上させるのであ
る。
【００１９】好適な実施形態としては、結晶粒径微細化
処理は、冷間加工にて導入された転位を加熱により再結
晶させることにより行える。この場合、冷間加工時にな
るべく転位密度を高くしておくことが望ましく、断面減
少率２０％以上が好ましい。
処理は、冷間加工にて導入された転位を加熱により再結
晶させることにより行える。この場合、冷間加工時にな
るべく転位密度を高くしておくことが望ましく、断面減
少率２０％以上が好ましい。
【００２０】また、結晶粒径が再粗大化しないように、
加熱時間に上限を設けたり、加熱後に急冷したりするこ
とが望ましい。例えば５５０〜８００℃に加熱する熱処
理工程だと、加熱維持時間の上限を３０分以内とするこ
とにより、結晶粒径の再粗大化を防止できる。
加熱時間に上限を設けたり、加熱後に急冷したりするこ
とが望ましい。例えば５５０〜８００℃に加熱する熱処
理工程だと、加熱維持時間の上限を３０分以内とするこ
とにより、結晶粒径の再粗大化を防止できる。
【００２１】以上示した本発明における冷間加工の好適
な実施形態として、冷間加工と焼鈍を繰り返し行う場合
は、最後の冷間加工の断面減少率を大きくし、途中の焼
鈍よりも最後の焼鈍の温度を低くすることが望ましい。
例えば、途中の焼鈍温度が５００〜６００℃の場合は、
最後の焼鈍温度は５００℃以下が望ましい。
な実施形態として、冷間加工と焼鈍を繰り返し行う場合
は、最後の冷間加工の断面減少率を大きくし、途中の焼
鈍よりも最後の焼鈍の温度を低くすることが望ましい。
例えば、途中の焼鈍温度が５００〜６００℃の場合は、
最後の焼鈍温度は５００℃以下が望ましい。
【００２２】また、本発明に従う黄銅材の製造方法の用
途としては、黄銅管材の製造方法に適用することが望ま
しい。なぜならば、管材は、冷間引き抜き、曲げ加工を
施す場合が多いからである。
途としては、黄銅管材の製造方法に適用することが望ま
しい。なぜならば、管材は、冷間引き抜き、曲げ加工を
施す場合が多いからである。
【００２３】続いて、本発明に従う黄銅材は、（１）日
本工業規格ＪＩＳ Ｃ−３６０４に従う快削黄銅棒を基
準とした切削抵抗指数が５０以上、好ましくは８０以上
であること、（２）原料組成としてＳｎを含有する場合
は、日本伸銅協会技術標準ＪＢＭＡ Ｔ−３０３に従う
脱亜鉛腐食試験を行なったとき、最大脱亜鉛浸透深さ方
向が加工方向と平行な場合には最大脱亜鉛深さ１００μ
ｍ以下である、又は、最大脱亜鉛浸透深さ方向が加工方
向と直角な場合には最大脱亜鉛深さ７０μｍ以下である
こと、の少なくとも１つを満たすことを特徴とするもの
である。
本工業規格ＪＩＳ Ｃ−３６０４に従う快削黄銅棒を基
準とした切削抵抗指数が５０以上、好ましくは８０以上
であること、（２）原料組成としてＳｎを含有する場合
は、日本伸銅協会技術標準ＪＢＭＡ Ｔ−３０３に従う
脱亜鉛腐食試験を行なったとき、最大脱亜鉛浸透深さ方
向が加工方向と平行な場合には最大脱亜鉛深さ１００μ
ｍ以下である、又は、最大脱亜鉛浸透深さ方向が加工方
向と直角な場合には最大脱亜鉛深さ７０μｍ以下である
こと、の少なくとも１つを満たすことを特徴とするもの
である。
【００２４】このような黄銅材の好適な実施形態として
は管材が有るが、鋳造及び鋳造後押出しにより成形した
管材のほか、板材を曲げ加工した後、その端部を接合し
て成形した管材（電縫管等）にも適用可能である。
は管材が有るが、鋳造及び鋳造後押出しにより成形した
管材のほか、板材を曲げ加工した後、その端部を接合し
て成形した管材（電縫管等）にも適用可能である。
【００２５】尚、この製造方法を用いれば、ここで挙げ
た特性以外にも、研摩性についても優れた特性を示すこ
とができる。すなわち、研摩性については、１．同じ条
件で研磨を行った場合、従来材に比べて研磨後の表面粗
さが小さいこと、２．同じ条件で研磨を行った場合、従
来材に比べて研磨量が多いこと、３．同じ条件で研磨を
行った場合、従来材に比べて外観に不備が無く、メッキ
ののりが良いこと、の観点から評価されるのであるが、
これらの観点から評価した結果、本発明に従う黄銅管材
は、従来の黄銅管材に比較して優れることが示されるか
らである。
た特性以外にも、研摩性についても優れた特性を示すこ
とができる。すなわち、研摩性については、１．同じ条
件で研磨を行った場合、従来材に比べて研磨後の表面粗
さが小さいこと、２．同じ条件で研磨を行った場合、従
来材に比べて研磨量が多いこと、３．同じ条件で研磨を
行った場合、従来材に比べて外観に不備が無く、メッキ
ののりが良いこと、の観点から評価されるのであるが、
これらの観点から評価した結果、本発明に従う黄銅管材
は、従来の黄銅管材に比較して優れることが示されるか
らである。
【００２６】この研磨性について定量化するならば、本
発明に従う管材は、熱処理工程後に、研磨装置がビュー
ラーＥＣＯＭＥＴ ＩＶ、研磨盤回転数が２００ｒｐ
ｍ、試料押付け圧力が６．９ＫＰａ、研磨紙がＳｉＣ＃
６００の条件で＃８０のキズを表面研磨した場合、日本
工業規格ＪＩＳ Ｃ−２７００に従う黄銅管材に比較し
て、１／２の時間で研磨が仕上がる特性を有する。
発明に従う管材は、熱処理工程後に、研磨装置がビュー
ラーＥＣＯＭＥＴ ＩＶ、研磨盤回転数が２００ｒｐ
ｍ、試料押付け圧力が６．９ＫＰａ、研磨紙がＳｉＣ＃
６００の条件で＃８０のキズを表面研磨した場合、日本
工業規格ＪＩＳ Ｃ−２７００に従う黄銅管材に比較し
て、１／２の時間で研磨が仕上がる特性を有する。
【００２７】また、本発明に従う管材は、熱処理工程後
に、研磨装置がビューラーＥＣＯＭＥＴ ＩＶ、研磨盤
回転数が１５０ｒｐｍ、試料押付け圧力が６．９ＫＰ
ａ、研磨粉がＡｌ２Ｏ３の条件で＃６００のキズを表面
研磨した場合、日本工業規格ＪＩＳ Ｃ−２７００に従
う黄銅管材に比較して、１／２の時間で研磨が仕上がる
特性を有する。
に、研磨装置がビューラーＥＣＯＭＥＴ ＩＶ、研磨盤
回転数が１５０ｒｐｍ、試料押付け圧力が６．９ＫＰ
ａ、研磨粉がＡｌ２Ｏ３の条件で＃６００のキズを表面
研磨した場合、日本工業規格ＪＩＳ Ｃ−２７００に従
う黄銅管材に比較して、１／２の時間で研磨が仕上がる
特性を有する。
【００２８】その他、本発明に従う管材は、原料組成と
してＳｎを有し、曲げ加工を行われたものであって、こ
の曲げ加工された部分は、熱処理工程後に、日本伸銅協
会技術標準ＪＢＭＡ Ｔ−３０３に従う脱亜鉛腐食試験
を行なったとき、最大脱亜鉛深さ７０μｍ以下を満た
す。
してＳｎを有し、曲げ加工を行われたものであって、こ
の曲げ加工された部分は、熱処理工程後に、日本伸銅協
会技術標準ＪＢＭＡ Ｔ−３０３に従う脱亜鉛腐食試験
を行なったとき、最大脱亜鉛深さ７０μｍ以下を満た
す。
【００２９】続いて、本発明に従う冷間加工を経て製造
される黄銅材は、α相からなる第１相と、この第１相と
は異なる第２相を有するとともに、第１相の面積比率が
９９％以下であるため、従来のα単相の冷間加工を経て
製造される黄銅材に比べて、切削性、研磨性が向上して
いる。
される黄銅材は、α相からなる第１相と、この第１相と
は異なる第２相を有するとともに、第１相の面積比率が
９９％以下であるため、従来のα単相の冷間加工を経て
製造される黄銅材に比べて、切削性、研磨性が向上して
いる。
【００３０】好適な実施形態としては、β相の面積比率
を５％以上にすることにより、元々切削性、研摩性に優
れたβ相を有効利用して、切削性等を確保せんとするも
のであり、さらには、β相の面積比率を４０％以下、好
ましくは２０％以下にすることによって、耐食性も確保
できるのである。
を５％以上にすることにより、元々切削性、研摩性に優
れたβ相を有効利用して、切削性等を確保せんとするも
のであり、さらには、β相の面積比率を４０％以下、好
ましくは２０％以下にすることによって、耐食性も確保
できるのである。
【００３１】さらに好適には、β相中のＳｎ濃度を１．
５ｗｔ％以上にすれば、元々耐食性に劣るβ相を強化し
て、全体として耐食性向上を図ることができる。
５ｗｔ％以上にすれば、元々耐食性に劣るβ相を強化し
て、全体として耐食性向上を図ることができる。
【００３２】また、平均結晶粒径を５０μｍ以下、好ま
しくは２５μｍ以下にすることにより、曲げ加工部分の
肌荒れ抑制、研摩性向上ばかりか、耐食性、強度も向上
できる。
しくは２５μｍ以下にすることにより、曲げ加工部分の
肌荒れ抑制、研摩性向上ばかりか、耐食性、強度も向上
できる。
【００３３】別の好適な実施形態としては、γ相の面積
比率を１％以上にすることにより、硬質なγ相と他の相
との界面での切削性、研摩性を有効利用して切削性等を
確保しつつ、γ相の有する強度を利用して強度を向上せ
んとするものであり、好適には、γ相の面積比率を３０
％以下にすることによって、γ相のもつ脆性を低減する
ものである。
比率を１％以上にすることにより、硬質なγ相と他の相
との界面での切削性、研摩性を有効利用して切削性等を
確保しつつ、γ相の有する強度を利用して強度を向上せ
んとするものであり、好適には、γ相の面積比率を３０
％以下にすることによって、γ相のもつ脆性を低減する
ものである。
【００３４】さらに好適には、γ相の平均結晶粒径（短
径）を８μｍ以下、好ましくは５μｍ以下にすれば、γ
相のもつ脆性をより低減できるのであるが、γ相のＳｎ
濃度が８ｗｔ％以上であれば耐食性も向上する。特に、
β相を含有する場合には、Ｓｎ濃度が８ｗｔ％以上のγ
相でβ相を取り囲むことにより、元々耐食性に劣るβ相
を保護して、全体として耐食性向上を図ることができ
る。
径）を８μｍ以下、好ましくは５μｍ以下にすれば、γ
相のもつ脆性をより低減できるのであるが、γ相のＳｎ
濃度が８ｗｔ％以上であれば耐食性も向上する。特に、
β相を含有する場合には、Ｓｎ濃度が８ｗｔ％以上のγ
相でβ相を取り囲むことにより、元々耐食性に劣るβ相
を保護して、全体として耐食性向上を図ることができ
る。
【００３５】本発明に従う黄銅管材（冷間引き抜きを行
わない素管も含む）は、（１）γ相の面積比率が１％以
上である、（２）α相からなる第１相と、この第１相と
は異なる第２相を有するとともに、前記第１相の面積比
率が９９％以下であり、前記第２相の平均結晶粒径（短
軸）が８μｍ以下である、（３）α相からなる第１相
と、この第１相とは異なる第２相を有するとともに、前
記第１相の面積比率が９５％以下であり、平均結晶粒径
が５０μｍ以下、好ましくは２５μｍ以下である、
（４）平均結晶粒径が２５μｍ以下であり、α相は２５
μｍ以下、β相は２０μｍ以下、γ相は８μｍ以下、と
いう各特徴を有するものである。
わない素管も含む）は、（１）γ相の面積比率が１％以
上である、（２）α相からなる第１相と、この第１相と
は異なる第２相を有するとともに、前記第１相の面積比
率が９９％以下であり、前記第２相の平均結晶粒径（短
軸）が８μｍ以下である、（３）α相からなる第１相
と、この第１相とは異なる第２相を有するとともに、前
記第１相の面積比率が９５％以下であり、平均結晶粒径
が５０μｍ以下、好ましくは２５μｍ以下である、
（４）平均結晶粒径が２５μｍ以下であり、α相は２５
μｍ以下、β相は２０μｍ以下、γ相は８μｍ以下、と
いう各特徴を有するものである。
【００３６】同じく本発明に従う黄銅管材は、（１）日
本工業規格ＪＩＳ Ｃ−３６０４に従う快削黄銅棒を基
準とした切削抵抗指数が５０以上、好ましくは８０以
上、（２）研磨装置がビューラーＥＣＯＭＥＴ ＩＶ、
研磨盤回転数が２００ｒｐｍ、試料押付け圧力が６．９
ＫＰａ、研磨紙がＳｉＣ＃６００の条件で＃８０のキズ
を表面研磨した場合、日本工業規格ＪＩＳ Ｃ−２７０
０に従う黄銅管材に比較して、１／２の時間で研磨が仕
上がる、（３）研磨装置がビューラーＥＣＯＭＥＴ Ｉ
Ｖ、研磨盤回転数が１５０ｒｐｍ、試料押付け圧力が
６．９ＫＰａ、研磨粉がＡｌ２Ｏ３の条件で＃６００の
キズを表面研磨した場合、日本工業規格ＪＩＳ Ｃ−２
７００に従う黄銅管材に比較して、１／２の時間で研磨
が仕上がる、という各特徴を有するものである。
本工業規格ＪＩＳ Ｃ−３６０４に従う快削黄銅棒を基
準とした切削抵抗指数が５０以上、好ましくは８０以
上、（２）研磨装置がビューラーＥＣＯＭＥＴ ＩＶ、
研磨盤回転数が２００ｒｐｍ、試料押付け圧力が６．９
ＫＰａ、研磨紙がＳｉＣ＃６００の条件で＃８０のキズ
を表面研磨した場合、日本工業規格ＪＩＳ Ｃ−２７０
０に従う黄銅管材に比較して、１／２の時間で研磨が仕
上がる、（３）研磨装置がビューラーＥＣＯＭＥＴ Ｉ
Ｖ、研磨盤回転数が１５０ｒｐｍ、試料押付け圧力が
６．９ＫＰａ、研磨粉がＡｌ２Ｏ３の条件で＃６００の
キズを表面研磨した場合、日本工業規格ＪＩＳ Ｃ−２
７００に従う黄銅管材に比較して、１／２の時間で研磨
が仕上がる、という各特徴を有するものである。
【００３７】続いて、本発明に従う黄銅管材は、見掛け
上のＺｎ含有量が３３．５〜４３．０ｗｔ％、Ｓｎ含有
量が０．５〜１．３ｗｔ％であること、又は見掛け上の
Ｚｎ含有量が３３．５〜４３．０ｗｔ％、Ｓｎ含有量が
１．３〜２ｗｔ％であることに特徴を有する。他の成分
として、Ｐｂ含有量については、多すぎると冷間延性が
低下するために０．０７ｗｔ％以下であることが好まし
い。
上のＺｎ含有量が３３．５〜４３．０ｗｔ％、Ｓｎ含有
量が０．５〜１．３ｗｔ％であること、又は見掛け上の
Ｚｎ含有量が３３．５〜４３．０ｗｔ％、Ｓｎ含有量が
１．３〜２ｗｔ％であることに特徴を有する。他の成分
として、Ｐｂ含有量については、多すぎると冷間延性が
低下するために０．０７ｗｔ％以下であることが好まし
い。
【００３８】すなわち、見掛け上のＺｎ含有量が大きす
ぎると冷間加工時にα相比率を大きくするのが難しく、
かつα化焼鈍時に冷間延性を阻害するγ相が析出しやす
くなり、小さすぎると冷間加工後にβ、γ相比率を大き
くするのが難しいためこの範囲としたのであり、この範
囲によれば、冷間加工時には冷間延性を確保しつつ、冷
間加工後は、切削性、研摩性を確保することができるの
である。
ぎると冷間加工時にα相比率を大きくするのが難しく、
かつα化焼鈍時に冷間延性を阻害するγ相が析出しやす
くなり、小さすぎると冷間加工後にβ、γ相比率を大き
くするのが難しいためこの範囲としたのであり、この範
囲によれば、冷間加工時には冷間延性を確保しつつ、冷
間加工後は、切削性、研摩性を確保することができるの
である。
【００３９】なお、前者は、比較的Ｓｎ量が少ないため
冷間加工が容易であり、後者は、比較的Ｓｎ量が多いた
めβ、γ相を容易に析出させることができる。
冷間加工が容易であり、後者は、比較的Ｓｎ量が多いた
めβ、γ相を容易に析出させることができる。
【００４０】以上の本発明に従う黄銅管材は、従来の黄
銅管材に比べて見掛け上のＺｎ量が高いため、熱間押し
出し時には、軟質なβ相の比率が高く、押し出し抵抗が
低くなって押し出し性に優れる。
銅管材に比べて見掛け上のＺｎ量が高いため、熱間押し
出し時には、軟質なβ相の比率が高く、押し出し抵抗が
低くなって押し出し性に優れる。
【００４１】すなわち、従来の黄銅管材と同じ温度域で
の押し出しであれば、従来以上の断面減少率での押し出
しが可能であり、最終管形状に近い形まで押し出しする
ことにより、その後の冷間引き抜きの負荷を低減でき
る。
の押し出しであれば、従来以上の断面減少率での押し出
しが可能であり、最終管形状に近い形まで押し出しする
ことにより、その後の冷間引き抜きの負荷を低減でき
る。
【００４２】一方、従来と同じ断面減少率での押し出し
であれば、従来よりも低い温度での押出しが可能であ
り、ビレット加熱の負荷が低減できる。
であれば、従来よりも低い温度での押出しが可能であ
り、ビレット加熱の負荷が低減できる。
【００４３】ここで、熱間押し出し後はなるべく速く冷
却することが望ましい。すなわち、Ｓｎを添加している
関係上、押し出し後の冷却速度が遅いとγ相が多く析出
し、後工程のα化熱処理工程に長時間を要するため、な
るべく速く冷却してγ相の析出を抑え、α＋β組識とし
た方がα化熱処理工程の時間を短縮できるのである。
却することが望ましい。すなわち、Ｓｎを添加している
関係上、押し出し後の冷却速度が遅いとγ相が多く析出
し、後工程のα化熱処理工程に長時間を要するため、な
るべく速く冷却してγ相の析出を抑え、α＋β組識とし
た方がα化熱処理工程の時間を短縮できるのである。
【００４４】
【発明の実施の形態】本発明の実施形態を以下詳説す
る。図１は、従来の黄銅管材の製造工程［従来例］
（ａ）と、本発明実施形態の黄銅管材の製造工程［実施
例］（ｂ）、（ｃ）を示している。
る。図１は、従来の黄銅管材の製造工程［従来例］
（ａ）と、本発明実施形態の黄銅管材の製造工程［実施
例］（ｂ）、（ｃ）を示している。
【００４５】従来例（ａ）では、まず黄銅原料を溶解
（ステップ１）した後、連続鋳造を行い（ステップ
２）、ビレットを成形する（ステップ３）。
（ステップ１）した後、連続鋳造を行い（ステップ
２）、ビレットを成形する（ステップ３）。
【００４６】そして再結晶温度域まで加熱した後（ステ
ップ４）、結晶配列を整えて鋳造組織の脆性を除去する
ために熱間押し出し成形を施し（ステップ５）、素管を
形成する（ステップ６）。
ップ４）、結晶配列を整えて鋳造組織の脆性を除去する
ために熱間押し出し成形を施し（ステップ５）、素管を
形成する（ステップ６）。
【００４７】続いて所定寸法になるように冷間引き抜き
を行い（ステップ７）、管形状を矯正した後に（ステッ
プ８）、内部応力除去又は調質のために焼鈍を行い（ス
テップ９）、切断等を施して管製品となす（ステップ１
０）。実際の製造工程では、ステップ７〜９が繰り返さ
れることが多い。
を行い（ステップ７）、管形状を矯正した後に（ステッ
プ８）、内部応力除去又は調質のために焼鈍を行い（ス
テップ９）、切断等を施して管製品となす（ステップ１
０）。実際の製造工程では、ステップ７〜９が繰り返さ
れることが多い。
【００４８】このような管製品は、曲げ加工等を施され
た後（ステップ１１）、切削、研磨加工を経て（ステッ
プ１２）、最終製品となる。
た後（ステップ１１）、切削、研磨加工を経て（ステッ
プ１２）、最終製品となる。
【００４９】以上の製造工程におけるステップ６の素管
は、ステップ７の冷間引き抜き時に管材としての冷間延
性が要求されるため、結晶相の中で最も冷間延性に優れ
たα相の単相となっていた。
は、ステップ７の冷間引き抜き時に管材としての冷間延
性が要求されるため、結晶相の中で最も冷間延性に優れ
たα相の単相となっていた。
【００５０】それとともに、ステップ１では、ステップ
６、７でα単相となりやすいように見掛け上のＺｎ当量
が少ない黄銅原料を用いており、ステップ１２ではα単
相のまま切削、研磨加工を行っていたため、切削、研摩
性に劣る課題があった。（α相は、結晶相の中でも切
削、研摩性に劣るため）
６、７でα単相となりやすいように見掛け上のＺｎ当量
が少ない黄銅原料を用いており、ステップ１２ではα単
相のまま切削、研磨加工を行っていたため、切削、研摩
性に劣る課題があった。（α相は、結晶相の中でも切
削、研摩性に劣るため）
【００５１】続いて実施例（ｂ）について説明すると、
まず、ステップ１では、従来よりも見掛け上のＺｎ当量
が高い原料を溶解し、β相が出やすいようにする。（見
掛け上のＺｎ含有量は３３．５〜４３．０ｗｔ％が好適
である。）
まず、ステップ１では、従来よりも見掛け上のＺｎ当量
が高い原料を溶解し、β相が出やすいようにする。（見
掛け上のＺｎ含有量は３３．５〜４３．０ｗｔ％が好適
である。）
【００５２】続くステップ２〜６は従来例と同様のステ
ップを踏むが、ステップ１でＺｎ当量を高くしたため、
ステップ６の素管はα＋β混合相となっている。ここ
で、従来例と同じように冷間引き抜きに進むと、従来例
に比べて冷間延性に劣るため、引き抜き時の断面減少率
を大きくすることができず、引き抜き工程数が増えると
いう問題が生じる。
ップを踏むが、ステップ１でＺｎ当量を高くしたため、
ステップ６の素管はα＋β混合相となっている。ここ
で、従来例と同じように冷間引き抜きに進むと、従来例
に比べて冷間延性に劣るため、引き抜き時の断面減少率
を大きくすることができず、引き抜き工程数が増えると
いう問題が生じる。
【００５３】そこで、実施例（ｂ）では、ステップ７と
して、α＋β混合相を略α単相とするためのα化焼鈍処
理を介するようにしている。α化焼鈍処理について図４
を用いて詳説すると、１５分かけて５５０℃まで加熱し
た後、５５０℃を２０分維持し、１５分かけて常温まで
冷却する処理を行っている。このα化焼鈍処理の加熱時
間は、組成や加熱温度によって適宜変更される。図５は
その変更例である。
して、α＋β混合相を略α単相とするためのα化焼鈍処
理を介するようにしている。α化焼鈍処理について図４
を用いて詳説すると、１５分かけて５５０℃まで加熱し
た後、５５０℃を２０分維持し、１５分かけて常温まで
冷却する処理を行っている。このα化焼鈍処理の加熱時
間は、組成や加熱温度によって適宜変更される。図５は
その変更例である。
【００５４】ここで、ステップ５の熱間押し出しによっ
て結晶粒径が微細化している場合には、α化焼鈍時に結
晶粒径を粗大化させることが望ましい。なぜならば、ス
テップ８の冷間加工で冷間延性を大きくするためには、
α相の面積比率を大きくする以外に結晶粒径を大きくす
ることが寄与しているからである。
て結晶粒径が微細化している場合には、α化焼鈍時に結
晶粒径を粗大化させることが望ましい。なぜならば、ス
テップ８の冷間加工で冷間延性を大きくするためには、
α相の面積比率を大きくする以外に結晶粒径を大きくす
ることが寄与しているからである。
【００５５】図４の例においては、平均結晶粒径１５μ
ｍ以下のα＋β混合相の素管に対して図２の処理を施し
た結果、平均結晶粒径３０μｍを超えるα単相の管材が
得られており、α相面積比率の増大のみならず平均結晶
粒径の粗大化も実現している。尚、α相面積比率の増大
と、平均結晶粒径の粗大化については、図４のように１
つの工程で行わずに別々の工程で行うようにしても良
い。
ｍ以下のα＋β混合相の素管に対して図２の処理を施し
た結果、平均結晶粒径３０μｍを超えるα単相の管材が
得られており、α相面積比率の増大のみならず平均結晶
粒径の粗大化も実現している。尚、α相面積比率の増大
と、平均結晶粒径の粗大化については、図４のように１
つの工程で行わずに別々の工程で行うようにしても良
い。
【００５６】図１（ｂ）に戻って、このようなステップ
７後は、従来例と同様のステップ８〜１２を踏むが、ス
テップ８の冷間引き抜き時とステップ１２の曲げ加工に
際しては従来と同様にα単相で行うため、従来例と同等
の冷間加工性が得られる。尚、ステップ７、８を繰り返
す場合、最後の冷間引き抜き時の加工度は、可能な限り
大きくすると良い。
７後は、従来例と同様のステップ８〜１２を踏むが、ス
テップ８の冷間引き抜き時とステップ１２の曲げ加工に
際しては従来と同様にα単相で行うため、従来例と同等
の冷間加工性が得られる。尚、ステップ７、８を繰り返
す場合、最後の冷間引き抜き時の加工度は、可能な限り
大きくすると良い。
【００５７】その後、従来例ではステップ１２の切削、
研磨加工に進むのであるが、実施例（ｂ）では、その前
にα単相をα＋β混合相とするためのβ化焼鈍処理を挿
入している（ステップ１３）。そして、このステップ１
３を経た後にステップ１４の切削、研磨加工に進むこと
によって、β相が本来有する切削、研磨性を有効利用す
ることができるのである。
研磨加工に進むのであるが、実施例（ｂ）では、その前
にα単相をα＋β混合相とするためのβ化焼鈍処理を挿
入している（ステップ１３）。そして、このステップ１
３を経た後にステップ１４の切削、研磨加工に進むこと
によって、β相が本来有する切削、研磨性を有効利用す
ることができるのである。
【００５８】ここで、β化焼鈍処理について図６〜９を
用いて詳説すると、まず図６では、１０秒かけて６５０
℃まで加熱した後、６５０℃を３０秒維持し、その後常
温まで急冷する処理を行っている。
用いて詳説すると、まず図６では、１０秒かけて６５０
℃まで加熱した後、６５０℃を３０秒維持し、その後常
温まで急冷する処理を行っている。
【００５９】β化焼鈍処理の加熱時間は３０分以内が望
ましい。なぜならば、高温状態を長時間維持すると結晶
粒径の粗大化をきたすからである。尚、このようなβ化
焼鈍処理の加熱時間は、組成や加熱温度によって適宜変
更される。図７はその変更例である。
ましい。なぜならば、高温状態を長時間維持すると結晶
粒径の粗大化をきたすからである。尚、このようなβ化
焼鈍処理の加熱時間は、組成や加熱温度によって適宜変
更される。図７はその変更例である。
【００６０】次に、図８では、１分かけて４５０℃まで
加熱した後、４５０℃を２分維持し、１分かけて常温ま
で冷却する処理を行っている。このβ化焼鈍の例は、図
６、７の例に比べて加熱温度が低温であるため、長時間
以上維持しても結晶粒径が粗大化することはない。この
ような結晶粒径粗大を防止したβ化焼鈍処理の加熱時間
も、組成や加熱温度によって適宜変更される。図９はそ
の変更例である。
加熱した後、４５０℃を２分維持し、１分かけて常温ま
で冷却する処理を行っている。このβ化焼鈍の例は、図
６、７の例に比べて加熱温度が低温であるため、長時間
以上維持しても結晶粒径が粗大化することはない。この
ような結晶粒径粗大を防止したβ化焼鈍処理の加熱時間
も、組成や加熱温度によって適宜変更される。図９はそ
の変更例である。
【００６１】さらに、図６〜９の何れについても、加熱
後の冷却過程では急冷することが望ましい。なぜなら
ば、ゆっくり冷やすと、その過程で所望の面積比率にな
ったβ相の面積比率が変化したり、結晶粒径が粗大化す
る可能性があるからである。具体的には、図６、７の場
合は、４００℃までの冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上と
し、図８、９の場合は、４００℃までの冷却速度を１℃
／ｓｅｃ以上にしている。
後の冷却過程では急冷することが望ましい。なぜなら
ば、ゆっくり冷やすと、その過程で所望の面積比率にな
ったβ相の面積比率が変化したり、結晶粒径が粗大化す
る可能性があるからである。具体的には、図６、７の場
合は、４００℃までの冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上と
し、図８、９の場合は、４００℃までの冷却速度を１℃
／ｓｅｃ以上にしている。
【００６２】図１に戻って、実施例（ｂ）に続いて実施
例（ｃ）について説明すると、工程上は、実施例（ｂ）
のステップ１０の焼鈍処理とステップ１３のβ化焼鈍処
理を兼用して、ステップ１０のβ化焼鈍処理にしている
点が異なるだけで、後は実施例（ｂ）と同じである。
例（ｃ）について説明すると、工程上は、実施例（ｂ）
のステップ１０の焼鈍処理とステップ１３のβ化焼鈍処
理を兼用して、ステップ１０のβ化焼鈍処理にしている
点が異なるだけで、後は実施例（ｂ）と同じである。
【００６３】このように２種類の焼鈍処理を兼用する
と、単なる工程数の削減だけでなく、以下のようなメリ
ットが得られる。すなわち、ステップ１１以前には大型
の管材を対象としているのに対して、ステップ１１以降
では大型の管材を切断した後の小型の管材を対象として
おり、大型の管材に比べて焼鈍のための設備設計が難し
い問題がある。そこで、実施例（ｃ）のように大型の管
材の段階でβ化焼鈍処理を施すようにすれば、このよう
な問題を解決することができるのである。
と、単なる工程数の削減だけでなく、以下のようなメリ
ットが得られる。すなわち、ステップ１１以前には大型
の管材を対象としているのに対して、ステップ１１以降
では大型の管材を切断した後の小型の管材を対象として
おり、大型の管材に比べて焼鈍のための設備設計が難し
い問題がある。そこで、実施例（ｃ）のように大型の管
材の段階でβ化焼鈍処理を施すようにすれば、このよう
な問題を解決することができるのである。
【００６４】尚、実施例（ｃ）では、冷間加工であるス
テップ１２の曲げ加工の際にα＋β混合相であるため加
工性の低下が懸念されるが、同じ冷間加工でも冷間引き
抜きに比べて曲げ加工は、冷間引き抜きほど冷間延性は
要求されないため、β相面積比率が大きくなりすぎない
ように注意すれば良い。
テップ１２の曲げ加工の際にα＋β混合相であるため加
工性の低下が懸念されるが、同じ冷間加工でも冷間引き
抜きに比べて曲げ加工は、冷間引き抜きほど冷間延性は
要求されないため、β相面積比率が大きくなりすぎない
ように注意すれば良い。
【００６５】以上説明した実施例（ｂ）、（ｃ）では、
工程中に平均結晶粒径の微細化処理も行うようにしてい
る。なぜならば、研摩性を向上させるためには、β相面
積比率を大きくする以外に結晶粒径を小さくすることが
寄与しているからである。具体的には、ステップ７の最
後の冷間引き抜きを大きな加工度で行っておき、実施例
（ｂ）ではステップ１０の焼鈍時に、実施例（ｃ）では
ステップ１０のβ化焼鈍時に再結晶を生じさせて結晶粒
径微細化を行うのである。
工程中に平均結晶粒径の微細化処理も行うようにしてい
る。なぜならば、研摩性を向上させるためには、β相面
積比率を大きくする以外に結晶粒径を小さくすることが
寄与しているからである。具体的には、ステップ７の最
後の冷間引き抜きを大きな加工度で行っておき、実施例
（ｂ）ではステップ１０の焼鈍時に、実施例（ｃ）では
ステップ１０のβ化焼鈍時に再結晶を生じさせて結晶粒
径微細化を行うのである。
【００６６】以上の実施例（ｂ）、（ｃ）では、β相面
積比率を増加させるためのβ化焼鈍処理を含んでいた
が、変形例としてβ化焼鈍処理に代えてγ相面積比率を
増加させるためのγ化焼鈍処理を用いることも有用であ
る。すなわち、γ相は冷間延性には劣るが硬質であるた
め、α、β相との界面において結晶同士の硬度差によっ
て切削、研摩性が向上させる特性を有しているからであ
る。
積比率を増加させるためのβ化焼鈍処理を含んでいた
が、変形例としてβ化焼鈍処理に代えてγ相面積比率を
増加させるためのγ化焼鈍処理を用いることも有用であ
る。すなわち、γ相は冷間延性には劣るが硬質であるた
め、α、β相との界面において結晶同士の硬度差によっ
て切削、研摩性が向上させる特性を有しているからであ
る。
【００６７】尚、このγ化焼鈍処理に関する実施形態は
図２に示す通りであり、実施例（ｂ）、（ｃ）のβ化焼
鈍をγ化焼鈍に代えたものが実施例（ｄ）、（ｅ）であ
る。
図２に示す通りであり、実施例（ｂ）、（ｃ）のβ化焼
鈍をγ化焼鈍に代えたものが実施例（ｄ）、（ｅ）であ
る。
【００６８】このγ化焼鈍処理について図１０を用いて
詳説すると、図１０では、３０分かけて４２０℃まで加
熱した後、４２０℃を６０分維持し、その後常温まで冷
却する処理を行っている。この図１０の例は加熱温度が
低温であるため、長時間以上維持したり、冷却速度が遅
ても結晶粒径が粗大化することはない。
詳説すると、図１０では、３０分かけて４２０℃まで加
熱した後、４２０℃を６０分維持し、その後常温まで冷
却する処理を行っている。この図１０の例は加熱温度が
低温であるため、長時間以上維持したり、冷却速度が遅
ても結晶粒径が粗大化することはない。
【００６９】ここで、実施例（ｅ）では、ステップ６の
素管に対して、ステップ７のα化焼鈍を介した後にステ
ップ８の冷間引き抜きを行っているが、素管の段階であ
る程度α相の面積比率が確保できていれば、必ずしも冷
間引き抜き前にα化焼鈍を行う必要はない。
素管に対して、ステップ７のα化焼鈍を介した後にステ
ップ８の冷間引き抜きを行っているが、素管の段階であ
る程度α相の面積比率が確保できていれば、必ずしも冷
間引き抜き前にα化焼鈍を行う必要はない。
【００７０】これを示したのが図３の実施例（ｆ）であ
る。実施例（ｆ）では、冷間引き抜き前のα化焼鈍が省
略されているため、工程数が削減できる。尚、このよう
にα化焼鈍を削減するのは、実施例（ｆ）のようにγ化
焼鈍を行う場合ばかりだけでなく、β化焼鈍を行う場合
にも適用可能なのは言うまでもない。
る。実施例（ｆ）では、冷間引き抜き前のα化焼鈍が省
略されているため、工程数が削減できる。尚、このよう
にα化焼鈍を削減するのは、実施例（ｆ）のようにγ化
焼鈍を行う場合ばかりだけでなく、β化焼鈍を行う場合
にも適用可能なのは言うまでもない。
【００７１】続いて、今まで説明した実施例（ｂ）〜
（ｆ）は全てステップ５の熱間押出し時に管形状に成形
するものであったが、本発明が適用される範囲はこれに
限らない。
（ｆ）は全てステップ５の熱間押出し時に管形状に成形
するものであったが、本発明が適用される範囲はこれに
限らない。
【００７２】実施例（ｂ）〜（ｆ）とは異なる実施形態
を示したのが、図３の実施例（ｇ）であり、これは所謂
電縫管の製造方法を示している。実施例（ｇ）の場合で
も、ステップ１２にγ化焼鈍（β化焼鈍でも良い）を入
れることにより、実施例（ｂ）〜（ｆ）と同等の特性が
提供できるのである。
を示したのが、図３の実施例（ｇ）であり、これは所謂
電縫管の製造方法を示している。実施例（ｇ）の場合で
も、ステップ１２にγ化焼鈍（β化焼鈍でも良い）を入
れることにより、実施例（ｂ）〜（ｆ）と同等の特性が
提供できるのである。
【００７３】また、以上示した実施例（ｂ）〜（ｄ）
は、冷間加工時の冷間延性確保と、切削、研磨加工時の
切削、研磨性確保との両立を主眼としたものであった
が、これらは工程中に平均結晶粒径の微細化処理を含ん
でいるため、この微細化処理後では耐食性も確保できる
ようになっている。
は、冷間加工時の冷間延性確保と、切削、研磨加工時の
切削、研磨性確保との両立を主眼としたものであった
が、これらは工程中に平均結晶粒径の微細化処理を含ん
でいるため、この微細化処理後では耐食性も確保できる
ようになっている。
【００７４】そして、このように耐食性を新たな着眼点
とした場合、次のような実施形態を採ることが可能であ
る。すなわち、実施例（ｂ）〜（ｄ）では、β、γ相を
析出させているため耐食性に劣る懸念があるが、これは
β、γ相中にＳｎを適量含有することで解消できること
が判明している。
とした場合、次のような実施形態を採ることが可能であ
る。すなわち、実施例（ｂ）〜（ｄ）では、β、γ相を
析出させているため耐食性に劣る懸念があるが、これは
β、γ相中にＳｎを適量含有することで解消できること
が判明している。
【００７５】したがって、実施例（ｂ）〜（ｄ）におい
て、ステップ１の原料溶解時にＳｎを含有させ、かつβ
又はγ化焼鈍処理時に適切な温度制御を行ってβ、γ相
中にＳｎを適量含有させるようにすれば、冷間加工時の
冷間延性確保と、切削、研磨加工時の切削、研磨性確保
と、耐食性確保との全てを満たすことが可能になるので
ある。
て、ステップ１の原料溶解時にＳｎを含有させ、かつβ
又はγ化焼鈍処理時に適切な温度制御を行ってβ、γ相
中にＳｎを適量含有させるようにすれば、冷間加工時の
冷間延性確保と、切削、研磨加工時の切削、研磨性確保
と、耐食性確保との全てを満たすことが可能になるので
ある。
【００７６】ここで、実施例（ｃ）を例にとって、ステ
ップ１での原料組成、ステップ７の冷間引き抜き前の結
晶構造、ステップ１３の切削、研磨工程前の結晶構造、
物性値について図１１に示す。尚、ステップ１０のβ化
焼鈍時には、同時に結晶粒径微細化処理も行ったものと
する。
ップ１での原料組成、ステップ７の冷間引き抜き前の結
晶構造、ステップ１３の切削、研磨工程前の結晶構造、
物性値について図１１に示す。尚、ステップ１０のβ化
焼鈍時には、同時に結晶粒径微細化処理も行ったものと
する。
【００７７】まず原料組成を見てみると、比較例１の見
掛け上のＺｎ含有量が３５ｗｔ％であるのに対して、実
施例１〜４は何れも見掛け上のＺｎ含有量が上回ってい
る。ここで、見掛け上のＺｎ含有量が大きすぎると冷間
加工時にα相比率を大きくするのが難しく、かつα化焼
鈍時に冷間延性を阻害するγ相が析出しやすくなる。一
方、見掛け上のＺｎ含有量が小さすぎると冷間加工後に
β相比率を大きくするのが難しいため、見掛け上のＺｎ
含有量３３．５〜４３．５ｗｔ％の範囲が好適である。
掛け上のＺｎ含有量が３５ｗｔ％であるのに対して、実
施例１〜４は何れも見掛け上のＺｎ含有量が上回ってい
る。ここで、見掛け上のＺｎ含有量が大きすぎると冷間
加工時にα相比率を大きくするのが難しく、かつα化焼
鈍時に冷間延性を阻害するγ相が析出しやすくなる。一
方、見掛け上のＺｎ含有量が小さすぎると冷間加工後に
β相比率を大きくするのが難しいため、見掛け上のＺｎ
含有量３３．５〜４３．５ｗｔ％の範囲が好適である。
【００７８】次にＰｂ含有量については、多すぎると冷
間延性が低下するために実施例１〜４では０．０７ｗｔ
％以下としたが、これは比較例１も同様である。
間延性が低下するために実施例１〜４では０．０７ｗｔ
％以下としたが、これは比較例１も同様である。
【００７９】続いて、Ｓｎ含有量については、比較例１
が含有していないのに対して、実施例１〜４は０．５〜
２．０ｗｔ％含有している。これは、先述したようにβ
相中のＳｎ濃度確保による耐食性向上のためであるが、
Ｓｎ含有量が多すぎると冷間加工中にγ相が出やすくな
って冷間延性を阻害するため、この範囲としている。
が含有していないのに対して、実施例１〜４は０．５〜
２．０ｗｔ％含有している。これは、先述したようにβ
相中のＳｎ濃度確保による耐食性向上のためであるが、
Ｓｎ含有量が多すぎると冷間加工中にγ相が出やすくな
って冷間延性を阻害するため、この範囲としている。
【００８０】次に冷間引き抜き前の結晶構造を見てみる
と、実施例１〜４は比較例１に対して、α相面積比率が
低く、結晶粒径も小さい値を示している。しかしなが
ら、α相の面積比率が９０％以上あれば、２０％以上の
伸び（冷間延性を示す）が確保でき、冷間引き抜きに実
質的に支障はないため、実施例１〜４についても何ら問
題はない。尚、α相の面積比率が９５％以上になると、
３５％以上の伸びが確保されて比較例１と同等になる。
と、実施例１〜４は比較例１に対して、α相面積比率が
低く、結晶粒径も小さい値を示している。しかしなが
ら、α相の面積比率が９０％以上あれば、２０％以上の
伸び（冷間延性を示す）が確保でき、冷間引き抜きに実
質的に支障はないため、実施例１〜４についても何ら問
題はない。尚、α相の面積比率が９５％以上になると、
３５％以上の伸びが確保されて比較例１と同等になる。
【００８１】最後に切削、研磨工程前の結晶構造、物性
値を見てみると、実施例１〜４は比較例１に対して、β
相面積比率が高く、平均結晶粒径が小さく、α、β相中
のＳｎ濃度が高く、研摩性、切削性、耐食性について良
好な特性を示している。これらの因果関係については、
先述した通り、研摩性にはβ相面積比率の大きさ、平均
結晶粒径の小ささが寄与し、切削性にはβ相面積比率の
大きさが寄与し、耐食性には平均結晶粒径の小ささ、
α、β相中のＳｎ濃度の大きさが寄与しているのであ
る。尚、平均結晶粒径の小ささは強度向上、曲げ加工後
の肌荒れ抑制にも寄与している。
値を見てみると、実施例１〜４は比較例１に対して、β
相面積比率が高く、平均結晶粒径が小さく、α、β相中
のＳｎ濃度が高く、研摩性、切削性、耐食性について良
好な特性を示している。これらの因果関係については、
先述した通り、研摩性にはβ相面積比率の大きさ、平均
結晶粒径の小ささが寄与し、切削性にはβ相面積比率の
大きさが寄与し、耐食性には平均結晶粒径の小ささ、
α、β相中のＳｎ濃度の大きさが寄与しているのであ
る。尚、平均結晶粒径の小ささは強度向上、曲げ加工後
の肌荒れ抑制にも寄与している。
【００８２】ここで、研摩性については、１．同じ条件
で研磨を行った場合、従来材に比べて研磨後の表面粗さ
が小さいこと、２．同じ条件で研磨を行った場合、従来
材に比べて研磨量が多いこと、３．同じ条件で研磨を行
った場合、従来材に比べて外観に不備が無く、メッキの
のりが良いこと、の観点から総合的に評価を行い、比較
材以下の評価のものを劣（×）、比較材より評価が高い
ものを良（○）とした。
で研磨を行った場合、従来材に比べて研磨後の表面粗さ
が小さいこと、２．同じ条件で研磨を行った場合、従来
材に比べて研磨量が多いこと、３．同じ条件で研磨を行
った場合、従来材に比べて外観に不備が無く、メッキの
のりが良いこと、の観点から総合的に評価を行い、比較
材以下の評価のものを劣（×）、比較材より評価が高い
ものを良（○）とした。
【００８３】切削性については、後述するような切削試
験を行った結果、快削黄銅棒（ＪＩＳ Ｃ−３６０４）
を基準とした切削抵抗指数が５０未満を劣（×）、５０
以上を良（○）とした。切削試験では、図１２に示すよ
うに、旋盤で丸棒状の試料１の周面を１００〔ｍ／ｍｉ
ｎ〕と４００〔ｍ／ｍｉｎ〕の２つの異なる速度で切削
しつつ、主分力Ｆｖを測定した。各実施例の切削抵抗指
数は、各実施例の主分力に対する切削性が最も良いとい
われる快削黄銅棒の主分力の百分率である。（切削速度
毎の切削抵抗指数を平均した。）
験を行った結果、快削黄銅棒（ＪＩＳ Ｃ−３６０４）
を基準とした切削抵抗指数が５０未満を劣（×）、５０
以上を良（○）とした。切削試験では、図１２に示すよ
うに、旋盤で丸棒状の試料１の周面を１００〔ｍ／ｍｉ
ｎ〕と４００〔ｍ／ｍｉｎ〕の２つの異なる速度で切削
しつつ、主分力Ｆｖを測定した。各実施例の切削抵抗指
数は、各実施例の主分力に対する切削性が最も良いとい
われる快削黄銅棒の主分力の百分率である。（切削速度
毎の切削抵抗指数を平均した。）
【００８４】耐食性については、日本伸銅協会技術標準
（ＪＢＭＡ Ｔ−３０３）による脱亜鉛腐食試験を行な
い、ＪＢＭＡ Ｔ−３０３に示されている判定基準に従
って評価を行った。すなわち、脱亜鉛浸透深さ方向が加
工方向と平行な場合には最大脱亜鉛浸透深さが１００μ
ｍ以下を良（○）、また脱亜鉛浸透深さ方向が加工方向
と直角な場合には最大脱亜鉛浸透深さが７０μｍ以下を
良（○）とし、これらの基準に満たないものを劣（×）
とした。
（ＪＢＭＡ Ｔ−３０３）による脱亜鉛腐食試験を行な
い、ＪＢＭＡ Ｔ−３０３に示されている判定基準に従
って評価を行った。すなわち、脱亜鉛浸透深さ方向が加
工方向と平行な場合には最大脱亜鉛浸透深さが１００μ
ｍ以下を良（○）、また脱亜鉛浸透深さ方向が加工方向
と直角な場合には最大脱亜鉛浸透深さが７０μｍ以下を
良（○）とし、これらの基準に満たないものを劣（×）
とした。
【００８５】β相の面積比率は切削性、研摩性確保のた
めには最低５％程度が必要であり、耐食性の確保のため
には、３０％以下、好ましくは２０％以下で、かつβ相
中のＳｎ濃度が１．５ｗｔ％以上を満たせばよい。ま
た、平均結晶粒径は５０μｍ、好ましくは２５μｍ以下
を満たせばよい。
めには最低５％程度が必要であり、耐食性の確保のため
には、３０％以下、好ましくは２０％以下で、かつβ相
中のＳｎ濃度が１．５ｗｔ％以上を満たせばよい。ま
た、平均結晶粒径は５０μｍ、好ましくは２５μｍ以下
を満たせばよい。
【００８６】また、β相比率を増加させる代わりにγ相
比率を増加させる変形例では、γ相の面積比率を１％以
上含有することにより、図１１の実施例１〜４と同等の
研摩性、切削性を得ることができる。尚、γ相は脆い性
質があるため、面積比率は３０％以下、平均結晶粒径
（短径）を８μｍ以下、好ましくは５μｍ以下にするこ
とが望ましい。
比率を増加させる変形例では、γ相の面積比率を１％以
上含有することにより、図１１の実施例１〜４と同等の
研摩性、切削性を得ることができる。尚、γ相は脆い性
質があるため、面積比率は３０％以下、平均結晶粒径
（短径）を８μｍ以下、好ましくは５μｍ以下にするこ
とが望ましい。
【００８７】さらに、γ相中のＳｎ濃度を８ｗｔ％以上
にし、β相を取り囲むようにすることにより、図１１の
実施例１〜４と同等の耐食性を得ることができる。
にし、β相を取り囲むようにすることにより、図１１の
実施例１〜４と同等の耐食性を得ることができる。
【００８８】以上示した図１１は、実施例（ｃ）を例に
とったものであったが、実施例（ｃ）、（ｅ）に係る他
の実施形態を示したのが図１３である。
とったものであったが、実施例（ｃ）、（ｅ）に係る他
の実施形態を示したのが図１３である。
【００８９】図１３中、実施例５〜７、９、１０、１２
は、実施例（ｃ）に係るβ化焼鈍を施したものであり、
実施例８、１１は、実施例（ｅ）に係るγ化焼鈍を施し
たものである。
は、実施例（ｃ）に係るβ化焼鈍を施したものであり、
実施例８、１１は、実施例（ｅ）に係るγ化焼鈍を施し
たものである。
【００９０】また、各種物性値は以下のように評価し
た。
た。
【００９１】＊１；研磨性：研磨後の表面粗さ、研磨
量、鍍金後の外観で評価した。
量、鍍金後の外観で評価した。
【００９２】＊２；切削性：快削黄銅棒（ＪＩＳ Ｃ３
６０４）を基準とした切削抵抗指数が５０未満を×、５
０以上を○とした。
６０４）を基準とした切削抵抗指数が５０未満を×、５
０以上を○とした。
【００９３】＊３；耐食性：日本伸銅協会技術標準（Ｊ
ＢＭＡ Ｔ−３０３）による脱亜鉛腐食試験で最大脱亜
鉛深さが加工方向と直角な場合で７０μｍ以下を○と
し、７０μｍを越えるものを×とした。
ＢＭＡ Ｔ−３０３）による脱亜鉛腐食試験で最大脱亜
鉛深さが加工方向と直角な場合で７０μｍ以下を○と
し、７０μｍを越えるものを×とした。
【００９４】＊４；曲げ性：Ｒ２５の曲げ加工後の表面
割れの有無、肌荒れ状態により評価した。
割れの有無、肌荒れ状態により評価した。
【００９５】＊５；耐ＳＣＣ性：３ｖｏｌ％ＮＨ３ｖａ
ｐ中で、耐力比５０％の荷重をかけたときの破断時間よ
り評価した。
ｐ中で、耐力比５０％の荷重をかけたときの破断時間よ
り評価した。
【００９６】＊６；強度：引張試験においてσ０．２が
１４０Ｎ／ｍｍ２以上を○とし、１４０Ｎ／ｍｍ２未満
を×とした。
１４０Ｎ／ｍｍ２以上を○とし、１４０Ｎ／ｍｍ２未満
を×とした。
【００９７】＊７；伸び：引張試験において伸びが３０
％以上を○とし、３０％未満を×とした。
％以上を○とし、３０％未満を×とした。
【００９８】＊８；硬度：ビッカース硬度でＨｖ８５以
上を○とし、Ｈｖ８５未満を×とした。
上を○とし、Ｈｖ８５未満を×とした。
【００９９】＊９；エロージョン腐食：腐食性溶液を用
いた通水試験を行い、試験後の断面組織観察により評価
した。
いた通水試験を行い、試験後の断面組織観察により評価
した。
【０１００】図１３からわかるように、他の物性値は若
干ばらつきがあるものの、研磨性、切削性、、曲げ性に
ついては、実施例５〜１２全てが比較例１を上回った。
干ばらつきがあるものの、研磨性、切削性、、曲げ性に
ついては、実施例５〜１２全てが比較例１を上回った。
【０１０１】次に、実施例８を例にとり、研磨性を定量
的に評価したものを示す。
的に評価したものを示す。
【０１０２】図１４は、試料用自動研磨装置（ビューラ
ーＥＣＯＭＥＴ ＩＶ）により同条件下で研磨した時の
表面の仕上がり速さで評価した。
ーＥＣＯＭＥＴ ＩＶ）により同条件下で研磨した時の
表面の仕上がり速さで評価した。
【０１０３】＜＃６００研磨＞ 研磨盤回転数１５０ｒ
ｐｍ、試料押付け圧力６．９ＫＰａ、研磨紙＃６００、
試料初期表面＃８０仕上げ
ｐｍ、試料押付け圧力６．９ＫＰａ、研磨紙＃６００、
試料初期表面＃８０仕上げ
【０１０４】＜バフ研磨＞ 研磨盤回転数２００ｒｐ
ｍ、試料押付け圧力６．９ＫＰａ、研磨粉Ａｌ２Ｏ３；
０．３μｍ、試料初期表面＃６００仕上げ
ｍ、試料押付け圧力６．９ＫＰａ、研磨粉Ａｌ２Ｏ３；
０．３μｍ、試料初期表面＃６００仕上げ
【０１０５】図１４からわかるように、何れも研磨にお
いても、実施例８は比較例１の半分の時間で研磨が仕上
がった。
いても、実施例８は比較例１の半分の時間で研磨が仕上
がった。
【０１０６】続いて、実施例７、８を例にとり、曲げ加
工後のストレート部、曲げ加工部の耐食性評価結果を図
１５に示す。
工後のストレート部、曲げ加工部の耐食性評価結果を図
１５に示す。
【０１０７】図１５からわかるように、ストレート部、
曲げ加工部共に、実施例７、８の方が比較例１、２より
も優れている。
曲げ加工部共に、実施例７、８の方が比較例１、２より
も優れている。
【０１０８】以上説明してきたのと別の実施形態とし
て、前述したβ化焼鈍処理やγ化焼鈍処理を用いずと
も、冷間加工時の冷間延性確保と、切削、研磨加工時の
切削、研磨性確保との両立を果たす方法がある。それ
は、平均結晶粒径８μｍ以下、好ましくは５μｍ以下の
球状のγ相を、３〜３０％以上の面積比率で析出させる
方法であり、これによって冷間加工時には、球状γ相は
破壊されにくいため冷間延性に支障を来さず、切削、研
磨加工時には、γ相と他の結晶相の粒界の硬度差によっ
て切削、研磨性を確保するのである。
て、前述したβ化焼鈍処理やγ化焼鈍処理を用いずと
も、冷間加工時の冷間延性確保と、切削、研磨加工時の
切削、研磨性確保との両立を果たす方法がある。それ
は、平均結晶粒径８μｍ以下、好ましくは５μｍ以下の
球状のγ相を、３〜３０％以上の面積比率で析出させる
方法であり、これによって冷間加工時には、球状γ相は
破壊されにくいため冷間延性に支障を来さず、切削、研
磨加工時には、γ相と他の結晶相の粒界の硬度差によっ
て切削、研磨性を確保するのである。
【図１】従来の黄銅管材の製造工程フローと、本発明に
おける実施形態の黄銅管材の製造工程フロー
おける実施形態の黄銅管材の製造工程フロー
【図２】同実施形態における黄銅管材製造工程フローの
変形例
変形例
【図３】同実施形態における黄銅管材製造工程フローの
さらなる変形例
さらなる変形例
【図４】同実施形態におけるα化焼鈍処理を示す温度制
御図
御図
【図５】同実施形態におけるα化焼鈍処理の他の例を示
す温度制御図
す温度制御図
【図６】同実施形態におけるβ化焼鈍処理（高温域の
例）を示す温度制御図
例）を示す温度制御図
【図７】同実施形態におけるβ化焼鈍処理（高温域の
例）の他の例を示す温度制御図
例）の他の例を示す温度制御図
【図８】同実施形態におけるβ化焼鈍処理（低温域の
例）を示す温度制御図
例）を示す温度制御図
【図９】同実施形態におけるβ化焼鈍処理（低温域の
例）の他の例を示す温度制御図
例）の他の例を示す温度制御図
【図１０】同実施形態におけるγ化焼鈍処理を示す温度
制御図
制御図
【図１１】同実施形態における原料組成、結晶構造、物
性値の一覧表
性値の一覧表
【図１２】同実施形態における切削試験の説明図
【図１３】同実施形態における原料組成、結晶構造、物
性値の一覧表の他の例
性値の一覧表の他の例
【図１４】同実施形態における研磨性評価結果
【図１５】同実施形態における曲げ加工後の耐食性評価
結果
結果
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８５ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６８５Ｚ ６８６ ６８６Ａ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ａ ６９４ ６９４Ａ
Claims (47)
- 【請求項１】 押し出し又は圧延後に、α相以外の結晶
相の面積比率を増加させる熱処理工程を有してなる黄銅
材の製造方法。 - 【請求項２】 前記熱処理工程は、β相の面積比率を増
加させるものである請求項１記載の黄銅材の製造方法。 - 【請求項３】 原料組成として、見掛け上のＺｎ含有量
が３３．５〜４３ｗｔ％である請求項１又は２記載の黄
銅材の製造方法。 - 【請求項４】 前記熱処理工程は、見掛け上のＺｎ含有
量が３３．５〜４３ｗｔ％の場合は、５５０〜８００
℃、見掛け上のＺｎ含有量が３８．５〜４３ｗｔ％の場
合は、５５０〜８００℃又は４００〜５００℃の温度域
に加熱するものである請求項３記載の黄銅材の製造方
法。 - 【請求項５】 前記熱処理工程は、加熱によりβ相の面
積比率を増大させた後、急速冷却することによって所望
のβ相の面積比率を得てなる請求項２〜４の何れか記載
の黄銅材の製造方法。 - 【請求項６】 加熱する温度域が５５０〜８００℃の場
合は、４００℃までの冷却速度が５℃／ｓｅｃ以上、加
熱する温度域が４００〜５００℃の場合は、４００℃ま
での冷却速度が１℃／ｓｅｃ以上となるように急冷して
なる請求項５記載の黄銅材の製造方法。 - 【請求項７】 前記熱処理工程後に、β相の面積比率が
５％以上である請求項２〜６の何れか記載の黄銅材の製
造方法。 - 【請求項８】 前記熱処理工程は、γ相の面積比率を増
加させるものである請求項１記載の黄銅材の製造方法。 - 【請求項９】 原料組成として、見掛け上のＺｎ含有量
が３３．５〜４３ｗｔ％、Ｓｎ含有量が０．５〜１．３
ｗｔ％である請求項１又は８記載の黄銅材の製造方法。 - 【請求項１０】 原料組成として、見掛け上のＺｎ含有
量が３３．５〜４３ｗｔ％、Ｓｎ含有量が１．３〜２．
０ｗｔ％である請求項１又は８記載の黄銅材の製造方
法。 - 【請求項１１】 前記熱処理工程は、見掛け上のＺｎ含
有量が３３．５〜４３ｗｔ％、Ｓｎ含有量が０．５〜
２．０ｗｔ％の場合、４００〜５００℃の温度域に加熱
するものである請求項８〜１１の何れか記載の黄銅材の
製造方法。 - 【請求項１２】 前記熱処理工程後に、γ相の面積比率
が１％以上である請求項８〜１１の何れか記載の黄銅材
の製造方法。 - 【請求項１３】 前記熱処理工程前に、冷間加工を行っ
てなる請求項１〜１２の何れか記載の黄銅材の製造方
法。 - 【請求項１４】 前記熱処理工程中又は前記熱処理工程
より前の工程中に、結晶粒径微細化処理を行う請求項１
〜１３の何れか記載の黄銅材の製造方法。 - 【請求項１５】 前記結晶粒径微細化処理は、冷間加工
にて導入された転位を加熱により再結晶させることによ
り行われる請求項１４記載の黄銅材の製造方法。 - 【請求項１６】 前記冷間加工は、断面減少率２０％以
上で行われる請求項１５記載の黄銅材の製造方法。 - 【請求項１７】 前記結晶粒径微細化処理後に、平均結
晶粒径を５０μｍ以下にしてなる請求項１４〜１６の何
れか記載の黄銅材の製造方法。 - 【請求項１８】 前記熱処理工程後に、日本工業規格Ｊ
ＩＳ Ｃ−３６０４に従う快削黄銅棒を基準とした切削
抵抗指数が５０以上である請求項１〜１７の何れか記載
の黄銅材の製造方法。 - 【請求項１９】 原料組成としてＳｎを有することによ
り、前記熱処理工程後に、日本伸銅協会技術標準ＪＢＭ
Ａ Ｔ−３０３に従う脱亜鉛腐食試験を行なったとき、
最大脱亜鉛浸透深さ方向が加工方向と平行な場合には最
大脱亜鉛深さ１００μｍ以下である、又は、最大脱亜鉛
浸透深さ方向が加工方向と直角な場合には最大脱亜鉛深
さ７０μｍ以下であることを満たす請求項１〜１８の何
れか記載の黄銅材の製造方法。 - 【請求項２０】 管材を製造してなる請求項１〜１９の
何れか記載の黄銅材の製造方法。 - 【請求項２１】 前記管材は、鋳造及び鋳造後押し出し
により成形したものである請求項２０記載の黄銅材の製
造方法。 - 【請求項２２】 前記管材は、板材を曲げ加工した後、
その端部を接合して成形したものである請求項２０記載
の黄銅材の製造方法。 - 【請求項２３】 前記熱処理工程後に、研磨装置がビュ
ーラーＥＣＯＭＥＴＩＶ、研磨盤回転数が２００ｒｐ
ｍ、試料押付け圧力が６．９ＫＰａ、研磨紙がＳｉＣ＃
６００の条件で＃８０のキズを表面研磨した場合、日本
工業規格ＪＩＳＣ−２７００に従う黄銅管材に比較し
て、１／２の時間で研磨が仕上がる請求項２０〜２２の
何れか記載の黄銅材の製造方法。 - 【請求項２４】 前記熱処理工程後に、研磨装置がビュ
ーラーＥＣＯＭＥＴＩＶ、研磨盤回転数が１５０ｒｐ
ｍ、試料押付け圧力が６．９ＫＰａ、研磨粉がＡｌ２Ｏ
３の条件で＃６００のキズを表面研磨した場合、日本工
業規格ＪＩＳＣ−２７００に従う黄銅管材に比較して、
１／２の時間で研磨が仕上がる請求項２０〜２３の何れ
か記載の黄銅材の製造方法。 - 【請求項２５】 前記管材は、原料組成としてＳｎを有
し、曲げ加工を行われたものであって、この曲げ加工さ
れた部分は、前記熱処理工程後に、日本伸銅協会技術標
準ＪＢＭＡ Ｔ−３０３に従う脱亜鉛腐食試験を行なっ
たとき、最大脱亜鉛深さ７０μｍ以下を満たしてなる請
求項２０〜２４の何れか記載の黄銅材の製造方法。 - 【請求項２６】 冷間加工後に、結晶粒径微細化工程を
有する黄銅材の製造方法。 - 【請求項２７】 結晶粒径微細化工程を有する黄銅管材
の製造方法。 - 【請求項２８】 冷間加工を経て製造される黄銅材であ
って、α相からなる第１相と、この第１相とは異なる第
２相を有するとともに、前記第１相の面積比率が９９％
以下である黄銅材。 - 【請求項２９】 β相の面積比率が５％以上である請求
項２８記載の黄銅材。 - 【請求項３０】 β相の面積比率が４０％以下である請
求項２９記載の黄銅材。 - 【請求項３１】 前記β相中のＳｎ濃度が１．５ｗｔ％
以上であることを特徴とする請求項３０記載の黄銅材。 - 【請求項３２】 平均結晶粒径が５０μｍ以下であるこ
とを特徴とする請求項２８〜３１記載の黄銅材。 - 【請求項３３】 γ相の面積比率が１％以上である請求
項２８記載の黄銅材。 - 【請求項３４】 前記γ相の面積比率が３０％以下であ
る請求項３３記載の黄銅材。 - 【請求項３５】 前記γ相の平均結晶粒径（短軸）が８
μｍ以下である請求項３３又は３４記載の黄銅材。 - 【請求項３６】 前記γ相中のＳｎ濃度が８ｗｔ％以上
である請求項３３〜３５の何れか記載の黄銅材。 - 【請求項３７】 β相を含有し、かつγ相がβ相を取り
囲んでいる請求項３６記載の黄銅材。 - 【請求項３８】 管材である請求項２８〜３７の何れか
記載の黄銅材。 - 【請求項３９】 γ相の面積比率が１％以上である黄銅
管材。 - 【請求項４０】 α相からなる第１相と、この第１相と
は異なる第２相を有するとともに、前記第１相の面積比
率が９９％以下であり、前記第２相の平均結晶粒径（短
軸）が８μｍ以下である黄銅管材。 - 【請求項４１】 α相からなる第１相と、この第１相と
は異なる第２相を有するとともに、前記第１相の面積比
率が９５％以下であり、平均結晶粒径が５０μｍ以下で
ある黄銅管材。 - 【請求項４２】 平均結晶粒径が２５μｍ以下である黄
銅管材。 - 【請求項４３】 日本工業規格ＪＩＳ Ｃ−３６０４に
従う快削黄銅棒を基準とした切削抵抗指数が５０以上で
あることを満たす黄銅管材。 - 【請求項４４】 研磨装置がビューラーＥＣＯＭＥＴ
ＩＶ、研磨盤回転数が２００ｒｐｍ、試料押付け圧力が
６．９ＫＰａ、研磨紙がＳｉＣ＃６００の条件で＃８０
のキズを表面研磨した場合、日本工業規格ＪＩＳ Ｃ−
２７００に従う黄銅管材に比較して、１／２の時間で研
磨が仕上がる黄銅管材。 - 【請求項４５】 研磨装置がビューラーＥＣＯＭＥＴ
ＩＶ、研磨盤回転数が１５０ｒｐｍ、試料押付け圧力が
６．９ＫＰａ、研磨粉がＡｌ２Ｏ３の条件で＃６００の
キズを表面研磨した場合、日本工業規格ＪＩＳ Ｃ−２
７００に従う黄銅管材に比較して、１／２の時間で研磨
が仕上がる請求項２０〜２３の何れか記載の黄銅材の製
造方法。 - 【請求項４６】 見掛け上のＺｎ含有量が３３．５〜４
３．０ｗｔ％、Ｓｎ含有量が０．５〜１．３ｗｔ％であ
る黄銅管材。 - 【請求項４７】 見掛け上のＺｎ含有量が３３．５〜４
３．０ｗｔ％、Ｓｎ含有量が１．３〜２ｗｔ％である黄
銅管材。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10296136A JPH11189856A (ja) | 1997-10-24 | 1998-10-02 | 黄銅材、黄銅管材及びそれらの製造方法 |
| AU96464/98A AU9646498A (en) | 1997-10-24 | 1998-10-22 | Brass material, brass tube and their production method |
| JP2000518125A JP4200657B2 (ja) | 1997-10-24 | 1998-10-22 | 黄銅管材の製造方法 |
| EP98950344A EP1035227A4 (en) | 1997-10-24 | 1998-10-22 | BRASS MATERIAL, BRASS PIPE AND THEIR PRODUCTION |
| PCT/JP1998/004786 WO1999022039A1 (fr) | 1997-10-24 | 1998-10-22 | Matiere de laiton, tuyau en laiton et leur procede de production |
| TW087117519A TW473552B (en) | 1997-10-24 | 1998-10-22 | Brass material, brass tube and their production method |
| US09/529,590 US6464810B1 (en) | 1997-10-24 | 1998-10-22 | Brass material, brass tube and their production method |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9-309977 | 1997-10-24 | ||
| JP30997797 | 1997-10-24 | ||
| JP10296136A JPH11189856A (ja) | 1997-10-24 | 1998-10-02 | 黄銅材、黄銅管材及びそれらの製造方法 |
Publications (1)
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