JPWO2005093108A1

JPWO2005093108A1 - 黄銅材

Info

Publication number: JPWO2005093108A1
Application number: JP2006511454A
Authority: JP
Inventors: 美治上坂; 正典奥山
Original assignee: San Etsu Metals Co Ltd
Current assignee: San Etsu Metals Co Ltd
Priority date: 2004-03-29
Filing date: 2005-03-22
Publication date: 2008-02-14
Anticipated expiration: 2025-03-22
Also published as: CN1906317A; JP3966896B2; WO2005093108A1; CN100424207C; KR20060128856A; KR101040909B1; HK1096433A1; EP1790742A1; US20070039667A1; EP1790742A4; US8303737B2; EP1790742B1

Abstract

鍛造性及び耐脱亜鉛腐食性に優れる鉛レスの黄銅材の提供を目的とする。Ｃｕ：６１．０〜６３．０ｗｔ％、Ｂｉ：０．５〜２．５ｗｔ％、Ｓｎ：１．５〜３．０ｗｔ％、Ｓｂ：０．０２〜０．１０ｗｔ％、Ｐ：０．０４〜０．１５ｗｔ％、および残部が実質的にＺｎである黄銅材とした。これにより、鉛レス快削合金とし、鍛造用に適用するのが優れ、機械的性質の高い、特に、鍛造後に実質的な熱処理をしなくても耐脱亜鉛腐食性を得ることができる黄銅材となった。

Description

本発明は押出し又は抽伸された黄銅材に関し、特に鍛造性及び耐脱亜鉛腐食性に優れ、機械的特性及び快削性に優れた鍛造用の黄銅材に係る。

黄銅材において、熱間加工時に延性の高いβ相を一定以上確保しないと熱間鍛造性が悪くなる。
その一方で、鍛造後の金属組織の中にα相の他にβ相が出現すると、β相を起点にして脱亜鉛腐食が発生しやすいことが知られている。
黄銅材においては、Ｃｕ成分が６３％を越えるとα相単相に抑えやすいが、熱間抵抗が大きく、熱間鍛造用に適用出来ない。
また、引張り強度等の機械的特性が低下する。
そこで、Ｃｕ成分を６１％程度に下げて鍛造後に熱処理を施し、β相を消失させることも知られている。

特開２０００−１６９９１９号公報には、鉛レス黄銅材とし、耐脱亜鉛腐食性と強度等を両立させるためにＣｕ成分を６０．５〜６３．５ｗｔ％におさえつつ、Ｎｉ、Ｓｎ成分を添加した黄銅材が開示されている。
しかし、この開示技術においては鍛造性が不充分であり、耐食性を確保するためには熱処理あるいは焼鈍を施さなければならなかった。

特開２００３−２４７０３５号公報には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ−Ｓｉ系の耐脱亜鉛腐食性黄銅材が開示されているが、熱間鍛造性が不充分であった。

特開２０００−１６９９１９号公報特開２００３−２４７０３５号公報

本発明は上記のような技術的背景に基づいて、鍛造性に優れ鍛造後に熱処理をしなくても、耐脱亜鉛腐食性に優れる鉛レスの黄銅材の提供を目的とする。

本発明は上記目的を達成するために、Ｃｕ：６１．０〜６３．０ｗｔ％、Ｂｉ：０．５〜２．５ｗｔ％、Ｓｎ：１．５〜３．０ｗｔ％、Ｓｂ：０．０２〜０．１０ｗｔ％、Ｐ：０．０４〜０．１５ｗｔ％、および残部が実質的にＺｎである黄銅材とした。
また、Ｃｕ：６１．０〜６３．０ｗｔ％、Ｂｉ：０．５〜２．５ｗｔ％、Ｓｎ：１．５〜３．０ｗｔ％、Ｓｂ：０．０２〜０．１０ｗｔ％、Ｐ：０．０４〜０．１５ｗｔ％、の他にＳｉ：０．０５〜０．３０ｗｔ％を添加し、残部が実質的にＺｎであっても良い。

Ｃｕ成分が６３．０ｗｔ％を超えると、熱間加工時でのβ相の割合が少なく熱間抵抗が大きくなり熱間鍛造用の黄銅材には不適となり、６１．０ｗｔ％未満では耐脱亜鉛腐食特性が劣る。
従って、Ｃｕ成分は６１．０〜６３．０ｗｔ％の範囲が好ましい。

Ｂｉ成分添加の主目的は、鉛レス合金としての快削性を確保するためである。
Ｂｉは、ＣｕやＺｎとほとんど合金化せず、金属組織内に分散することで快削性が向上する。
しかし、ＢｉはＰｂ以上に融点が低く、黄銅材の熱間加工中に溶融状態になり結晶粒界に移動して熱間割れを期たす恐れがある。
Ｐｂの代替として快削性を確保するには、Ｂｉ成分が０．５ｗｔ％以上が必要で、好ましくは１．０ｗｔ％以上である。
本発明にて、特徴的なのは、従来のＰｂ含有黄銅材の場合に、六四黄銅材（Ｃｕ：Ｚｎ＝６０：４０）ベースとした場合にＰｂのＺｎ等量は概ね１として換算して、強度、耐脱亜鉛特性等の合金設計をしていたが、ＢｉのＺｎ等量はほぼゼロに近いことが明らかになった点である。
また、従来のＰｂ含有黄銅材においては、Ｐｂ成分が、１．０〜２．０ｗｔ％添加されているのが一般的であったのに対して本発明においては、Ｂｉ成分が０．５ｗｔ％以上で良好な快削性を得ることができ、しかもＢｉ成分を０．５〜２．５ｗｔ％の範囲では鍛造性と、鍛造後に実質的な熱処理を施さなくても耐脱亜鉛特性が両立する（後述するＳｎ成分との配合による）。
特に、Ｂｉ成分０．５〜１．５ｗｔ％の範囲では優れた鍛造性を得ることができるだけでなく、伸び及び引っ張り強度等の機械的特性も向上することが明らかになった。
一方、Ｂｉ成分を多くすると切削加工時の切屑分断性と刃具潤滑性が向上するが、先に述べたように結晶粒界に移動する量も多くなるので２．５ｗｔ％以下がよい。

Ｓｎ成分を１．５〜３．０ｗｔ％の範囲にて添加すると熱間鍛造性が改善されるとともに、引張り強度等の機械的特性が向上する。
特にＳｎは熱間鍛造時にＢｉの結晶粒界への移動を抑える効果がある。
しかし、Ｓｎ成分が１．５ｗｔ％未満では添加効果が低く、３．０ｗｔ％を超えると硬く脆くなってしまう。
Ｓｎ成分は、添加量を多くすると材料が脆くなる傾向があるので、Ｂｉ成分を２．０ｗｔ％を超えて設定する場合には、２．０ｗｔ％以下に抑えるのが好ましいが、Ｂｉ成分２．０ｗｔ％以下に設定した場合には、Ｓｎ成分を３．０ｗｔ％まで添加することができ、さらに、耐脱亜鉛腐食特性を向上できる。

本発明においては、Ｓｉを添加することでも鍛造性が向上する。
従来、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｂｉ系黄銅材においては、Ｓｉ成分は脆化因子として排除されていた。
ところが、Ｓｉ成分を０．０５〜０．３０ｗｔ％の範囲に制御すると熱間鍛造等の熱間加工性に優れ、特に低温での熱間加工性に優れることが明らかになり、耐脱亜鉛腐食性も良好に維持することが明らかになった。
下限を０．０５ｗｔ％以上としたのは鍛造改善の向上が認められる限界であり、上限を０．３０ｗｔ％以下としたのは脆化を考慮したものである。

Ｓｂ成分はＳｎ及びＰとの相乗効果により脱亜鉛腐食を抑制する効果があり、０．０２ｗｔ％未満では添加効果が認められず、０．１０ｗｔ％を超えると脆くなるので、Ｓｂ成分は０．０２〜０．１０ｗｔ％の範囲がよい。
Ｐ成分も脱亜鉛腐食を抑制し、０．０４ｗｔ％未満では添加効果がなく、０．１５ｗｔ％を越えると結晶粒界に偏析し、延性が低下するので、Ｐ成分は０．０４〜０．１５ｗｔ％の範囲がよい。

本発明において、残部が実質的にＺｎであるとしたのは、Ｆｅ成分やＰｂ成分等の他の成分が不純物として許容される範囲を含み、また、本発明の趣旨、効果が得られる範囲で他の微量元素が含まれても良い。
本発明においては、Ｐｂ成分を含まなくても快削性に優れる。
従って、Ｐｂ成分を０．０１ｗｔ％以下に抑えることで環境負荷が少なくなる。

具体的な評価結果は後述するが、本発明においてはＢｉ成分を０．５〜２．５ｗｔ％添加することで鉛レス快削合金とし、Ｃｕ成分を６１．０〜６３．０ｗｔ％としてもＳｎ成分を１．５〜３．０ｗｔ％添加したことにより、この黄銅材を鍛造用に適用するのが優れ、熱間抵抗が比較的小さい。
特に、鍛造後に実質的な熱処理をしなくても耐脱亜鉛腐食性を得ることができる。

本発明に係る黄銅材の化学成分を比較例とともに示す。黄銅材の品質評価結果を示す。鍛造性（アプセット）試験評価例を示す。脱亜鉛腐食試験結果評価例を示す。

各種合金成分のビレットを鋳造し、その後、熱間押出しにて直径約３５ｍｍの黄銅材を得て成分分析した結果を図１の表に示す。

図２の表に材料の評価結果を示す。
（鍛造性）
直径約３５ｍｍの丸棒から長さ（高さ）３５ｍｍの試験片を切り出し、所定の温度で熱間プレス加圧変形させて熱間鍛造性を評価した。
熱間鍛造性の評価としては、下記に示すアプセット率を変化させて割れの発生状況を評価した。
アプセット率（％）＝［（３５−ｈ）／３５］×１００（ｈ：加圧変形後の高さ）
図２の表に示した結果は、鍛造温度約７５０℃でアプセット率を変化させて鍛造性を外観評価したもので、表中、○印はキレツ発生なし、△印はわずかにキレツ発生、×印はキレツ発生を示す。
なお、外観評価例を図３に示し、左側に表示したアプセット率に対して外観評価例を右側に示す。
材料ＮＯ．２，３，４を比較すると、Ｂｉ成分０．５〜２．５ｗｔ％の範囲では少ない方が伸びの値が高くなり、且つ、鍛造性に優れることが明らかになった。
材料ＮＯ．３，５を比較すると、Ｓｎ成分の添加により優れた鍛造性を維持しつつ、さらに強度を高くでき、後述するように、鍛造後に熱処理しなくても耐脱亜鉛腐食性が良い。
材料ＮＯ．６〜９に示すようにＳｉ成分を添加しても鍛造性の改善効果があり、測定データの表示を省略するが、鍛造温度８００℃では、針状組織が生じ割れる場合があったが、適正温度であるそれより低い７５０℃で割れが発生しなかった。

（脱亜鉛腐食試験）
脱亜鉛腐食試験は、国際標準規格ＩＳＯ６５０９−１９８１に準じて実施した。
アプセット率６０〜９０％で鍛造したものから熱処理することなく試験片を切り出し、フェノール樹脂に埋め込み試験面を湿式研磨した。
なお、最終仕上面は５０００番の細かい研磨紙で仕上げた。
調整した直後の塩化銅（２価）１質量％水溶液を用いて７５℃、２４時間、試験面を露出させた。
その後、水洗、エタノール洗浄乾燥し、試験面と直角に切断し、光学顕微鏡を用いて脱亜鉛深さを測定した。
なお、測定方法として平均的な腐食部分の写真をとり、１ｍｍ間隔で７２箇所測定し、最大脱亜鉛深さと平均脱亜鉛深さを求めた。
その評価例を図４に示し、脱亜鉛した部分の深さを顕微鏡で測定した。
表１に示した材料ＮＯ．１〜９はいずれも鍛造成形後に熱処理をしなくても耐脱亜鉛腐食性が良かった。
比較例１はＣｕ成分が６３ｗｔ％を超えたＰｂ含有黄銅材の例で、図２の表に結果を示すように、鍛造性が悪かった。
比較例２は、Ｃｕ成分を６１〜６３ｗｔ％の範囲にしたＰｂ含有黄銅材の例であるが、それぞれ同じＣｕ成分範囲、Ｐ成分範囲、Ｓｎ成分範囲、Ｓｂ成分範囲を持つビスマス系の合金に比べ耐脱亜鉛腐食性が劣っていた。
なお、Ｐｂ成分量は、本発明におけるＢｉ成分量と同程度にしてみたもので、この結果からＢｉ成分のＺｎ等量はゼロに近く、Ｐｂが１に近いといわれるのと異なることが明らかになった。
比較例３は、Ｃｕ成分を６１ｗｔ％未満にしてみたもので、耐脱亜鉛腐食性が劣っていた。

本発明はＢｉ成分を添加することで鉛レス快削合金とし、鍛造用に適用するのが優れ、機械的性質の高い、特に、鍛造後に実質的な熱処理をしなくても耐脱亜鉛腐食性を得ることができる黄銅材なので、水回り製品等、各種製品の材料に適用でき、鉛レスの点で、環境負荷の低減に貢献できる。

本発明は上記目的を達成するために、Ｃｕ：６１．０〜６３．０ｗｔ％、Ｂｉ：０．５〜２．５ｗｔ％、Ｓｎ：１．５〜３．０ｗｔ％、Ｓｂ：０．０２〜０．１０ｗｔ％、Ｐ：０．０４〜０．１５ｗｔ％、および残部がＺｎおよび不純物である黄銅材とした。
また、Ｃｕ：６１．０〜６３．０ｗｔ％、Ｂｉ：０．５〜２．５ｗｔ％、Ｓｎ：１．５〜３．０ｗｔ％、Ｓｂ：０．０２〜０．１０ｗｔ％、Ｐ：０．０４〜０．１５ｗｔ％、の他にＳｉ：０．０５〜０．３０ｗｔ％を添加し、残部がＺｎおよび不純物であっても良い。

Claims

Ｃｕ：６１．０〜６３．０ｗｔ％、Ｂｉ：０．５〜２．５ｗｔ％、Ｓｎ：１．５〜３．０ｗｔ％、Ｓｂ：０．０２〜０．１０ｗｔ％、Ｐ：０．０４〜０．１５ｗｔ％、および残部が実質的にＺｎである、鍛造性及び耐脱亜鉛腐食性に優れたことを特徴とする黄銅材。
Ｃｕ：６１．０〜６３．０ｗｔ％、Ｂｉ：０．５〜２．５ｗｔ％、Ｓｎ：１．５〜３．０ｗｔ％、Ｓｂ：０．０２〜０．１０ｗｔ％、Ｐ：０．０４〜０．１５ｗｔ％、の他にＳｉ：０．０５〜０．３０ｗｔ％を添加し、残部が実質的にＺｎである、鍛造性及び耐脱亜鉛腐食性に優れたことを特徴とする黄銅材。
Ｐｂ成分を０．０１ｗｔ％以下に抑えたことを特徴とする請求の範囲１又は２記載の黄銅材。