JPWO2013002247A1 - 銀白色銅合金及び銀白色銅合金の製造方法 - Google Patents

Abstract

熱間加工性、冷間加工性、プレス性等の加工性及び機械的性質に優れ、且つ、変色しにくく、殺菌性・抗菌性、耐Ｎｉアレルギー性に優れた銀白色銅合金及びそのような銀白色銅合金の製造方法を提供する。銀白色銅合金は、５１．０〜５８．０mass％のＣｕと、９．０〜１２．５mass％のＮｉと、０．０００３〜０．０１０mass％のＣと、０．０００５〜０．０３０mass％のＰｂとを含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる組成であり、Ｃｕの含有量［Ｃｕ］mass％と、Ｎｉの含有量［Ｎｉ］mass％との間に、６５．５≰［Ｃｕ］＋１．２?［Ｎｉ］≰７０．０の関係を有する。金属組織は、α相のマトリックスに面積率で０〜０．９％のβ相が分散する。

Description

本発明は、銀白色銅合金及び銀白色銅合金の製造方法に関する。特に、強度が高く、熱間加工性、冷間加工性、プレス性等の加工性および機械的性質に優れ、且つ、変色しにくく、殺菌性・抗菌性、耐Ｎｉアレルギー性に優れた銀白色銅合金及びそのような銀白色銅合金の製造方法に関する。

従来より、Ｃｕ−Ｚｎ等の銅合金は、配管器材、建築資材、電気・電子機器、日用品、機械部品等の各種用途に使用されている。そして、手すり、ドアノブ等の装飾・建築用金具、洋食器、キー等の用途においては白色（銀白色）の色調であって、かつ、変色しにくいことが要求され、そのような要求に対処するために、銅合金製品にニッケル・クロムめっき等のめっき処理を施すことがある。
しかし、めっき製品は長期間の使用により表面のめっき層が剥離するという問題を有しており、また、銅合金のもつ殺菌性、抗菌性が損なわれる。そこで、光沢のある白色を呈するＣｕ−Ｎｉ−Ｚｎ合金が提案されている。

そのようなＣｕ−Ｎｉ−Ｚｎ合金として、例えば、ＪＩＳ Ｃ ７９４１には、Ｃｕ（６０．０〜６４．０mass％）、Ｎｉ（１６．５〜１９．５mass％）、Ｐｂ（０．８〜１．８mass％）、Ｚｎ（残部）等を含有する快削洋白が規定されている。また、特許文献１には、Ｃｕ（４１．０〜４４．０mass％）、Ｎｉ（１０．１〜１４．０mass％）、Ｐｂ（０．５〜３．０mass％）、Ｚｎ（残部）を含有する白色銅合金が開示されている。また、特許文献２にはＣｕ（４０．０〜４５．０mass％）、Ｎｉ（５．０〜２０．０mass％）、Ｍｎ（１．０〜１０．０mass％）、Ｂｉ（０．５〜３．０mass％）、Ｓｎ（２．０〜６．０mass％）、Ｐ及びＳｂ（すくなくとも１種以上を０．０２〜０．２mass％）を含有する無鉛白色銅合金が開示されている。

しかしながら、ＪＩＳ Ｃ ７９４１や特許文献１に開示された銅合金は、Ｎｉ及びＰｂを大量に含有するものであって健康衛生面で問題があるので、その用途が制限される。Ｎｉは金属アレルギーの中でも特に強いＮｉアレルギーを引き起こす原因となるものであり、Ｐｂは周知のように有害物質なので、人の肌に直接触れる手すり等の建築金具や、家電製品等の身の回り品等としての用途には問題がある。また、Ｎｉを大量に含有させると熱間圧延性、プレス性等の加工性が劣り、Ｎｉが高価であることとも相俟って製造コストが高くなるので、用途が制限される。
また、特許文献２に開示された銅合金は人体に有害なＰｂを含まず、Ｂｉにより加工性（被削性）を向上させている。しかし、Ｂｉは低融点金属であり、銅合金にはほとんど固溶せずマトリックスに金属として存在するので、熱間加工時に溶融し、熱間加工性に問題が生じる。また、Ｎｉ、Ｓｎ及びＢｉは高価な金属であり、それらを多く含むことによりコスト面及び製造面でも問題である。

また、従来のＪＩＳ Ｈ３１１０（りん青銅及び洋白の板並びに条）に記載のＣｕ−Ｚｎ−Ｎｉ系合金の板には、Ｎｉを８．５mass％以上含有し、且つ、Ｃｕを６０mass％以上含むか、又は、Ｚｎ濃度が３０mass％未満のものがある。このような板の金属組織は、高温及び常温でα単相であるので、熱間加工性に乏しい。そのため、このようなＣｕ−Ｚｎ−Ｎｉ系合金は、熱間圧延せずに、例えば、厚み約１５ｍｍ、幅約４００ｍｍの断面を持つ鋳塊片を鋳造によって造り、約７００℃の高温で数時間以上熱処理して、鋳造時の成分の偏析を緩和する均質化熱処理を施し、冷間圧延と焼鈍を繰り返して製造する。生産性は、熱間圧延用の鋳塊のように、例えば、厚み、約２００ｍｍ、幅、約８００ｍｍの断面を持つものに比べて低い。また、高温長時間の均質化熱処理を施しても、熱間圧延を施された熱間圧延板よりも合金成分の偏析の度合いが大きいので、品質上の問題がある。特に、製造工程の中に、焼鈍工程が１回、又は２回しかないような、例えば厚み１ｍｍ以上の板や、焼鈍工程が複数回あっても、再結晶温度以上に加熱されて保持される時間が３０分より短い場合や、焼鈍時間が長くとも焼鈍温度が再結晶温度プラス１００℃よりも低い場合の板は、偏析が解消されない。

また、銅合金は殺菌作用があることが良く知られている。病院等の医療機関では抗生物質等の薬剤耐性を得た菌、例えば黄色ブドウ球菌や緑膿菌等が、患者に感染することがあり（一般的に院内感染と呼ばれている）、大きな問題となっている。院内感染による菌の経路は色々あるが、菌を持っている患者が触れたところに別の患者あるいは医療従事者が触れ、広がっていく。これらの患者や医療従事者が触れる物を銅合金とすることにより、それらの菌が死滅あるいは減少し、それに伴って感染経路が絶たれること等により、院内感染を減少させることが期待される。例えば、院内の各扉に設置されている取手、レバーハンドル、ドアハンドル等を銅合金とすることで、菌の拡大経路を少なくすることが期待できる。また院内感染だけでなく、電車、バスあるいは公園等の公共機関において不特定多数の人が接触するような部材に殺菌性・抗菌性のある銅合金を使用することで様々な菌による感染が予防することが出来る。
しかし、これらの取手、レバーハンドル、ドアハンドル等に銅合金が実際に使用されると、人体と触れる部分とそうでない部分とで色調の差が生じ、また、長期的な使用においてはよく人体と接触する部分は変色層（酸化物）の形成が遅い、あるいは物理的に除去されることになり、その他の部分（人体との接触が少ない部分）との色調の差が生じ、美観上余り優れているとは言い難い。そのため、これらの用途に用いられている銅合金製取手類のほとんどはメッキ、クリヤーコート等により銅合金表面を被覆した状態で使用されているため、銅合金の持つ殺菌・抗菌性を生かせていない。

日本国特開平０９−０８７７９３号公報 日本国特開２００５−３２５４１３号公報

本発明は、斯かる従来技術の問題を解決するためになされたものであり、強度が高く、熱間加工性、冷間加工性、プレス性等の加工性および機械的性質に優れ、且つ、変色しにくく、殺菌性・抗菌性、耐Ｎｉアレルギー性に優れた銀白色銅合金及びそのような銀白色銅合金の製造方法を提供することを課題とする。

前記課題を解決するため、本発明者は、銀白色銅合金の組成及び金属組織について検討した結果、次のような知見を得た。
Ｃｕ濃度が５０mass％より低いＣｕ−Ｚｎ−Ｎｉ合金は、Ｃｕ、Ｎｉの含有量にもよるが、熱間圧延時にβ相が多く出現し、熱間での変形抵抗が低く、熱間変形能にすぐれるようになる。しかし、常温（室温）におけるβ相が面積率０．９％を超えて存在すると、延性、次工程の冷間圧延性、耐変色性、更には、Ｎｉアレルギー性を増長させる。Ｃｕ濃度が５０mass％を超えて含有しても、後述する組成指数ｆ１の値が、６５．５より低いと、熱間圧延時にβ相が少量出現し、熱間での変形抵抗が高くて熱間変形能に乏しいα相と、熱間での変形抵抗が低くて変形能に優れるβ相との相境界で割れが生じ易くなる。これは、熱間圧延中のβ相の面積率が、約１％から約５％である場合、変形がβ相及びα−βの相境界に集中するので、割れが生じ易くなるためである。そして、熱間圧延後の常温（室温）における板材において、β相が０．９％を超えて存在すると、延性、次工程の冷間圧延性が乏しくなる。

Ｃｕ−Ｚｎ−Ｎｉ合金で出現するβ相は、他の銅合金、例えばＣｕ−Ｚｎ合金で出現するβ相より、硬くて脆い。また、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｎｉ合金のα相は、Ｃｕ−Ｚｎ合金のα相より、耐変色性、耐食性に優れるが、β相の耐変色性、耐食性は、悪く、両合金間で大きな差は無い。Ｃｕ−Ｚｎ−Ｎｉ合金の金属組織中にβ相の面積率が、０．９％を超えると延性、強度・延性のバランス、耐変色性、耐食性、さらには、Ｎｉアレルギー性にまで悪い影響を与える。β相の占める割合は、０．４％未満が好ましい。最も好ましくは、β相の面積率が、ゼロに近い、又は、ゼロがよい。所謂、β相が出現するか否かの金属組織が好ましい。そのような状態では、熱間加工性がよく、強度が最も高くなり、延性が高く、強度・延性バランスが優れ、且つ耐食性、耐変色性、殺菌・抗菌が優れ、Ｎｉアレルギー性も低減する。β相が存在するか否かの状態では、引張試験を行った時、引張強度、耐力がほぼ最高値に達し、伸び値もほぼ最高値に近い値であり、強度・延性のバランスが良い。さらには、プレス等のせん断加工される場合は、僅かなβ相の存在、若しくは、β相が析出しようとする結晶粒界の状態が、プレス成型性を向上させる。そして、微量のＣ、Ｐｂを有効に活用するためにも、β相が出現するか否かの境界の組織状態がよい。すなわち、効率よく、Ｃ、Ｐｂを析出させるためには、β相が、析出しようとする状態が効果的である。

本発明は、上記の本発明者の知見に基づき完成されたものである。すなわち、前記課題を解決するため、本発明は、５１．０〜５８．０mass％のＣｕと、９．０〜１２．５mass％のＮｉと、０．０００３〜０．０１０mass％のＣと、０．０００５〜０．０３０mass％のＰｂとを含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、Ｃｕの含有量［Ｃｕ］mass％と、Ｎｉの含有量［Ｎｉ］mass％との間に、６５．５≦［Ｃｕ］＋１．２×［Ｎｉ］≦７０．０の関係を有し、α相のマトリックスに面積率で０〜０．９％のβ相が分散する金属組織であることを特徴とする銀白色銅合金を提供する。

本発明によれば、強度が高く、熱間加工性、冷間加工性、プレス性等の加工性および機械的性質に優れ、且つ、変色しにくく、殺菌性・抗菌性、耐Ｎｉアレルギー性に優れた銀白色銅合金を得ることができる。

また、５１．０〜５８．０mass％のＣｕと、９．０〜１２．５mass％のＮｉと、０．０５〜１．９mass％のＭｎと、０．０００３〜０．０１０mass％のＣと、０．０００５〜０．０３０mass％のＰｂとを含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、Ｃｕの含有量［Ｃｕ］mass％と、Ｎｉの含有量［Ｎｉ］mass％と、Ｍｎの含有量［Ｍｎ］mass％との間に、６５．５≦［Ｃｕ］＋１．２×［Ｎｉ］＋０．４×［Ｍｎ］≦７０．０の関係を有し、α相のマトリックスに面積率で０〜０．９％のβ相が分散する金属組織であることを特徴とする銀白色銅合金を提供する。

本発明によれば、銀白色銅合金の強度、曲げ性、プレス性を更に向上させることができる。

また、５１．５〜５７．０mass％のＣｕと、１０．０〜１２．０mass％のＮｉと、０．０５〜０．９mass％のＭｎと、０．０００５〜０．００８mass％のＣと、０．００１〜０．００９mass％のＰｂとを含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、Ｃｕの含有量［Ｃｕ］mass％と、Ｎｉの含有量［Ｎｉ］mass％と、Ｍｎの含有量［Ｍｎ］mass％との間に、６６．０≦［Ｃｕ］＋１．２×［Ｎｉ］＋０．４×［Ｍｎ］≦６９．０の関係を有し、α相のマトリックスに面積率で０〜０．４％のβ相が分散する金属組織であることを特徴とする銀白色銅合金を提供する。

本発明によれば、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃ、Ｐｂの含有量が更に好ましい範囲になり、β相の面積率が小さくなるので、熱間加工性、冷間加工性、プレス性等の加工性および機械的性質に更に優れ、且つ、更に変色しにくく、殺菌性・抗菌性、耐Ｎｉアレルギー性に更に優れた銀白色銅合金を得ることができる。

好ましくは、０．０１〜０．３mass％のＡｌ、０．００５〜０．０９mass％のＰ、０．０１〜０．０９mass％のＳｂ、０．０１〜０．０９mass％のＡｓ、０．００１〜０．０３mass％のＭｇのいずれか１種以上を更に含有する。

斯かる好ましい方法によれば、Ａｌ、Ｐ、Ｍｇを含有する場合には、強度、耐変色性、耐食性が向上し、Ｓｂ、Ａｓを含有する場合には耐食性が向上する。

また、本発明は、熱間圧延後の圧延材の冷却速度が４００〜５００℃の温度域で１℃／秒以上であることを特徴とする銀白色銅合金の製造方法を提供する。

α相のマトリックスでのβ相の面積率が、０〜０．９％になり易くなる。

また、本発明は、圧延材を所定の温度に加熱し、加熱後に該圧延材を所定の温度に所定の時間保持し、保持後に該圧延材を所定の温度まで冷却する熱処理工程を含み、前記熱処理工程における前記圧延材の最高到達温度をＴｍａｘ（℃）とし、該熱処理工程における該圧延材の最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域での保持時間をｔｈ（ｍｉｎ）としたときに、５２０≦Ｔｍａｘ≦８００、０．１≦ｔｈ≦９０、４７０≦Ｔｍａｘ−９０×ｔｈ^−１／２≦６２０であり、前記冷却時の該圧延材の４００〜５００℃の温度域での冷却速度が１℃／秒以上であることを特徴とする銀白色銅合金の製造方法を提供する。尚、この熱処理工程でいう圧延材には、圧延材から作成した溶接管も含む。

α相のマトリックスでのβ相の面積率が、０〜０．９％になり易くなるだけでなく、α結晶粒が微細となり、高い機械的強度を有することになる。

本発明によれば、強度が高く、熱間加工性、冷間加工性、プレス性等の加工性および機械的性質に優れ、且つ、変色しにくく、殺菌性・抗菌性、耐Ｎｉアレルギー性に優れた銀白色銅合金を得ることができる。

図１は、第１発明合金乃至第３発明合金の試料の組成を示す図である。 図２は、比較用の合金の試料の組成を示す図である。 図３は、製造工程のフロー図である。 図４は、製造工程Ｐ１での試験の結果を示す図である。 図５は、製造工程Ｐ１での試験の結果を示す図である。 図６は、製造工程Ｐ１での試験の結果を示す図である。 図７は、製造工程Ｐ１での試験の結果を示す図である。 図８は、製造工程Ｐ２での試験の結果を示す図である。 図９は、製造工程Ｐ２での試験の結果を示す図である。 図１０は、製造工程Ｐ３での試験の結果を示す図である。 図１１は、製造工程Ｐ３での試験の結果を示す図である。 図１２は、製造工程Ｐ３での試験の結果を示す図である。 図１３は、製造工程Ｐ３での試験の結果を示す図である。

本発明の実施形態に係る銀白色銅合金について説明する。
本発明に係る銅合金として、第１乃至第３発明合金を提案する。合金組成を表すのに本明細書において、［Ｃｕ］のように［ ］の括弧付の元素記号は当該元素の含有量値（mass％）を示すものとする。また、この含有量値の表示方法を用いて、本明細書において複数の計算式を提示するが、それぞれの計算式において、当該元素を含有していない場合は０として計算する。また、第１乃至第３発明合金を総称して発明合金とよぶ。

第１発明合金は、５１．０〜５８．０mass％のＣｕと、９．０〜１２．５mass％のＮｉと、０．０００３〜０．０１０mass％のＣと、０．０００５〜０．０３０mass％のＰｂとを含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、Ｃｕの含有量［Ｃｕ］mass％と、Ｎｉの含有量［Ｎｉ］mass％との間に、６５．５≦［Ｃｕ］＋１．２×［Ｎｉ］≦７０．０の関係を有する。

第２発明合金は、５１．０〜５８．０mass％のＣｕと、９．０〜１２．５mass％のＮｉと、０．０５〜１．９mass％のＭｎと、０．０００３〜０．０１０mass％のＣと、０．０００５〜０．０３０mass％のＰｂとを含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、Ｃｕの含有量［Ｃｕ］mass％と、Ｎｉの含有量［Ｎｉ］mass％と、Ｍｎの含有量［Ｍｎ］mass％との間に、６５．５≦［Ｃｕ］＋１．２×［Ｎｉ］＋０．４×［Ｍｎ］≦７０．０の関係を有する。

第３発明合金は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃ、Ｐｂ、Ｚｎの組成範囲が第１発明合金又は、第２発明合金と同一であり、更に０．０１〜０．３mass％のＡｌ、０．００５〜０．０９mass％のＰ、０．０１〜０．０９mass％のＳｂ、０．０１〜０．０９mass％のＡｓ、０．００１〜０．０３mass％のＭｇのいずれか１種以上を含有する。

尚、本明細書では、ＣｕとＮｉとＭｎの含有量のバランスを表す指標として組成指数ｆ１を次のように定める。
ｆ１＝［Ｃｕ］＋１．２×［Ｎｉ］＋０．４×［Ｍｎ］

次に、本実施形態に係る銀白色銅合金の製造工程について説明する。製造工程は、熱間圧延工程を含んでいる。熱間圧延工程では、熱間圧延終了後における圧延材の４００〜５００℃の温度域での冷却速度を１℃／秒以上にする。
また、熱間圧延工程の以後のいずれかの時点に、圧延材を所定の温度に加熱し、加熱後に該圧延材を所定の温度に所定の時間保持し、保持後に該圧延材を所定の温度まで冷却する熱処理工程であって、圧延材の最高到達温度をＴｍａｘ（℃）、最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域での保持時間をｔｈ（分）、としたときに、次の条件（１）〜（４）を満たした熱処理工程を行う。
（１）：５２０≦Ｔｍａｘ≦８００
（２）：０．１≦ｔｈ≦９０
（３）：熱処理指数Ｉｔ＝Ｔｍａｘ−９０×ｔｈ^−１／２としたときに、
４７０≦Ｉｔ≦６２０
（４）：４００〜５００℃の温度域での冷却速度が、１℃／秒以上

次に、各元素の添加理由について説明する。
Ｃｕは、引張強度、耐力等の機械的強度を向上させると共に、殺菌性・抗菌性等の特性を確保する上で重要な元素である。Ｃｕは、Ｎｉの量にもよるが、含有量が５１．０mass％未満であると、脆いβ相が析出して延性、耐変色性が悪くなり、また、殺菌性・抗菌性が得られない。また、Ｎｉアレルギーの問題も生じる。さらには、熱間・冷間圧延性が劣り、割れが生じ易くなる。また、溶接管製造時に、β相が出現し易くなる。
Ｃｕの含有量は、５１．０mass％以上であり、好ましくは５１．５mass％以上であり、最適には、５２．０mass％以上である。一方、Ｃｕの含有量が５８．０mass％を超えると、機械的強度が低下し、熱間圧延性や成形性等の加工性が悪くなり、また、Ｎｉ、Ｚｎの含有量によるが、殺菌性・抗菌性が劣り、Ｎｉアレルギーが起こりやすくなる。なお、Ｃｕの含有量は、５８．０mass％以下であり、好ましくは、５７．０mass％以下であり、最適には、５６．０mass％以下である。一般的に、銅合金は優れた殺菌性・抗菌性を有するが、その作用は銅の含有量に依存するとされており、銅の含有量は少なくとも６０mass％以上、好ましくは７０mass％以上と言われている。本発明のように銅含有量が５８mass％以下であっても、優れた殺菌性を示すのは、Ｚｎ、Ｎｉとの相互作用によるものである。また、組成指数ｆ１の値が重要である。

Ｚｎは、引張強度、耐力等の機械的強度、加工性を向上させ、Ｎｉの含有量にもよるが、銀白色性を増し、耐変色性を向上させる。また、殺菌性の効果を生じ、Ｎｉアレルギーを減じる等、銅合金の特性を確保する上で重要な元素である。
また、Ｚｎの含有量は、殺菌性及びＮｉアレルギーの点から、好ましくは３１．５mass％以上であり、最適には３２．５mass％以上である。
しかしＺｎの含有量が３６．５mass％以上となるとβ相が出現し、延性、耐変色性が悪くなり、殺菌性・抗菌性が得られず、また溶接管製造時にβ相が出現しやすくなる。Ｚｎの含有量は３６．０mass％以下が好ましい。一方、３１mass％未満では機械的強度が低下し、熱間での加工性、成形性が悪くなり、Ｎｉ、Ｃｕの含有量にもよるが殺菌性・抗菌性が劣ることになり、Ｎｉアレルギーも起こりやすくなる。

Ｎｉは銅合金の白色性（銀白色）、耐変色性を確保する上で重要な元素である。しかし、Ｎｉの含有量が一定量を超えると、次のような不具合が生じ易くなる。
・鋳造時の湯流れ性が悪化する。
・熱間圧延の表面割れや耳割れが発生する。
・加工性やプレス成形性が低下する。
・アレルギー（Ｎｉアレルギー）が生じる。
しかし、Ｎｉの含有量が少ないと、銅合金の色調、耐変色性が悪くなり、また、強度が低下する。これらの点から、Ｎｉの含有量は、９．０mass％以上であり、好ましくは１０．０mass％以上であり、最適には１０．５mass％以上である。
一方、Ｎｉアレルギーや、熱間圧延性の観点から、Ｎｉの含有量は、１２．５mass％以下であり、好ましくは１２．０mass％以下であり、最適には１１．５mass％以下である。
Ｎｉは、殺菌性・抗菌性への寄与は小さく、場合によっては殺菌性・抗菌性を阻害する場合もあり、Ｃｕ、Ｚｎとの配合割合を表す組成指数ｆ１が重要になる。すなわち、前記のようなＣｕ、Ｚｎ、Ｎｉの含有量であって組成指数ｆ１の式を満足することにより、殺菌性・抗菌性を高めることができる。

Ｍｎは、銅合金の色調面で、Ｎｉとの配合比にもよるが、僅かな黄味を残しながら白色性を得るためのＮｉ代替元素としての役割をするものである。また、Ｍｎは、強度、耐摩耗性を向上させ、曲げ性、プレス性を向上させるものである。一方、Ｍｎの含有量が多すぎると、熱間圧延性を阻害する。なお、耐変色性や、殺菌性・抗菌性への寄与は、Ｍｎ単独では小さく、場合によっては、殺菌性・抗菌性を阻害することもあり、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｎｉとの配合の割合が重要となる。また、Ｍｎを含有させることにより、溶湯の湯流れ性を向上させることができる。これらの点から、Ｍｎの含有量は、０．０５〜１．９mass％であり、好ましくは０．０５〜０．９mass％であり、最適には０．５〜０．９mass％である。

Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｎ及びＺｎの含有量を決定するに当たっては、これらの元素の各々の含有量だけでなく、これら元素間の含有量の相互の関係を考慮する必要がある。特に組成指数ｆ１の値は、機械的強度、延性、強度と延性とのバランス、耐変色性、熱間加工性、殺菌性・抗菌性、耐Ｎｉアレルギー性、プレス性、曲げ性、溶接管製造時の溶接性を向上させるために重要である。このように、銅の含有量が低いにもかかわらず、優れた殺菌性・抗菌性を有するには、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｎの相互関係、すなわち、組成指数ｆ１の値が重要である。

次に、組成指数ｆ１について説明する。
ｆ１（ｆ１＝［Ｃｕ］＋１．２×［Ｎｉ］＋０．４×［Ｍｎ］：ただしＭｎが添加されていない材料は［Ｍｎ］＝０とする。つまり、ｆ１＝［Ｃｕ］＋１．２×［Ｎｉ］での計算式となる。）の値が６５．５より低いと、熱間圧延性、冷間延性が悪くなるばかりでなく、耐変色性、殺菌性・抗菌性も悪くなり、Ｎｉアレルギー性が増す。
また、溶接管の製造においても、組成指数ｆ１の値が６５．５より低いと、接合部分及び溶接の熱を受ける部分でβ相が残留し、熱間圧延後もβ相が残留しやすいため、冷間での延性が悪くなり、冷間圧延性や冷間抽伸性に問題が生じる。また、耐変色性、殺菌性が悪くなり、Ｎｉアレルギー性が増す。このような点から、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｎの含有量が、上記した含有量の範囲内で有る場合に、組成指数ｆ１は、６５．５以上であり、好ましくは６６．０以上であり、最適には６６．５以上である。
一方、組成指数ｆ１の値が高いと、熱間加工性、プレス性等の加工性、溶接時の接合性が悪くなり、機械的強度が低くなり、延性とのバランスが悪くなる。また、組成指数ｆ１の値が高いと殺菌性に劣るようになる。組成指数ｆ１の値は、７０．０以下であり、好ましくは６９．０以下であり、最適には６８．０以下である。尚、この組成指数ｆ１の６５．５以上７０．０以下の範囲を組成指数ｆ１の適正範囲という。

Ｐｂ及びＣは、プレス等のせん断加工や研磨等の加工性を向上させるために含有される。Ｐｂ及びＣは、金属組織がα単相のＣｕ−Ｚｎ−Ｎｉ系合金には、常温でほとんど固溶しない。Ｃｕ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｍｎが上述した組成範囲内であり、組成指数ｆ１が適正範囲内であり、熱処理指数Ｉｔが４７０以上、６２０以下の場合は、熱間圧延終了後の冷却時、熱処理の冷却時、又は、溶接管溶接後の冷却時に、結晶粒界を主として、Ｐｂ、Ｃが析出する。これらのＰｂ及びＣは、Ｐｂ粒子やＣ粒子として微細に析出するので、プレス等のせん断加工や、研磨等の加工性が向上する。
そのような効果を発揮するためにはＰｂの含有量は、０．０００５mass％以上であり、好ましくは０．００１mass％以上である。Ｃの場合においては、０．０００３mass％以上であり、好ましくは０．０００５mass％以上である。一方、ＰｂやＣの含有量が多すぎると、合金の延性、熱間圧延性、溶接性に悪影響を与える。Ｐｂの含有量は、０．０３０mass％以下であり、好ましくは０．０１５mass％以下であり、最適には０．００９mass％以下である。特に、Ｐｂは有害物質であるので、より少ない方が望ましい。Ｃの含有量は、０．０１０mass％以下であり、好ましくは０．００８mass％以下である。

次にＡｌ、Ｐ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｍｇについて説明する。
Ａｌ、Ｐ、Ｍｇは、特に、強度、耐変色性、耐食性を向上させる。
銅合金は、原料の一部としてスクラップ材が使用されることが多く、かかるスクラップ材にはＳ（硫黄）成分が含まれていることがあり、ＭｇはこのようなＳ成分を含んだスクラップを合金原料とする場合において、Ｓ成分をＭｇＳの形態で除去することが出来る。もし、このＭｇＳが合金に残留したとしても耐食性には悪影響を及ぼさない。また、Ｓ成分をＭｇＳの形態にするとプレス性が向上する。Ｓ成分を含んだスクラップをＭｇ無しに用いると、Ｓは合金の結晶粒界に存在しやすく、粒界腐食を助長することがあり、そのために耐変色性も低下させる。しかし、Ｍｇを添加することにより粒界腐食を効果的に防止することができ、その効果を発揮するためにはＭｇの含有量は０．００１〜０．０３mass％としておくことが必要である。Ｍｇは酸化しやすいため、過剰に添加すると鋳造時に酸化し、酸化物を形成することで溶湯の粘度が上がり、酸化物の巻き込みなどの鋳造欠陥を生じる虞がある。
Ｐは、耐食性を向上させ、溶湯の湯流れ性を向上させる。この効果を発揮するためにはＰの含有量は、０．００５mass％以上である。また、過剰なＰの含有量は冷間及び熱間での延性に悪影響を及ぼすことになり、０．０９mass％以下である。
Ｓｂ、ＡｓもＰと同様に耐食性を向上させるために添加される。この効果を得るために、Ｓｂ、Ａｓの含有量は０．０１mass％以上必要であり、０．０９mass％以上にしても、含有量に見合う効果が得られず、かえって延性が低下することになる。またＳｂ、Ａｓは人体に悪影響を及ぼすため、含有量は、好ましくは０．０５mass％以下である。
ＡｌもＭｇには及ばないがＳ成分を除去する作用があり、また材料表面に酸化物を形成することで耐変色性を向上させる働きをする。その効果を得るためには含有量は、０．０１mass％以上であり、０．３mass％以上としてもその効果は小さく、却って強固な酸化皮膜を形成することにより殺菌性・抗菌性を阻害することになる。
本発明合金では、α相のマトリックス中にβ相の面積率が、０〜０．９％、好ましくは、０〜０．４％であり、β相が存在するか、しないかの金属組織が好ましい。ところが、α相の結晶粒界及び、α−βの相境界は、β相の形成を促進するＺｎ、Ｐｂ、Ｃや他の不可避不純物の濃度も高くなり、耐食性等が不安定になり、強化する必要がある。このために、Ｍｇ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐ、Ａｌ、Ｍｎの添加が必要になる。なお、β相には、規則-不規則変態で生じるβ′相を含むものとする。

次に、製造工程について説明する。
β相は、熱間圧延終了直後の金属組織が、α単相あるいは極僅かなβ相を含む状態であっても、常温への冷却過程における４００〜５００℃の温度域での圧延材の冷却速度が遅いと、β相が多く析出する。β相の析出を最小限にするためには、熱間圧延後の４００〜５００℃の温度域での圧延材の冷却速度を１℃／秒以上とすることが好ましい。より好ましくは２℃／秒以上である。熱間圧延材において、β相が残留すると、それを消滅させるためには、熱処理工程で、高い温度、又は長時間の熱処理を必要とする。また、冷間圧延後に、５２０℃以上の高温で、約０．１分から９０分程度の短時間で圧延材を熱処理する場合においても、β相の析出を最小限にするためには、４００〜５００℃の温度域での冷却速度を１℃／秒以上にすることが好ましく、より好ましくは、２℃／秒以上である。連続焼鈍洗浄ラインで冷間圧延材を処理する場合、前述のような高温、短時間で熱処理が可能であり、４００〜５００℃の温度域での冷却速度を早めることが出来るので、β相の析出を抑えて良好な諸特性を得ることができ、また、エネルギ的にも生産性の観点からも短時間であるので有利である。特に、熱間圧延の状態では、鋳造時に生じたＣｕ、Ｎｉ、Ｚｎの元素の偏析が完全に解消されていないので、偏析を解消するために高温、短時間で熱処理し、冷却速度をコントロールすることにより、偏析を少なくし、β相の面積率を０．９％以下、好ましくは０．４％以下にすることが、強度、延性、耐食性、抗菌性を良くするために重要である。

連続焼鈍の条件は、最高到達温度が５２０〜８００℃の範囲であり、最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域での保持時間が０．１〜９０分であり、４７０≦Ｉｔ≦６２０の関係を満たすことである。好ましくは、最高到達温度が５４０〜７８０℃で、最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域での保持時間が０．１５〜５０分であり、４８０≦Ｉｔ≦６００の関係を満たすことである。連続焼鈍で、このような条件を満たすと、後述する結晶粒径の好ましい条件も満足することが出来る。
熱処理指数Ｉｔが４７０未満、つまり最高到達温度が低い条件や、保持時間が短い条件では、材料が十分に軟化されず、金属組織も加工組織のままであり、熱処理が十分ではなく曲げ性などの加工性が低下する。一方、熱処理指数Ｉｔが６２０を超えると材料の金属組織が粗大化し、強度が大きく低下し、曲げ加工のときに材料にザラ（肌荒れ：曲げ加工部およびその近傍の表面部に目視でも確認できる凹凸を生じる現象）を生じやすくなり、また打ち抜き性等の加工性が悪化する。更に強度も低下し、また耐食性にも悪影響を及ぼす。より好ましい条件は、Ｉｔが、４８０以上であり最も好ましくは、４９５以上である。上限側は、より好ましくは、６００以下であり、最適には５８０以下である。
材料を十分軟化させるためには、熱処理指数Ｉｔに示される最高到達温度と保持時間の関係が重要であるが、短時間処理では最高到達温度は５２０℃以上が必要である。また、連続焼鈍洗浄ラインによって熱処理を行う場合に、連続焼鈍洗浄ライン中を圧延材にテンションを掛けて搬送しているが、圧延材の最高到達温度が８００℃若しくは７８０℃を越えると、短時間であってもそのテンションで圧延材が伸びてしまう可能性がある。

また、手すりやドアノブ用途の素材は、主として溶接管であるが、溶接管の溶融−接合後の接合部において、曲げ性、耐変色性、耐Ｎｉアレルギー性に悪影響を及ぼすβ相の析出を最小限にするためには、溶接後の冷却において４００〜５００℃の温度域での冷却速度を１℃／秒以上にすることが好ましい。より好ましくは、２℃／秒以上である。溶接前の条素材において成分、成分に関係する計算式（組成指数f１）及び熱処理条件を満足し、更に溶接時も前述のような冷却速度を満たす条件で溶接管の製造が行われれば、溶接後あるいは溶接−冷間抽伸後の熱処理時の熱処理条件を、前記の熱処理指数Ｉｔを満たす条件で行い、熱処理後の冷却を、β相の析出に関係のある４００〜５００℃の温度域での平均冷却速度を１℃／分以上、好ましくは、２℃／分以上の冷却速度で行えば、β相の析出を０．９％以下、又は０．４％以下の面積率に抑えることが出来る。

平均結晶粒径は、打ち抜き性、曲げ性、強度及び耐食性などに影響し、０．００２〜０．０３０ｍｍ（２〜３０μｍ）がよい。平均結晶粒径が０．０３０ｍｍより大きいと、曲げ加工等を施すと肌荒れ（ザラ）が生じ、また、打ち抜き時、だれやかえりが大きくなり、打ち抜き部近傍も肌荒れが生じる。さらに強度が低くなり、手すり等に使用する場合問題となり、また軽量化が図れず、耐食性が悪くなる傾向にある。好ましくは、０．０２０ｍｍ以下がよく、最適には０．０１０ｍｍ以下である。一方、平均結晶粒径が０．００２ｍｍ未満であると曲げ性に問題が生じ、０．００３ｍｍ以上が好ましく、０．００４ｍｍ以上が最適である。なお、冷間抽伸を施さない溶接したままの溶接管の場合、用途上強度が必要とされるので、溶接管の素材の条の平均結晶粒径は０．００２〜０．００８ｍｍがよい。

＜実施例＞
上述した第１発明合金乃至第３発明合金及び比較用の組成の銅合金を用い、製造工程を変えて試料を作成した。比較用の銅合金には、ＪＩＳ Ｈ ３１００で定められたＣ２６８０、Ｃ７０６０及びＪＩＳ Ｈ ３１１０で定められたＣ７５２１も用いた。
図１、２は、試料として作成した第１発明合金乃至第３発明合金及び比較用の銅合金の組成を示す。

試料の製造工程はＰ１、Ｐ２、Ｐ３の３つの工程とした。図３は、製造工程Ｐ１、Ｐ２、Ｐ３の構成を示す。
製造工程Ｐ１は、組成の影響を調べることを目的として、ラボテストで行った。製造工程Ｐ２は、量産設備での製造を目的とするとともに、溶接管での調査を目的とした。製造工程Ｐ３は、熱間圧延や熱処理の条件の影響を調べることを目的として、ラボテストで行った。
製造工程Ｐ１は次のように行った。
電気銅、電気亜鉛、高純度のＮｉ及びその他市販の純金属を各種成分調整した原料を電気炉で溶解させた。その後、幅７０ｍｍ×厚み３５ｍｍ×長さ２００ｍｍの金型鋳型に溶湯を注ぎ、試験サンプルの板状鋳塊を得た。板状鋳塊は全面の鋳肌部分及び酸化物を切削加工により取り除き、幅６５ｍｍ×厚み３０ｍｍ×長さ１９０ｍｍの試料を作成した。この試料を８００℃に加熱し、３パスで厚み８ｍｍまで熱間圧延し、空冷及び冷却ファンを用いた強制空冷により４００〜５００℃の温度域での冷却速度を２．５℃／秒に調整した。熱間圧延した試料の表面の酸化物を研摩により除去した後、冷間圧延にて厚み１．０ｍｍまで圧延し、連続炉（光洋サーモシステム製：８１０Ａ）を用い、窒素雰囲気中で炉設定温度、送り速度を変化することにより、最高到達温度を７０５℃、最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域での保持時間を０．３ｍｉｎ、４００〜５００℃の温度域での冷却速度を２．５℃／秒に調整して熱処理した。なお、熱処理指数Ｉｔは５４１であった。これらの熱処理は量産材を連続焼鈍洗浄ラインで製造することを想定して実施し、連続焼鈍洗浄ラインと同等の熱処理条件で熱処理を行うことが可能である。熱処理後に更に０．８ｍｍ（加工率２０％）まで冷間圧延し、試料とした。

製造工程Ｐ２は次のように行った。
所定の成分に調整した原料を溝型低周波誘導加熱炉にて溶解し、厚さ：１９０ｍｍ、幅：８４０ｍｍ、長さ：２０００ｍｍの板状鋳塊を作成し、その鋳塊を８００℃に加熱し、厚さ：１２ｍｍまで熱間圧延した。なお、熱間圧延終了後の材料は冷却ファンによる強制空冷及びシャワー水冷により、４００〜５００℃の温度域での冷却速度が２．３℃／秒であった。圧延材の各表面を面削後（厚み：１１．２ｍｍ）、冷間圧延にて１．３ｍｍまで加工した。この材料を連続焼鈍洗浄ラインにおいて送り速度、炉設定温度を変化させ、熱処理の条件（熱処理材の最高到達温度、最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域での保持時間）を種々変更した材料を作成した。熱処理材の最高到達温度は６８０〜７３０℃、最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域での保持時間は０．２５〜０．５ｍｉｎ、４００〜５００℃の温度域での冷却速度は０．３〜２．３℃／秒であった。熱処理指数Ｉｔは５２５〜５９３であった。熱処理材をスリッターにより幅１１１ｍｍに切断し、溶接管の素条（素材）を作成した。
溶接管の製造は素条（幅１１１ｍｍ×厚み１．３ｍｍの熱処理材）を送り速度６０ｍ／ｍｉｎで材料の供給を行い、複数個のロールにより円形に塑性加工させ、円筒状となった材料を高周波誘導加熱コイルにより加熱し、素条の両端を付き合わせることにより接合する。その接合部分のビード部分はバイト（切削刃具）による切削加工で除去することにより、直径３２.０ｍｍ、肉厚１．３８ｍｍの溶接管を得た。肉厚の変化から、溶接管に成形する際に、実質上数パーセントの冷間加工が施されている。なお、溶接加工後の４００〜５００℃の温度域での冷却速度は２．７℃／秒であった。その溶接管の一部は冷間抽伸により直径２８．５ｍｍ、肉厚１．１ｍｍに加工し、長さ３００ｍｍに切断した溶接管を連続炉（光洋サーモシステム製：８１０Ａ）を用い、窒素雰囲気中で炉設定温度、送り速度を変化させることにより、最高到達温度は６００℃、最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度まで温度域での保持時間は３０ｍｉｎ、４００〜５００℃の温度域での冷却速度は２．５℃／ｍｉｎの条件で熱処理を行い（熱処理指数Ｉｔは５８４）、最終冷間抽伸により直径２５．０ｍｍ、肉厚１．０ｍｍ（抽伸率２０．４％）の管材を得た。
また、連続焼鈍洗浄ラインで熱処理した後の圧延材を各種特性を評価するために冷間圧延により板厚１．０４ｍｍ（加工率２０％）に圧延した。
また、比較材として市販の板厚１ｍｍのＣ２６８０（６５Ｃｕ−３５Ｚｎ）、Ｃ７０６０（９０Ｃｕ−１０Ｎｉ）及びＣ７５２１（Ｃｕ−１９Ｚｎ−１７Ｎｉ）を購入し、連続炉を用いて窒素雰囲気中で炉設定温度、送り速度を変化することにより、最高到達温度を７０５℃、最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域での保持時間を０．３ｍｉｎ、４００〜５００℃の温度域での冷却速度を２．５℃／秒に調整し、熱処理を行った（熱処理指数Ｉｔは５４１）。熱処理した各市販材は板厚０．８ｍｍ（加工率２０％）まで冷間圧延を行った。

製造工程Ｐ３は、次のように行った。
製造工程Ｐ２の板状鋳塊より幅６５ｍｍ×厚み３０ｍｍ×長さ１９０ｍｍの試料を切り出し、８００℃に加熱し、３パスで厚み８ｍｍまで熱間圧延により加工し、空冷及び冷却ファンを用いた強制空冷により４００〜５００℃の温度域での冷却速度を０．２〜２．５℃／秒に調整した。熱間圧延した試料の表面の酸化物を研摩により除去した後、冷間圧延にて厚み１．０ｍｍまで圧延し、連続炉（光洋サーモシステム：８１０Ａ）を用い、窒素雰囲気中で炉設定温度、送り速度を変化することにより、最高到達温度、最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域での保持時間、及び冷却速度を調整し、熱処理を行った。試料の最高到達温度は４９０〜８１０℃、最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域での保持時間は０．０９〜１００ｍｉｎ、４００〜５００℃の温度域での冷却速度は０．４〜２．５℃／秒だった。熱処理指数Ｉｔは４０５〜６９２であった。熱処理後に冷間圧延により厚さ０．８ｍｍ（加工率２０％）に圧延した。

上述した製造工程によって作成した試料を次のような方法によって評価した。
＜色調及び色差＞
銅合金の表面色（色調）について、ＪＩＳ Ｚ ８７２２−２００９（色の測定方法−反射及び透過物体色）に準拠した物体色の測定方法を実施し、ＪＩＳ Ｚ ８７２９−２００４（色の表示方法─Ｌ＊ａ＊ｂ＊表色系及びＬ＊ｕ＊ｖ＊表色系）で規定されているＬ^＊ａ^＊ｂ^＊表色系で示した。具体的には、ミノルタ社製の分光測色計「ＣＭ−２００２」を使用して、ＳＣＩ（正反射光込み）方式でＬ、ａ、ｂ値を測定した。ＪＩＳ Ｚ８７３０（色の表示方法−物体色の色差）による色差（ΔＥ＝｛（ΔＬ^＊）^２＋（Δａ^＊）^２＋（Δｂ^＊）^２｝^１／２： ΔＬ^＊、Δａ^＊、Δｂ^＊は２つの物体色の差）を試験前後で測定したそれぞれのＬ＊ａ＊ｂ＊から算出し、その色差の大きさで評価した。なお、試験前後のＬ^＊ａ^＊ｂ^＊測定は３点測定し、その平均値を用いた。

＜耐変色性試験１：人工汗噴霧試験＞
材料の耐変色性を評価する耐変色性試験は、ＪＩＳ Ｚ ２３７１（塩水噴霧試験方法）の試験液を人工汗液（JIS L ０８４８（汗に対する染色堅ろう度試験方法）に記載の酸性人口汗液（L−ヒスチジン塩酸塩一水和物０．５ｇ、塩化ナトリウム５ｇ、りん酸二水素ナトリウム二水和物２．２ｇと水に溶解させ、それに０．１mol／Ｌ水酸化ナトリウムと水で１Ｌとし、ｐＨを５．５に調整したもの）とし、複合サイクル腐食試験機（板橋理化工業製：ＢＱ−２型）を用い、噴霧室温度を３５±２℃、試験液貯蓄槽を３５±２℃に保ち、圧縮空気（０．０９８±０．０１０ＭＰａ）により噴霧液を噴霧ノズルより送り、噴霧室に設置した試料（２０％冷間圧延材；縦１５０ｍｍ×横５０ｍｍ）に連続的に人工汗液を供給する。試験時間は８時間とし、試験後に試料を取り出し、水洗後、ブロワーにより乾燥させた。サンプル表面の色を分光測色計（ミノルタ製 ＣＭ２００２）を用い、ＪＩＳ Ｚ ８７２９ に記載のＬ^＊ａ^＊ｂ^＊で測定し、ＪＩＳ Ｚ ８７３０による色差（ΔＥ＝｛（ΔＬ^＊）^２＋（Δａ^＊）^２＋（Δｂ^＊）^２｝^１／２： ΔＬ^＊、Δａ^＊、Δｂ^＊は２つの物体色の差）を試験前後でのそれぞれのＬ＊ａ＊ｂ＊を算出し、その色差の大きさで評価した。色差が小さいほど色調の変化が少なく、したがって耐変色性が優れることになる。耐食性評価として色差の値が「Ａ」：０〜４．９、「Ｂ」：５〜９．９、「Ｃ」：１０以上とした。色差は試験前後でのそれぞれの測定値の違いを表し、その値が大きいほど試験前後の色調が異なり、色差が１０以上では目視で十分に変色していることが確認でき、耐変色性が劣ると判断出来る。比較材として市販のＣ２６８０（６５／３５黄銅）、Ｃ７０６０（キュプロニッケル：Ｃｕ−１０Ｎｉ合金）及びＣ７５２１（Ｃｕ−１９Ｚｎ−１７Ｎｉ合金：高Ｎｉ合金）についても同様に耐変色性を評価した。Ｃ２６８０は一般的な銅合金製造メーカーで実施されている防錆処理（市販の銅合金用防錆液を用いた処理）を施した。防錆処理はＣ２６８０材料の表面をアセトン脱脂した後、７５℃に加温した主成分がベンゾトリアゾールである市販の銅合金用防錆液を０．１vol％含む水溶液に１０秒間浸漬し、その後、水洗、湯洗を行い、最終ブロワー乾燥した材料を作成した。これは一般的な銅合金の防錆処理条件（量産）と類似である。また、Ｃ７０６０及びＣ７５２１は発明合金と同じく防錆材を施さずに暴露試験した。

＜耐変色性試験２：屋内暴露試験＞
実際にプッシュプレートとして使用することを念頭に三菱伸銅株式会社三宝製作所内にある建屋の屋内ドアに２０％冷間圧延材を縦１５０ｍｍ×横５０ｍｍに切断した板を貼り付けて表面の変色状況について確認した。この供試材は暴露前に表面を＃１２００番の耐水研磨紙を用いて乾式で表面研摩を行い、室温（空調あり）で１ヶ月暴露した。このプッシュプレートは少なくとも１００回／日は人の手が接触する（１回の接触時間は約１秒）条件で使用した。暴露前後の材料の表面色を分光測色計によりＬ^＊ａ^＊ｂ^＊を測定し、色差を算出し評価した。評価基準は人工汗噴霧試験と同じく、色差の値が「Ａ」：０〜４．９、「Ｂ」：５〜９．９、「Ｃ」：１０以上として評価した。Ｃ２６８０防錆処理材及びＣ７０６０、Ｃ７５２１も比較材として同様に暴露試験を行い、評価した。

＜耐ニッケルアレルギー性＞
健常者（金属による接触皮膚炎を発症していない人）の上腕部に２０％冷間圧延材を１０ｍｍ×１０ｍｍに切断した銅合金板をパッチテスト用絆創膏（鳥居薬品製）を用いて貼り付ける。８時間に銅合金板を取り除き、銅合金板と人体が接触していた部分に紅班、湿疹等のアレルギー反応（アレルギー反応とは紅班、湿疹等の症状が目しで確認できる場合）が出ているかどうかを判定した。アレルギー反応が出ていない場合を「Ａ」、アレルギー反応が出ている場合を「Ｃ」とした。

＜プレス性＞
プレス打ち抜き試験は、直径５７ｍｍのパンチ及びダイを備えた打ち抜き治具により、２００ｋＮ油圧型万能試験機（株式会東京試験機製 ＡＹ−２００ＳIII−Ｌ）により実施した。銅合金板を円形状の丸穴を有するダイ上部に保持し、上部から下部に向かって５ｍｍ／秒の速度で打ち抜く。パンチ、ダイの材質はＳＫＳ−３を用い、パンチとのクリアランスは３％、抜きダイテーパーは０°であり、無潤滑で実施した。評価する試料は２０％冷間圧延材とした。
φ５７ｍｍの円形に打ち抜きされた銅合金板の端部から幅５ｍｍ、長さ１０ｍｍのサンプルを切り出し、そのサンプルを樹脂埋めし、銅合金板端部から垂直方向に金属顕微鏡にて観察し、バリの高さを測定した。打ち抜きサンプルは９０°方向に区切った４点を平均として「バリ高さ」を算出した。プレス性（打ち抜き性）は「バリ高さ」が低いほど評価は高く、「バリ高さ」の測定値から評価した。プレス性（打ち抜き性）の評価はＡ：５μｍ未満、Ｂ：５〜１０μｍ未満、Ｃ：１０μｍ以上とした。バリ高さは小さいほどプレス性が良く、５μｍ未満「Ａ」であれば良好であると判断できる。

＜曲げ性＞
曲げ性は、試料をＪＩＳ Ｚ ２２４８（金属材料曲げ試験方法）に記載の１８０度曲げを行い、その曲げ加工部の状況により判断した。１８０度曲げ試験は２０％冷間圧延を行った板厚０．８ｍｍ（製造工程Ｐ２の２０％冷間圧延は１．０４ｍｍ）のサンプルを用い、曲げ加工部の曲げ半径（Ｒ）を０．４ｍｍ（製造工程Ｐ２の２０％冷間圧延は０．５２ｍｍ）とし、Ｒ／ｔａ＝０．５としての１８０度曲げを行った（ｔａは、板厚）。評価は、曲げ部（湾曲部）を目視により観察し、Ａ：しわが無い又は小さなしわが存在、Ｂ：大きなしわが存在、Ｃ：ザラが発生、Ｄ：割れが存在、とした。
実質的にコネクター等の曲げ加工による支障をきたさない「Ａ」（しわが無いあるいは小さなしわが存在）を曲げ性良好と判断し、割れ（クラック）の無いＢ以上の評価が望ましい。なお、目視によりしわの規模の判断が困難な場合、ＪＢＭＡ（日本伸銅協会技術標準）Ｔ３０７：１９９９の銅及び銅合金薄板条の曲げ加工性評価方法に示されるように、曲げ加工部（湾曲部）を光学顕微鏡にて５０倍に拡大して観察し、判断した。また、材料の結晶粒が粗大となると曲げ加工を行った場合、曲げ加工部周辺に割れは存在しないものの、大きなザラ(肌荒れ)が生じ、それらの材料は使用することが出来ない。ザラを生じたサンプルの評価は「Ｃ」とした。

＜溶接性＞
溶接管は、一般に素材となる条製品を幅方向にフォーミングローラーにより徐々に塑性加工し円形に成形した後、高周波誘導加熱コイルにより誘導発熱させ、その両端を突き合わせて接合することにより製造する。接合部はいわゆる圧接であり、接合部は突き合わされた余分な材料により大きなビードが形成され、その溶接ビード部は連続して切削刃具により管の内部及び外部共に切削除去される。溶接部は突き合わせ部の密着性により接合性に不具合が生じる。溶接性の評価はＪＩＳ Ｈ ３３２０の銅及び銅合金の溶接管に記載のへん平試験により行った。つまり溶接管の端から約１００ｍｍの試料を採取し、２枚の平板間に試料を挟み、平板間の距離が管の肉厚の３倍になるまで押しつぶし、そのときの溶接管の溶接部を圧縮方向と垂直の方向に置き、曲げの先端となるようにへん平曲げを行い、曲げ加工された溶接部の状態を目視で観察した。なお、偏平曲げは溶接した管材を使用した（冷間抽伸した管材ではない）。評価は、Ａ：割れ、微細ホール等の欠陥が認められない、Ｂ：微細割れが認められる（開口した割れの長さが管材長手方向に２ｍｍ未満）、Ｃ：部分的に割れ（開口した割れの長さが管材長手方向に２ｍｍ以上）が認められるとした。
また、溶接管は冷間抽伸を行ったときの溶接部の健全性についても確認した。冷間抽伸した外径２８．５ｍｍ、肉厚１．１ｍｍ、長さ４０００ｍｍの管の内から、任意の冷間抽伸溶接管を１本抜粋し、溶接部を全長に渡り目視で確認し、割れが無く、健全である場合の評価を「Ａ」、目視で確認できる割れがある、もしくは冷間抽伸できない場合（溶接部を起点として冷間抽伸中に溶接管が破断した場合）を「Ｃ」とした。

＜結晶粒径＞
結晶粒径は、２０％冷間圧延試料（製造工程Ｐ１、Ｐ３では熱処理工程の後に、０．８ｍｍに冷間圧延した圧延材。製造工程Ｐ２では熱処理工程の後に、１．０４ｍｍに冷間圧延した圧延材。以下、同じ）を圧延方向と平行方向の断面の金属組織を金属顕微鏡（ニコン製ＥＰＩＰＨＯＴ３００）を用いて１５０倍（結晶粒径に応じ適宜５００倍まで変化させた）で観察を行い、その測定した金属組織のα相結晶粒についてＪＩＳ Ｈ ０５０１（伸銅品結晶粒度試験方法）の比較法により測定した。なお、結晶粒径（α相結晶粒）は任意の３点の平均値とした。

＜β相の面積率＞
β相の面積率は次のようにして求めた。２０％冷間圧延試料の圧延方向と平行方向の断面の金属組織を、金属顕微鏡（ニコン製ＥＰＩＰＨＯＴ３００）により５００倍で観察し、その観察した金属組織を画像処理ソフト「ＷｉｎＲＯＯＦ」を用い、β相について２値化の処理を行ない、金属組織全体（金属組織はβ相以外はα相である）の面積に対するβ相の面積の割合を面積率とした。なお、金属組織は３視野の測定を行い、それぞれの面積率の平均値を算出した。
５００倍の金属顕微鏡によりβ相の判別が困難な場合、ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering diffraction Pattern）法によって求めた。すなわち、ＦＥ−ＳＥＭは日本電子株式会社製 ＪＳＭ−７０００Ｆ、解析にはＴＳＬソリューションズＯＩＭ−Ｖｅｒ．５．１を使用し、解析倍率２０００倍の相マップ（Ｐｈａｓｅマップ）から求めた。すなわち、α相は、ＦＣＣの結晶構造を示し、β相はＢＣＣの結晶構造を取るので、両者を判別できる。

＜熱間加工性＞
熱間加工性については、熱間圧延後の割れ状況により評価した。外観を目視で観察し、熱間圧延に起因する割れ等の損傷が全くないもの、又は割れがあっても微細（３ｍｍ以下）であるものについては実用性に優れるとして「Ａ」で示し、５ｍｍ以下の軽度な耳割れが全長に渡り５箇所以下であるものについては実用可能であるとして「Ｂ」で示し、５ｍｍを超える大きな割れ及び／又は３ｍｍ以下の小さな割れが６箇所を超えるものについては、実用性困難（実用上大きな手直しが必要）として「Ｃ」で示した。そして、「Ｃ」と評価したものは、以降の試験を中止した。

＜冷間加工性＞
冷間加工性については、熱間圧延材を８０％以上の高い加工率で冷間圧延した後の割れ状況（冷間加工材の割れ状況）により評価した。外観目視で割れ等の損傷が全くないもの又は割れがあっても微細（３ｍｍ以下）であるものについては実用性に優れるとして「Ａ」で示し、３ｍｍを超え５ｍｍ以下の耳割れが生じているものについては実用可能であるとして「Ｂ」で示し、５ｍｍを超える大きな割れが生じているものについては実用性困難として「Ｃ」で示した。この評価は鋳塊に起因する割れは対象外とし、熱間圧延で予め目視で判断できる割れについては、熱間圧延で生じた割れを除き冷間圧延で生じた割れ長さで判断した。そして、「Ｃ」と評価したものは、基本的に以降の試験を中止した。

＜殺菌性（抗菌性）１＞
殺菌性評価はＪＩＳ Ｚ ２８０１の（抗菌加工製品−抗菌性試験方法・抗菌効果）を参考にした試験方法により実施し、試験面積（フィルム面積）及び接触時間を変更して評価した。試験に用いた細菌は大腸菌（菌株の保存番号：ＮＢＲＣ３９７２）とし、３５±１℃で前培養（前培養の方法はＪＩＳ Ｚ ２８０１に記載の５．６．ａの方法）した大腸菌を１／５００ＮＢを用いて希釈し、菌数が１．０×１０^６個／ｍＬに調整した液を試験菌液とした。試験方法は２０ｍｍ四角に切り出した試料を滅菌したシャーレに置き、前述の試験菌液（大腸菌：１．０×１０^６個／ｍＬ）０．０４５ｍＬを滴下し、φ１５ｍｍのフィルムをかぶせ、シャーレの蓋を閉じる。そのシャーレを３５℃±１℃、相対湿度９５％の雰囲気で１０分間培養（接種時間：１０分）する。培養した試験菌液をＳＣＤＬＰ培地１０ｍＬにより洗い出し、洗い出し菌液を得る。洗い出し菌液を、リン酸緩衝生理食塩水を用いて１０倍ずつに希釈し、その菌液に標準寒天培地を加え、３５±１℃、４８時間培養し、集落数（コロニー数）が３０以上となる場合にその集落数を計測し、生菌数（ｃｆｕ／ｍＬ）を求めた。接種時の菌数（殺菌性試験開始時の菌数：ｃｆｕ／ｍＬ）を基準とし、それぞれのサンプルの生菌数と比較し、Ａ：２０％未満、Ｂ：２０〜５０％未満、Ｃ：８０％以上として評価した。Ａ以上（つまり接種時の生菌数に対し評価サンプルの生菌数が１／５未満となる）の評価を得たサンプルは殺菌性が優れると判断した。培養時間（接種時間）を１０分と短時間にしたのは、殺菌性・抗菌性の即効性について評価したためである。評価した試料は２０％冷間圧延試料である。

＜殺菌性（抗菌性）２＞
上述した耐変色性試験２の暴露材（三菱伸銅株式会社三宝製作所内屋内ドアのプッシュプレートとして１ヶ月間暴露）の表面色を測定後、２０ｍｍ四角に切断し、上記の大腸菌を用いた試験菌液による殺菌試験を行い、長期使用後のサンプルについての殺菌性を評価した。試験方法及び評価方法は上述した殺菌性（抗菌性）１の評価方法と同じである。

＜耐食性＞
耐食性は、ＩＳＯ６５０９：１９８１（Corrosion of metals and alloys Determination of dezincification resistance of brass）による脱亜鉛腐食試験により評価した。試験は７５℃に加温した１％第２塩化銅水溶液中に２４時間保持したサンプルを暴露表面から垂直方向の金属組織を観察し、脱亜鉛腐食の最も進行している部分の深さ（最大脱亜鉛腐食深さ）を測定した。その最大脱亜鉛腐食深さが２００μｍ以下を「Ａ」、２００μｍを超えるものを「Ｃ」とした。

２０％冷間圧延試料（製造工程Ｐ１、Ｐ３では熱処理工程の後に、０．８ｍｍに冷間圧延した圧延材。製造工程Ｐ２では熱処理工程の後に、１．０４ｍｍに冷間圧延した圧延材。以下、同じ）を用いた。
＜引張試験＞
熱処理工程後の圧延材（冷間圧延前の試料）及び２０％冷間圧延試料をそれぞれＪＩＳ Ｚ２２０１：金属材料引張試験片の５号試験片（幅２５ｍｍ、標点間距離２５ｍｍ）に加工し、２００ｋＮ油圧型万能試験機（株式会東京試験機製 ＡＹ−２００ＳIII−Ｌ）により引張試験を実施した。また、溶接したままの溶接管（直径３２.０ｍｍ、肉厚１．３８ｍｍ）および冷間抽伸した溶接管（直径２５ｍｍ、肉厚１ｍｍ）はＪＩＳ Ｚ２２０１：金属材料引張試験片の１１号試験片（標点間距離５０ｍｍ：試験片は管材から切り取ったまま）とし、つかみ部に芯金を入れて、２００ｋＮ油圧型万能試験機（株式会社東京試験機製 ＡＹ−２００ＳIII−Ｌ）により引張試験を実施した。
また、引張強度をσ（Ｎ／ｍｍ^２）、伸びをε（％）としたとき、強度と延性のバランスを示す指標として引張指数ｆ２＝σ×（１＋ε／１００）を定めた。

上記の各試験の結果を図４乃至図１３に示す。ここでそれぞれの各試験の結果は、図４と図５、図６と図７、図８と図９、図１０と図１１、図１２と図１３の２個づつの図に示している。
ここで、製造工程Ｐ２での熱処理の欄は、１．３ｍｍの冷間圧延の次に行っている熱処理の条件を示している。また、製造工程Ｐ２での引張試験（熱処理後）の欄は、１．３ｍｍの冷間圧延の次に行っている熱処理後での結果を示している。また、引張試験（２０％冷間圧延材）の欄は、製造工程Ｐ１、Ｐ３については、０．８ｍｍに冷間圧延した後の結果を示し、製造工程Ｐ２については、１．０４ｍｍに冷間圧延した後の結果を示している。

試験の結果、下記のことが分かった。
第１発明合金であって、α相のマトリックスに面積率で０〜０．９％のβ相が分散する金属組織である銀白色銅合金は、熱間加工性、冷間加工性、プレス性等の機械的性質に優れ、且つ、変色しにくく、殺菌性・抗菌性、耐Ｎｉアレルギー性に優れた（試験Ｎｏ．ａ−１等参照）。α相のマトリックスに面積率で０〜０．４％のβ相が分散する金属組織である銀白色銅合金は、特に前記特性に優れる。

第２発明合金であって、α相のマトリックスに面積率で０〜０．９％のβ相が分散する金属組織である銀白色銅合金は、強度、曲げ性、プレス性が更に向上した（試験Ｎｏ．ａ−１３等参照）。α相のマトリックスに面積率で０〜０．４％のβ相が分散する金属組織である銀白色銅合金は、特に前記特性に優れる。

第３発明合金であって、α相のマトリックスに面積率で０〜０．９％のβ相が分散する金属組織である銀白色銅合金では、Ａｌ、Ｐ、Ｍｇを有した合金は、強度、耐変色性、耐食性が向上し、Ｓｂ、Ａｓを有した合金は耐食性が向上した（試験Ｎｏ．ａ−３３、ａ−３５、ａ−３６、ａ−３７、ａ−３８等参照）。

熱間圧延後の圧延材の冷却速度が４００〜５００℃の温度域で１℃／秒以上であると、α相のマトリックスでのβ相の面積率が、０〜０．９％になり易い（試験Ｎｏ．ｃ−８〜ｃ−１８、ｃ−１１１、ｃ−１１４等参照）。

熱処理において、５２０≦Ｔｍａｘ≦８００、０．１≦ｔｈ≦９０、４７０≦Ｔｍａｘ−９０×ｔｈ^−１／２≦６２０であり、冷却時の圧延材の４００〜５００℃の温度域での冷却速度が１℃／秒以上であると、α相のマトリックスでのβ相の面積率が、０〜０．９％になり易い（試験Ｎｏ．ｃ−８〜ｃ−１８、ｃ−１０７〜ｃ−１１０、ｃ−１１２〜ｃ−１１７参照）。５４０≦Ｔｍａｘ≦７８０であり、０．１５≦ｔｈ≦５０であり、冷却時の圧延材の４００〜５００℃の温度域での冷却速度が２℃/秒以上であり、（Ｔｍａｘ−９０×ｔｈ^−１／２）が、４８０以上または４９５以上であり、且つ、６００以下または５８０以下であると、相のマトリックスでのβ相の面積率が、０〜０．４％になり易い。

Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｎの組成指数ｆ１（ｆ１＝［Ｃｕ］＋１．２×［Ｎｉ］＋０．４×［Ｍｎ］）の値が６５．５未満の場合、熱間圧延は実施可能であったが、熱間圧延後の冷間圧延性時に５ｍｍ以上の割れが多く認められ、冷間加工性に問題があった。それらの試料は量産などを想定した場合、問題となるため、その後の熱処理、冷間圧延及び種々の評価については実施していない。ただし、試験Ｎｏ．ａ−１０９のみ熱処理及び冷間圧延を実施し、種々の特性を確認したが、β相量が多く、そのため冷間加工性に劣り、更に強度と延性（特に延性が低い）のバランスの指標である引張指数ｆ２＝σ×（１＋ε／１００）が低く、１８０度曲げ加工でも大きな割れを生じ、殺菌性、耐変色性、耐食性、Ｎｉアレルギー性も劣る結果となった。
また組成指数ｆ１の値が７０を超える場合は、熱間あるいは冷間加工時に大きな割れが発生することはなく、最終冷間加工まで実施することが可能であった。しかしそれらの試料は引張強度が低く、そのため強度と伸びのバランスの指標である引張指数ｆ２が６５０以下と小さい。また、プレス性においても大きなバリが発生し、加工性に問題がある（試験Ｎｏ．ａ−１０６、ａ−１１２、ａ−１２０等参照）。なお、ｆ１の値が６９．０以下、若しくは、６６．０以上であるとｆ２が高い値を示す。

Ｃｕ量が５１．０mass％未満、あるいは５８．０mass％を超えた試料は組成指数ｆ１の適正範囲を超えているものが多く、上述のように各種特性に問題が生じる（試験Ｎｏ．ａ−１０１、ａ−１０６等参照）。また上述の試験Ｎｏ．ａ−１０９は組成指数ｆ１の適正範囲にあるものの、Ｃｕ量が５１．０mass％未満であり、上述のごとく、種々の特性に劣る結果となる。組成指数ｆ１とＣｕ量は関連が大きいが、組成指数ｆ１が適正範囲を超える試料は各種特性が劣ることとなり、Ｃｕ量は５１．０〜５８．０mass％が望ましい。さらに、Ｃｕ量が５１．５〜５７.０mass％であると種々の特性がさらに良い結果となる。

Ｎｉ量が１２．５mass％を超える試験Ｎｏ．ａ−１１１は、組成指数ｆ１は適正範囲内にあるものの、熱間圧延性が悪く、熱間圧延時に大きな耳割れを生じた。９．０mass％未満の試験Ｎｏ．ａ−１１９も組成指数ｆ１の適正範囲内にあるが、強度が低く、そのため強度と伸びのバランスの引張指数ｆ２の値が小さい。また殺菌性、耐変色性も悪くなった。
Ｎｉ量も組成指数ｆ１と相関があるが、９．０〜１２．５mass％内に抑える必要があり、１０．０〜１２．０mass％であると更に特性が良くなる。

試験Ｎｏ．ａ−１０５は、Ｎｉ量が９．０mass％未満であるが、Ｐｂが０．０３２mass％と多く添加しているため、熱間圧延時に耳割れが大きく、量産を検討するのは困難であるため、それ以降の冷間圧延加工などは中止した。
Ｐｂは０．０３０mass％を超える試料（試験Ｎｏ．ａ−１１７）も、同様に熱間圧延時に大きな耳割れが発生したため、それ以降の調査は中止した。一方、Ｐｂが０．０００５mass％未満では打ち抜き試験時のバリが大きくなり、加工性に問題が生じる（試験Ｎｏ．ａ−１０３等参照）。このようにＰｂが０．０３０mass％を超えて含まれる試料は熱間圧延性（熱間加工性）に大きな問題があり、０．０００５mass％未満では打ち抜き性（バリ）に問題があり、０．０００５〜０．０３０mass％の適正範囲が導かれる。

Ｍｎは１．９mass％を超えて含まれる試料（試験Ｎｏ．ａ−１１４）は、熱間圧延時に大きな耳割れが生じた。Ｍｎ添加は主に強度を上昇させ、Ｍｎが含まれない試料よりも引張指数ｆ２の値を改善する効果が高かった。その効果は０．０５mass％未満では発揮されず、０．０３mass％の試験Ｎｏ．ａ−１１６ではＭｎ無添加材とほぼ同等レベルで、引張強度がやや小さかった。このようにＭｎは０．０５〜１．９mass％であれば、強度を向上させ、引張指数ｆ２が改善されることとなった。

殺菌性はＺｎ／Ｃｕの値が０．５８未満あるいは０．７以上で評価がＢとなる結果が多く、組成指数ｆ１だけでなく、Ｚｎ／Ｃｕの比も最適な範囲が存在する。

熱間圧延終了後の４００−５００℃の温度域の冷却速度が１℃／秒未満（０．２、０．４、０．８℃／秒）の場合、また熱処理時の４００−５００℃の温度域での冷却速度も同様に１℃／秒未満（０．４、０．８℃／秒）の場合、β相の割合が多くなり、冷間圧延性、殺菌性・抗菌性及び耐変色性が悪化し、また最終熱処理温度が高く、結晶粒径が大きい場合には耐食性も低下した（試験Ｎｏ．ｃ−１１１、ｃ−１１２、ｃ−１１４、ｃ−１１９、ｃ−１２０等参照）。なお、ｃ−１１１、ｃ−１１４、ｃ−１１９、ｃ−１２１、ｃ−１２３、ｃ−１０４、ｃ−１２９、ｃ−１３０については熱延終了後の４００−５００℃の温度域の冷却速度が１℃／秒未満であり、β相の割合が高くなったため冷間圧延性は「Ｃ」の評価となり、圧延材に大きな耳割れが生じている。このように、実用性が困難な製造条件ではあるが、耳割れ部に生じた割れ部分を切除し、その後の各種特性を評価した。
また、β相が多くなると強度と伸びのバランスが悪く、引張指数ｆ２＝σ×（１＋ε／１００）の値が６５０を下回ることになり、曲げ加工性も低下することから、高い強度が必要で曲げ加工するような部材への使用に問題が生じることとなった。
冷却速度が１℃／秒以上の場合においても２℃／秒未満ではβ相が微量析出し、殺菌性・抗菌性や耐変色性に影響があるが、１℃／秒未満の条件よりも強度と伸びのバランス（引張指数ｆ２）が優れた。
このように熱間圧延終了後の４００−５００℃の温度域での冷却速度及び熱処理時の４００−５００℃の温度域での冷却速度は１℃／秒以上必要であり、更に２℃／秒以上ではβ相の出現もなく、加工性、殺菌性・抗菌性、耐変色性及び耐食性に優れ、強度と伸びのバランスも良い材料となる。
上述のようにβ相の面積率は冷間圧延性、強度と伸びのバランス、曲げ加工性及び殺菌性・抗菌性、耐変色性、耐食性に影響を与え、１．０％以上ではそれらのどれかの特性の評価が悪い。またβ相の面積率が０．４％未満では前述の特性に大きな影響を与えることがなく、種々の特性の優れた材料となり、それらの使用用途が制限されることはない。耐食性はβ相だけでなく結晶粒径にも影響される。特にβ相が１．０％を超え、及び結晶粒径が１５μｍ（０．０１５ｍｍ）を超える試料ではＩＳＯ６５０９脱亜鉛腐食試験でも２００μｍを超える脱亜鉛腐食が認められた（試験Ｎｏ．ｃ−１１８、ｃ−１２０等参照）。β相は粒界に存在し、結晶粒が大きいため、脱亜鉛腐食深さが大きくなった。なお、β相が１．５％を超えると結晶粒が１０μｍ（０．０１０ｍｍ）以下でも脱亜鉛腐食に問題が生じてくる（試験Ｎｏ.ｃ−１２９参照）。

熱処理時の最高到達温度は、最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域での保持時間との関連もあるが、５２０℃以下では再結晶組織を得ることが出来ず、そのため加工性に問題が生じるようになる（試験Ｎｏ．ｃ−１０８等参照）。また、８００℃以上では結晶粒が成長し、３０μｍを超えてくる（試験Ｎｏ．ｃ−１０７等参照）。そのため曲げ加工あるいは打ち抜き加工などの強い塑性加工を受ける部分にザラ（表面の凹凸）が生じるようになる。
前述の保持時間は０．１分以下では十分な再結晶組織が得られず、強度と伸びのバランスが低くなる（試験Ｎｏ．ｃ−１１６等参照）。また加熱時間が１００分と長くなると結晶粒が成長し、強い塑性加工部分にザラが生じるようになる（試験Ｎｏ．ｃ−１１７等参照）。
これらの熱処理指数Ｉｔが４７０未満では十分な再結晶組織が得られず、また６２０以上では結晶粒が粗大化し、１８０度曲げなどでザラが発生しやすく、打ち抜き試験でのバリが大きくなるなど塑性加工（加工性）などで問題が生じる（試験Ｎｏ．ｃ−１１８、ｃ−１２４等参照）。Ｉｔが、４８０以上または４９５以上であり、且つ、６００以下または５８０以下であると最適な平均結晶粒径が得られ、強度との伸びのバランスもよくなる。

Ｃｕが５１mass％以下（５０．７mass％：Ｚｎ３６．６mass％）ではβ相率が高く、そのため強度／伸びのバランス、曲げ加工性、耐食性、耐変色性、殺菌性・抗菌性も劣ることになる（試験Ｎｏ．ａ−１０９参照）。
Ｎｉが１３mass％と高いと冷間加工性が悪く、冷間圧延材を作成することが出来なかった（試験Ｎｏ．ａ−１１１等参照）。また、８．５mass％と低い場合、強度／伸びのバランスが低く、殺菌性・抗菌性及び耐変色性も悪くなる（試験Ｎｏ．ａ−１１９等参照）。
Ｐｂ、Ｃはそれぞれ０．０３５mass％、０．０１２mass％を含む場合、熱間圧延性及び冷間圧延性に問題があり、特にＰｂでは熱間圧延性が悪く、割れが大きくなるなど、製品を正常に作成することができなかった（試験Ｎｏ．ａ−１１７、ａ−１１５等参照）。逆にＰｂ、Ｃがそれぞれ０．０００２mass％である場合、打ち抜き加工性悪く、打ち抜き時のバリが大きくなり、バリを除去する作業が必要となり、製造コストがかかることになる（試験Ｎｏ．ａ−１１８、ａ−１１３等参照）。
Ｍｎは２．６mass％含んだ材料では熱間圧延性、冷間圧延性が悪く、圧延材を製造することが出来なかった（試験Ｎｏ．ａ−１１４等参照）。一方、０．０３mass％と低い場合には打ち抜き加工性が悪く、問題を生じる（試験Ｎｏ．ａ−１１６等参照）。
Ａｌは０．３２mass％含んだ材料ではＡｌの強固な酸化皮膜が表面に形成し、殺菌性・抗菌性に問題を生じる（試験Ｎｏ.ａ−１２１参照）。
Ｐは０．１２mass％含んだ材料では、熱間圧延材の端部において大きな耳割れが生じ、熱間での延性に問題が生じた（試験Ｎｏ.ａ−１２２）。
Ｓｂ、Ａｓはそれぞれ０．１１mass％、０．１３mass％を含んだ材料において冷間圧延で若干の耳割れが認められ、材料を１８０°に曲げる曲げ試験において割れが生じるなど、冷間での延性に問題が生じた（試験Ｎｏ.ａ−１２３参照）。
また、組成指数ｆ１＝［Ｃｕ］＋１．２×［Ｎｉ］＋０．４×［Ｍｎ］の値が、６５以下では熱間、冷間圧延性が問題となり、７０を超えると強度／伸びのバランスが悪くなる。組成指数ｆ１の値が６６．０〜６９．０、好ましくは６６．５〜６８．０の材料が特に各種特性に優れる。

発明合金はいずれも従来材であるＣ７５２１（洋白）と比較し、強度／伸びのバランスが優れ、耐ニッケルアレルギー性がよい。
また、Ｃｕ／Ｎｉ合金であるＣ７０６０や黄銅材（Ｃｕ/Ｚｎ合金）であるＣ２６８０と比較すると、Ｃ７５２１と同様に強度／伸びのバランスが優れ、打ち抜き性（加工性）、殺菌性・抗菌性、耐変色性、耐食性に優れる。また、防錆処理を施したＣ２６８０よりも開発合金の耐変色性が優れ、特に長期間の人体接触による暴露試験で顕著な差が見られた。
このように発明合金は洋白と同様の銀白色を呈し、機械的性質（高強度、強度と伸びのバランス）、熱間加工性、冷間加工性が優れ、変色し難く、殺菌性（抗菌性）に優れた銅合金であることが理解される。

本発明に係る銀白色銅合金は、病院内、公共施設の手すり、ドアノブ、ドアハンドル、レバーハンドル、プシュプレート、ポール、ベッドサイドレール、筆記具、グリップ、包交車、台車、食事等搬送台車、カート、机や作業台の天板の構成材、キー材、医療用器具の部材、ヘルスメータ天板、建築内装材、ベンチ・椅子などの手すり、エレベータ内装、屋内電気スイッチ、リモコンなどのボタン、洋食器、楽器、携帯電話、パソコンの遮蔽盤、電気部品のような用途に最適である。また、ニッケルメッキなどのメッキフリーの銀白色材料としての用途にも最適である。

Claims (6)

1. ５１．０〜５８．０mass％のＣｕと、９．０〜１２．５mass％のＮｉと、０．０００３〜０．０１０mass％のＣと、０．０００５〜０．０３０mass％のＰｂとを含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
   Ｃｕの含有量［Ｃｕ］mass％と、Ｎｉの含有量［Ｎｉ］mass％との間に、６５．５≦［Ｃｕ］＋１．２×［Ｎｉ］≦７０．０の関係を有し、
   α相のマトリックスに面積率で０〜０．９％のβ相が分散する金属組織であることを特徴とする銀白色銅合金。
2. ５１．０〜５８．０mass％のＣｕと、９．０〜１２．５mass％のＮｉと、０．０５〜１．９mass％のＭｎと、０．０００３〜０．０１０mass％のＣと、０．０００５〜０．０３０mass％のＰｂとを含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
   Ｃｕの含有量［Ｃｕ］mass％と、Ｎｉの含有量［Ｎｉ］mass％と、Ｍｎの含有量［Ｍｎ］mass％との間に、６５．５≦［Ｃｕ］＋１．２×［Ｎｉ］＋０．４×［Ｍｎ］≦７０．０の関係を有し、
   α相のマトリックスに面積率で０〜０．９％のβ相が分散する金属組織であることを特徴とする銀白色銅合金。
3. ５１．５〜５７．０mass％のＣｕと、１０．０〜１２．０mass％のＮｉと、０．０５〜０．９mass％のＭｎと、０．０００５〜０．００８mass％のＣと、０．００１〜０．００９mass％のＰｂとを含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
   Ｃｕの含有量［Ｃｕ］mass％と、Ｎｉの含有量［Ｎｉ］mass％と、Ｍｎの含有量［Ｍｎ］mass％との間に、６６．０≦［Ｃｕ］＋１．２×［Ｎｉ］＋０．４×［Ｍｎ］≦６９．０の関係を有し、
   α相のマトリックスに面積率で０〜０．４％のβ相が分散する金属組織であることを特徴とする銀白色銅合金。
4. ０．０１〜０．３mass％のＡｌ、０．００５〜０．０９mass％のＰ、０．０１〜０．０９mass％のＳｂ、０．０１〜０．０９mass％のＡｓ、０．００１〜０．０３mass％のＭｇのいずれか１種以上を更に含有することを特徴とする請求項１乃至請求項３のいずれか一項に記載の銀白色銅合金。
5. 請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の銀白色銅合金の製造方法であって、
   熱間圧延後の圧延材の冷却速度が４００〜５００℃の温度域で１℃／秒以上であることを特徴とする銀白色銅合金の製造方法。
6. 請求項１乃至請求項４のいずれか一項に記載の銀白色銅合金の製造方法であって、
   圧延材を所定の温度に加熱し、加熱後に該圧延材を所定の温度に所定の時間保持し、保持後に該圧延材を所定の温度まで冷却する熱処理工程を含み、
   前記熱処理工程における前記圧延材の最高到達温度をＴｍａｘ（℃）とし、該熱処理工程における該圧延材の最高到達温度より５０℃低い温度から最高到達温度までの温度域での保持時間をｔｈ（ｍｉｎ）としたときに、５２０≦Ｔｍａｘ≦８００、０．１≦ｔｈ≦９０、４７０≦Ｔｍａｘ−９０×ｔｈ^−１／２≦６２０であり、前記冷却時の該圧延材の４００〜５００℃の温度域での冷却速度が１℃／秒以上であることを特徴とする銀白色銅合金の製造方法。

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