KR20180081826A

KR20180081826A - 황동 합금 열간 가공품 및 황동 합금 열간 가공품의 제조 방법

Info

Publication number: KR20180081826A
Application number: KR1020187019057A
Authority: KR
Inventors: 케이이치로 오이시; 신지 타나카
Original assignee: 미쓰비시 신도 가부시키가이샤
Priority date: 2016-05-25
Filing date: 2017-05-24
Publication date: 2018-07-17
Also published as: JPWO2017204252A1; JP6304915B1; TWI645053B; CN108495942B; WO2017204252A1; TW201742929A; CN108495942A; KR101929170B1

Abstract

이 황동 합금 열간 가공품의 일 양태는, Cu: 61.5∼64.5mass%, Pb: 0.6∼2.0mass%, Sn: 0.55∼1.0mass%, Sb: 0.02∼0.08mass%, Ni: 0.02∼0.10mass%를 포함하고, 잔부가 Zn 및 불가피 불순물로 이루어지며, 이하의 식을 만족한다.
60.5≤[Cu]+0.5×[Pb]-2×[Sn]-2×[Sb]+[Ni]≤64.0
0.03≤[Sb]/[Sn]≤0.12
0.3≤[Ni]/[Sb]≤3.5

Description

황동 합금 열간 가공품 및 황동 합금 열간 가공품의 제조 방법{BRASS ALLOY HOT-WORKED ARTICLE AND METHOD FOR PRODUCING BRASS ALLOY HOT-WORKED ARTICLE}

[0001]

본 발명은, 내식성이 우수한 황동 합금 열간 가공품(황동 합금의 열간 가공품), 및 이 황동 합금 열간 가공품의 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2016년 5월 25일에, 일본에 출원된 특원 2016-104136호에 근거하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

[0002]

상술한 황동 합금 열간 가공재(열간 압출봉 혹은 열간 단조품)로서는, 피삭성(절삭성) 혹은 단조성이 우수한 점에서, 주로 JIS H3250 C3604(쾌삭 황동), 혹은 C3771(단조용 황동)이 사용되고 있다.

그러나, 이들 황동 합금 재료는, 금속 조직이 α상과 β상으로 이루어지고, 내식성이 좋지 않은 β상이 많이 포함되기 때문에, 수전(水栓) 기기 등의 수돗물과 접촉하는 부식 환경하에서 사용되면, 탈아연 부식이 용이하게 발생하고, 시간의 경과에 따른 부식에 의하여 누수 등의 불량이 발생하게 된다.

[0003]

여기에서, 황동 합금 재료의 내탈아연 부식성을 향상시킬 목적으로, 면적 비율 5% 이상의 γ상을 석출시키는 경우가 있다. 특허문헌 1에는, β상 중에 Sn을 1.5mass% 이상 함유하는 내탈아연 황동 접합 부재가 개시되어 있다. 또, 특허문헌 2에는, Cu: 61.0∼63.0mass%, Pb: 2.0∼4.5mass%, P: 0.05∼0.25mass%, Ni: 0.05∼0.30mass%, 잔부가 Zn이 된 구리기 합금으로 이루어지는 내탈아연 부식성을 개선한 재료가 제안되어 있다.

[0004]

특허문헌 1에 개시된 합금은, 경질이고 부서지기 쉬운 γ상이 많이 포함되는 합금이고, 급격한 힘이 가해지는, 예를 들면 수전 기기에서의 워터 해머 현상 등에서는, 균열이 발생하기 쉽다는 문제가 있다. 또, γ상은, β상보다 내탈아연 부식성이 우수하지만 α상보다 뒤떨어지기 때문에, 다량으로 존재하는 경우는 γ상에서 우선적으로 탈아연 부식이 발생하게 된다.

한편, 특허문헌 2에 개시된 구리기 합금은, Sn이 포함되어 있지 않은 점에서, 실질적인 내탈아연 부식성이 뒤떨어지고, P를 많이 포함하는 경우는 주조 시에 균열을 발생시키는 등의 제조 상의 문제도 있다.

[0005] 특허문헌 1: 일본 공개특허공보 2002-069552호 특허문헌 2: 일본 공개특허공보 평11-131158호

[0006]

본 발명은, 상기 종래 기술의 문제를 해결하기 위하여 이루어진 것이며, 내탈아연 부식성 등의 내식성이 우수하고, 열간 가공성이 우수한 황동 합금 열간 가공품 및 황동 합금 열간 가공품의 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 한다.

[0007]

본 발명은, 이러한 발견에 근거하여 이루어진 것으로서, 본 발명의 제1 양태인 황동 합금 열간 가공품은, Cu: 61.5mass% 이상 64.5mass% 이하, Pb: 0.6mass% 이상 2.0mass% 이하, Sn: 0.55mass% 이상 1.0mass% 이하, Sb: 0.02mass% 이상 0.08mass% 이하, Ni: 0.02mass% 이상 0.10mass% 이하를 포함하고, 잔부가 Zn 및 불가피 불순물로 이루어지며, Cu의 함유량을 [Cu]mass%, Pb의 함유량을 [Pb]mass%, Sn의 함유량을 [Sn]mass%, Sb의 함유량을 [Sb]mass%, Ni의 함유량을 [Ni]mass%로 한 경우에,

60.5≤[Cu]+0.5×[Pb]-2×[Sn]-2×[Sb]+[Ni]≤64.0,

0.03≤[Sb]/[Sn]≤0.12,

0.3≤[Ni]/[Sb]≤3.5를 만족하는 것을 특징으로 한다.

[0008]

본 발명의 제2 양태인 황동 합금 열간 가공품은, Cu: 62.0mass% 이상 64.0mass% 이하, Pb: 0.7mass% 이상 2.0mass% 이하, Sn: 0.60mass% 이상 0.95mass% 이하, Sb: 0.03mass% 이상 0.07mass% 이하, Ni: 0.025mass% 이상 0.095mass% 이하를 포함하고, 잔부가 Zn 및 불가피 불순물로 이루어지며, Cu의 함유량을 [Cu]mass%, Pb의 함유량을 [Pb]mass%, Sn의 함유량을 [Sn]mass%, Sb의 함유량을 [Sb]mass%, Ni의 함유량을 [Ni]mass%로 한 경우에,

60.7≤[Cu]+0.5×[Pb]-2×[Sn]-2×[Sb]+[Ni]≤63.6,

0.035≤[Sb]/[Sn]≤0.10,

0.4≤[Ni]/[Sb]≤3.5를 만족하는 것을 특징으로 한다.

[0009]

본 발명의 제3 양태인 황동 합금 열간 가공품은, 상술한 황동 합금 열간 가공품에 있어서, 금속 조직이 α상 매트릭스이고, Pb 입자를 포함하며, β상의 면적률과 γ상의 면적률의 합계의 면적률이 0% 이상 5% 이하인 것을 특징으로 한다.

[0010]

본 발명의 제4 양태인 황동 합금 열간 가공품은, 상술한 황동 합금 열간 가공품에 있어서, 금속 조직이 α상 매트릭스이고, Pb 입자를 포함하며, β상 또는 γ상의 각각의 장변의 길이가 100μm 이하인 것을 특징으로 한다.

[0011]

본 발명의 제5 양태인 황동 합금 열간 가공품은, 상술한 황동 합금 열간 가공품에 있어서, 금속 조직이 α상 매트릭스이고, Pb 입자를 포함하며, Pb 입자의 평균 입경이 0.2μm 이상, 3μm 이하인 것을 특징으로 한다.

[0012]

본 발명의 제6 양태인 황동 합금 열간 가공품은, 상술한 황동 합금 열간 가공품에 있어서, 금속 조직이 α상 매트릭스이고, Pb 입자를 포함하며, Pb 입자의 분포가 0.002개/100μm²이상, 0.06개/100μm²이하인 것을 특징으로 한다.

[0013]

본 발명의 제7 양태인 황동 합금 열간 가공품은, 상술한 황동 합금 열간 가공품에 있어서, 금속 조직이 α상 매트릭스이고, Pb 입자를 포함하며, Pb 입자의 평균 입경이 0.2μm 이상, 3μm 이하이고, 또한 Pb 입자의 분포가 0.002개/100μm²이상, 0.06개/100μm²이하인 것을 특징으로 한다.

[0014]

본 발명의 제8 양태인 황동 합금 열간 가공품은, 상술한 황동 합금 열간 가공품으로서, 수도용 기구로서 사용되는 것을 특징으로 한다.

[0015]

본 발명의 제9 양태인 황동 합금 열간 가공품의 제조 방법은, 상술한 황동 합금 열간 가공품을 제조하는 황동 합금 열간 가공품의 제조 방법으로서, 670℃ 이상 820℃ 이하의 온도에서 열간 가공하고, 620℃에서 450℃까지의 온도 영역을, 200℃/분 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 한다.

[0016]

본 발명의 제10 양태인 황동 합금 열간 가공품의 제조 방법은, 상술한 황동 합금 열간 가공품의 제조 방법에 있어서, 상기 열간 가공 후에, 470℃ 이상 560℃ 이하의 온도로, 1분 이상 8시간 이하로 유지하는 열처리를 행하는 것을 특징으로 한다.

[0017]

본 발명의 양태에 의하면, 내탈아연 부식성 등의 내식성이 우수하고, 열간 가공성이 우수한 황동 합금 열간 가공품 및 황동 합금 열간 가공품의 제조 방법을 제공할 수 있다.

[0018]
도 1은 실시예에 있어서의 열간 압출재의 금속 조직 관찰 위치를 나타내는 설명도이다.
도 2는 실시예에 있어서의 열간 단조재의 금속 조직 관찰 위치를 나타내는 설명도이다.

[0019]

이하에, 본 발명의 실시형태에 관한 황동 합금 열간 가공품 및 황동 합금 열간 가공품의 제조 방법에 대하여 설명한다.

본 실시형태인 황동 합금 열간 가공품은, 급수전 금구(金具), 이음매, 밸브 등의 수도용 기구로서 이용되는 것이다. 또, 본 실시형태인 황동 합금 열간 가공품은, 황동 합금 열간 압출봉 또는 황동 합금 열간 단조품이다.

[0020]

여기에서, 본 명세서에서는, [Zn]과 같이 괄호가 붙은 원소 기호는 당해 원소의 함유량(mass%)을 나타내는 것으로 한다.

그리고, 본 실시형태에서는, 이 함유량의 표시 방법을 이용하여, 이하와 같이, 복수의 조성 관계식을 규정하고 있다.

조성 관계식 f1=[Cu]+0.5×[Pb]-2×[Sn]-2×[Sb]+[Ni]

조성 관계식 f2=[Sb]/[Sn]

조성 관계식 f3=[Ni]/[Sb]

[0021]

본 발명의 제1 실시형태에 관한 황동 합금 열간 가공품은, Cu: 61.5mass% 이상 64.5mass% 이하, Pb: 0.6mass% 이상 2.0mass% 이하, Sn: 0.55mass% 이상 1.0mass% 이하, Sb: 0.02mass% 이상 0.08mass% 이하, Ni: 0.02mass% 이상 0.10mass% 이하를 포함하고, 잔부가 Zn 및 불가피 불순물로 이루어지며, 조성 관계식 f1이 60.5≤f1≤64.0의 범위 내, 조성 관계식 f2가 0.03≤f2≤0.12의 범위 내, 조성 관계식 f3이 0.3≤f3≤3.5의 범위 내로 되어 있다.

[0022]

본 발명의 제2 실시형태에 관한 황동 합금 열간 가공품은, Cu: 62.0mass% 이상 64.0mass% 이하, Pb: 0.7mass% 이상 2.0mass% 이하, Sn: 0.60mass% 이상 0.95mass% 이하, Sb: 0.03mass% 이상 0.07mass% 이하, Ni: 0.025mass% 이상 0.095mass% 이하를 포함하고, 잔부가 Zn 및 불가피 불순물로 이루어지며, 조성 관계식 f1이 60.7≤f1≤63.6의 범위 내, 조성 관계식 f2가 0.035≤f2≤0.10의 범위 내, 조성 관계식 f3이 0.4≤f3≤3.5의 범위 내로 되어 있다.

[0023]

그리고, 상술한 본 발명의 제1, 2 실시형태에 관한 황동 합금 열간 가공품에 있어서는, 금속 조직이 α상 매트릭스이고, Pb 입자를 포함하며, β상의 면적률과 γ상의 면적률의 합계의 면적률이 0% 이상 5% 이하로 되어 있다.

또, β상 또는 γ상의 각각의 장변의 길이가 100μm 이하로 되어 있다.

[0024]

이하에, 성분 조성, 조성 관계식 f1, f2, f3, 금속 조직을, 상술한 바와 같이 규정한 이유에 대하여 설명한다.

[0025]

(Cu)

Cu는, 본 발명 합금을 구성하는 주요 원소이고, Sn, Pb, Zn과의 관계에 크게 영향을 받지만, 본 발명 합금의 열간 가공재인, 열간 압출재, 및 열간 단조품에 있어서, 우수한 내식성, 내탈아연 부식성을 갖기 위하여, Cu는 61.5mass% 이상 필요하고, 바람직하게는 62.0mass% 이상이다. 한편, Cu의 함유량이 64.5mass%를 초과하면, 열간에서의 가공 시, 즉, 열간 압출 및 열간 단조 시의 변형 저항을 낮추는 β상 등이 차지하는 비율이 낮아진다. 이로 인하여, 열간에서의 변형 저항이 커지고, 적절한 열간 가공을 하기 위한 열간 가공 온도가 높아진다. 또 열간 가공성인 열간 압출성, 열간 단조성이 악화될뿐만 아니라, 절삭성도 악화되고, 강도도 낮아지며, 내식성도 포화한다. 이로 인하여, Cu의 함유량의 상한은 64.5mass% 이하이고, 바람직하게는 64.0mass% 이하이다.

[0026]

(Pb)

Pb는, 절삭성(피삭성)을 향상시키기 위하여 함유된다. 그러기 위해서는, Pb는 0.6mass% 이상 필요하다. 바람직하게는 0.7mass% 이상이고, 특히 절삭성이 요구되는 경우에는 1.0mass% 이상이다. Pb의 함유량이 많아짐에 따라 절삭성이 향상된다. 한편, Pb가 2.0mass%를 초과하여 함유되면, 물에 대한 용출량이 많아지고, 환경 부하가 커질 우려가 있기 때문에, Pb의 함유량의 상한은 2.0mass% 이하로 한다.

또한, Pb는, 구리 합금의 모상(母相) 중에 대부분 고용(固溶)되지 않기 때문에, Pb 입자로서 존재하게 된다. Pb 입자의 크기 및 분포는, 절삭성(피삭성)에 크게 영향을 주고, 또 Pb의 용출량에도 영향을 준다. 절삭성(피삭성)의 향상을 위해서는, Pb 입자의 크기가 작고, 균일 또한 고밀도로 분포하고 있는 것이 요망된다. 한편, Pb의 용출량에 관해서는, 접촉하는 수돗물 등의 수용액과 접촉하는 Pb 입자의 면적이 많을수록, 용출량이 많아지기 때문에, 절삭성(피삭성)과 상반되는 Pb 입자의 크기 및 분포가 된다. 따라서, 본 발명 합금에 필요한 절삭성(피삭성)과 용출량이 문제가 되지 않도록 밸런스를 맞추기 위해서는, Pb 입자의 크기와 분포의 각각에 적절한 범위가 있다. 절삭성(피삭성)을 위해서는 Pb 입자의 평균 입자경은 0.2μm 이상, 3μm 이하인 것이 필요하다. Pb 입자의 평균 입자경이 3μm를 초과하면, 절삭 시에 Pb 입자가 절삭면에 신장되지만, 그 Pb의 면적이 증대한다. 이로 인하여, 결과적으로 수돗물과 접촉하는 Pb의 면적이 커지고 Pb의 용출량이 증가한다. 평균 입자경이 0.2μm 미만에서는, 입자가 작고, 절삭성의 향상을 위한 칩 브레이커로서의 역할을 하지 않게 된다.

Pb 입자의 분포는, 단면적 100μm²당 Pb 입자의 존재 개수(밀도)로 나타낸다. Pb 입자의 분포(밀도)가 0.002개/100μm²이상, 0.06개/100μm²이하이면, 절삭성(피삭성)에 기여한다. Pb 입자의 분포가 0.002개/100μm²미만에서는, Pb 입자의 존재가 적고, 칩 브레이커로서의 역할을 하지 않아, 피삭성 지수가 낮아져 버린다 (75% 미만).

또, Pb 입자의 분포는, 절삭성(피삭성)의 관점에서 보면, 많은 편이 유리하지만, Pb의 용출의 관점에서는 적은 편이 좋다. Pb 입자는 절삭 시에 절삭공구와 접촉한 경우, 그 때에 발생한 열에 의하여 일부 용해하는 등, 절삭공구가 움직이는 방향으로 신장됨으로써, 실질적으로 절삭 표면에 광범위하게 존재하게 된다. 따라서, Pb 입자의 분포가 많으면, 필연적으로 절삭 후의 표면에 존재하는 Pb는 많아지고, Pb의 용출량이 필연적으로 커진다. JIS S3200-7(수도용 기구-침출 성능 시험 방법)에 의하여 Pb의 침출량(용출량)을 측정하면, 용량 보정을 행해도 0.007mg/L를 충분히 초과하는 것은, Pb 입자의 평균 입경이 3μm를 초과하고, 또 입자의 분포가 0.06개/100μm²를 초과하는 경우이다. 또한, 납 침출량(용출량)의 0.007mg/L는, 후생노동성령 제15호에 기재된 말단 급수전에 있어서의 침출액에 관한 기준의 상한(주요한 부재를 구리 합금을 이용한 경우)이고, 이 기준을 초과하는 재료는, 말단 급수전으로서 이용할 수 없게 된다.

따라서, Pb 입자의 분포(밀도)의 상한으로서는, 용출량(침출량)에 문제가 발생하지 않는 0.06개/100μm²이하로 한다.

이상의 점에서, Pb 입자의 평균 입자경은 0.2∼3μm이고, 분포에 대해서는 0.002∼0.06개/100μm²가 된다.

[0027]

(Sn)

Sn은, Cu, Zn과의 관계에 크게 영향을 받지만, 구리 합금에 있어서 가혹한 수질에서의 내식성, 특히 내탈아연 부식성을 향상시킨다. 또한, Sn은, 열간 가공 즉, 열간 압출 시, 및 열간 단조 시의 열간에서의 변형 저항을 낮게 한다. 이를 달성하기 위해서는, Sn은, 0.55mass% 이상 필요하고, 바람직하게는 0.60mass% 이상이며, 보다 바람직하게는 0.65mass% 이상이다. 한편, Sn이 1.0mass%를 초과하여 함유되면, γ상, 혹은 β상이 차지하는 비율이 커져, 오히려 내식성이 문제가 된다. 이로 인하여, Sn의 함유량의 상한은, 1.0mass% 이하이고, 바람직하게는 0.95mass% 이하이다.

[0028]

(Sb)

Sb는, 구리 합금에 있어서 가혹한 수질에서의 내식성, 특히 내탈아연 부식성을 향상시키는 작용이 있고, Sn 및 Ni의 공첨가하에, 보다 더 그 효과를 발휘한다. 우수한 내식성을 발휘하기 위해서는, Sb는 0.02mass% 이상 필요하고, 바람직하게는 0.03mass% 이상이며, 보다 바람직하게는 0.035mass% 이상이다. 한편, Sb는 0.08mass%를 초과하여 함유해도, 그 효과는 포화할뿐만 아니라, 열간에서의 가공성에 악영향을 미치고, 냉간에서의 가공성도 악화된다. 이로 인하여, Sb의 함유량의 상한은, 0.08mass% 이하이고, 바람직하게는 0.07mass% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.065mass% 이하이다.

[0029]

(Ni)

Ni는, Sn, Sb와의 공첨가하에, 구리 합금에 있어서 가혹한 수질에서의 내식성, 내탈아연 부식성을 향상시키고, 특히 Sb의 효과를 최대한으로 발휘시키는 작용이 있다. 우수한 내식성을 발휘하기 위해서는, Ni는 0.02mass% 이상 필요하고, 바람직하게는 0.025mass% 이상이다. 한편, Ni를 0.10mass%를 초과하여 함유하면, 가혹한 수질하에서 Ni의 용출량이 증가할 우려가 있다. 이로 인하여, Ni의 함유량의 상한은 0.10mass% 이하이고, 바람직하게는 0.095mass% 이하이다.

[0030]

(불가피 불순물)

Pb를 함유한 구리 합금은, 재활용, 비용의 점에서 절삭 부스러기나 폐기 제품이 주요 원료로서 사용된다. 절삭 부스러기에는, 예를 들면 공구 마모 등에 의하여 Fe 등의 수종(數種)의 원소가 혼입된다. 폐기 제품에는, Cr 등의 도금이 실시되어 있는 경우가 있다. 그들이 원료로서 사용되기 때문에, 불가피 불순물은, 다른 구리 합금보다 많이 혼입된다. 예를 들면, 불순물로서 취급되는 Fe의 양에 관해서는, JIS H 3250으로 규정되는 약 3mass%의 Pb를 함유하는 구리 합금(C3604), 약 4mass%의 Pb를 함유하는 구리 합금(C3605)에서는, 0.5mass%까지 허용되고 있다.

따라서, 본 발명 합금에 있어서는, 특성에 중대한 영향을 미치지 않는 것을 전제로, Fe, Cr, Mn, Al 등의 불가피 불순물은, 합계로 1.0mass%까지 허용된다.

P는 Sb와 마찬가지로 구리 합금의 내식성을 향상시키는 작용이 있다. 그러나, 소량이라도 P가 혼입되면, 주괴 작성 시에 표면 혹은 내부에 균열이 발생하기 쉽고, 또 열간 가공 중에 재료 표면에 균열이 발생하기 쉬워진다. Cu, Pb, Sn, Ni의 함유량에 따라서도 다르지만, 예를 들면 P의 함유량이 0.02mass%를 초과하면, 주괴 작성 시의 문제나 열간 가공 시의 문제가 발생하기 때문에, P가 혼입되었다고 하더라도 그 상한값을 0.02mass% 이하로 하는 것이 바람직하다.

[0031]

(조성 관계식 f1)

우수한 내식성을 발휘하기 위해서는, 또 양호한 열간 가공성을 확보하기 위해서는, Cu, Sn, Ni 등의 각 원소의 함유량의 범위를 규정하는 것만으로는 불충분하다. Cu의 함유량을 [Cu]mass%, Pb의 함유량을 [Pb]mass%, Sn의 함유량을 [Sn]mass%, Sb의 함유량을 [Sb]mass% 및 Ni의 함유량을 [Ni]mass%로 하면, 조성 관계식 f1=[Cu]+0.5×[Pb]-2×[Sn]-2×[Sb]+[Ni]의 값이 60.5 미만이면, 양호한 내식성이 얻어지지 않는다. 또한 열간 가공(열간 압출, 열간 단조) 후의 공정에서, 열처리를 실시해도 우수한 내식성을 발휘할 수 없다.

따라서, 조성 관계식 f1의 하한은, 60.5 이상이고, 바람직하게는 60.7 이상, 보다 바람직하게는 61.0 이상이다.

한편, 조성 관계식 f1=[Cu]+0.5×[Pb]-2×[Sn]-2×[Sb]+[Ni]의 값이 64.0을 초과하면, 열간에서의 변형 저항이 높아지고, 또 열간에서의 변형능이 악화되며, 양호한 열간 가공성, 즉, 열간 압출성, 열간 단조성을 확보할 수 없다. 예를 들면, 열간 가공 온도나 설비 능력에 따라서도 다르지만, 양호한 열간 가공성이란, 열간 압출에 대해서는, 압출봉의 표면에 균열이 없고, 실용상 많이 사용되는 최소의 치수, φ12mm로 압출하는 것이 가능한지 여부이다. 열간 단조에 대해서는, 단조품의 표면에 균열이 발생하지 않고, 박육(薄肉) 단조까지 가능한지 여부이다.

따라서, 조성 관계식 f1의 상한은, 64.0 이하이고, 바람직하게는 63.6 이하이며, 보다 바람직하게는 63.0 이하이다.

[0032]

(조성 관계식 f2)

단지, Sb, Sn이 소정량으로 함유되어 있는 것만으로는, 특히 우수한 내식성, 내탈아연 부식성은 얻어지지 않는다. Sn, Sb 두 원소는 모두, 600℃ 이상의 고온에서 안정적인 β상에, 매트릭스의 α상보다, 많이 고용된다. 혹은, Sn, Sb는, 475℃ 이하, 특히 450℃ 이하의 저온측에서 안정적인 γ상에, 매트릭스의 α상보다, 많이 고용된다. 매트릭스의 α상과, β상 및/또는 γ상과의 비율에 따라서도 다르지만, 본 발명 합금의 조성이면, β상 중에 고용되는 Sn, Sb의 양은, α상 중에 고용되는 Sn, Sb의 양보다, 대략 2∼7배 많다. 또 γ상 중에 고용되는 Sn, Sb의 양은, α상 중에 고용되는 양보다, 대략 7∼15배 많이 고용된다. 먼저, 매트릭스의 α상의 내식성을 우수한 것으로 하기 위해서는, Sb와 Sn의 존재비가 중요하고, Sb와 Sn이 상기 조성 범위인 것이 전제이다. 조성 관계식 f2=[Sb]/[Sn]이, 0.03≤f2≤0.12일 때, Sn과 Sb의 공첨가의 효과가 더 현저한 것이 되고, α상의 내식성이 가장 향상된다. 바람직하게는, 조성 관계식 f2의 하한은 0.035 이상이고, 조성 관계식 f2의 상한은 0.10 이하이다.

[0033]

Cu-Zn-Sn계 합금의 β상에 관해서는, 특히 내식성이 우수한 것으로 하는 것은 곤란하지만, 조성 관계식 f2=[Sb]/[Sn]이, 0.03≤f2, 바람직하게는 0.035≤f2를 만족시켰을 때, β상의 내식성이 향상되고, 압출재 또는 단조품의 내식성이 향상된다. 본 발명 합금은, 고온에서 열간 변형 저항이 낮은 β상이 생성됨으로써, 열간 가공성을 높이는 것이지만, 온도의 저하에 따라 β상이 α상으로 상변화하고, 내식성이 높아진다. 그러나, β상으로부터 α상으로 상변화하는 결정립계, 상경계는, 내식성에 문제가 있다. 조성 관계식 f2=[Sb]/[Sn]의 값이, 적어도 0.03 이상, 0.12 이하일 때, 결정립계, 상경계의 내식성이 높아진다.

475℃ 이하 혹은 450℃ 이하의 온도가 되면, β상이 α상으로 변화할 때, β상에 고용되는 Sn, Sb 농도가 더 높아짐으로써 γ상은 생성된다. 0.03≤f2≤0.12일 때, α상과 γ상의 결정립계, 상경계, 및 γ상 자체의 내식성이 더 향상된다.

고온의 변형능에 관하여, 조성 관계식 f2=[Sb]/[Sn]이 0.12를 초과하면, Sn에 비하여, Sb의 양이 과잉되고, α상, 및 β상의 열간에서의 변형능이 저하되어, 열간 가공성을 악화시킨다.

[0034]

(조성 관계식 f3)

조성 관계식 f2=[Sb]/[Sn]과 마찬가지로, Ni와 Sb의 관계도 중요하다. Ni의 존재에 따라, 매트릭스의 α상, γ상의 내식성에 대하여, Sb의 효과가 더 높아지고, β상의 내식성에 대해서도 높아진다. 특히, 고온에서 안정적인 β상으로부터, α상으로 변화할 때의 결정립계, 상경계, 및 저온측에서 β상으로부터 γ상과 α상으로 변화할 때의 상경계, 및 γ상의 내식성을 향상시킨다. 그들의 효과를 발휘하기 위해서는, 조성 관계식 f3=[Ni]/[Sb]의 값이 0.3 이상이고, 바람직하게는 0.4 이상이다. 상한은, 본 발명 합금의 Ni 조성 범위에서는 특별히 제약할 필요는 없지만, 상기 효과가 포화하는 것을 감안하여, 조성 관계식 f3=[Ni]/[Sb]의 값을 3.5 이하로 한다.

[0035]

(금속 조직)

양호한 열간 가공성을 확보하기 위해서는, 열간 가공 온도에서, β상이 존재하는 것이 필수 요건이다. 고온의 가열 온도, 혹은 가공 온도에서 생성되는 β상은, 온도 저하와 함께 α상, 혹은 γ상으로 변화한다. 제조 프로세스에 따라서도 다르지만, 본 발명 합금의 조성이더라도, 내식성에 문제가 있는 β상이 잔류하고, γ상이 생성되는 경우가 있다. 상기 Sn, Sb, Ni를, 조성 관계식 f2=[Sb]/[Sn], 및 조성 관계식 f3=[Ni]/[Sb]가 적절해지도록 함유시킴으로써, β상, γ상의 내식성을 향상시키고 있기 때문에, 일반적인 수질에서는 문제는 되지 않지만, 가혹한 환경하에서는 충분하다고 할 수 없다.

[0036]

즉, 금속 조직 중에 포함되는 β상과 γ상이 차지하는 비율의 합계가, 면적률에서 5%를 초과하고, 또한, 임의의 단면의 현미경 관찰에 있어서, β상 또는 γ상의 각각의 장변의 길이가, 100μm를 초과하면, 가혹한 환경하에서의 내식성에 견딜 수 없다. β상 혹은 γ상의 내탈아연 부식성이, α상과 비교하여 낮기 때문에, 그들이 금속 조직 중에 존재한 경우, 우선적으로 탈아연 부식을 나타내는 경우가 있다. 즉, 장변의 길이가 100μm를 초과하면, 탈아연 부식 깊이가 100μm를 초과하는 경우가 있어, 내식성에 문제가 발생하게 된다. 따라서, 금속 조직 중에 포함되는 β상과 γ상이 차지하는 비율의 합계가, 면적률에서 0% 이상, 5% 이하이거나, 또는 β상 또는 γ상의 각각의 장변의 길이가, 100μm 이하인 것이 필요하다. β상과 γ상이 차지하는 비율의 합계가, 면적률에서 0% 이상, 5% 이하인 경우, 바람직하게는, β상의 면적률이 0% 이상, 3% 이하이다. 보다 바람직하게는, 금속 조직 중에 포함되는 β상과 γ상이 차지하는 비율의 합계가, 면적률에서 5% 이하이고, 또한, β상 또는 γ상의 각각의 장변의 길이가, 100μm 이하이다. 최선으로는, β상과 γ상이 차지하는 비율의 합계가, 면적률에서 0% 이상, 5% 이하이고, 또한, β상의 면적률이 0% 이상, 3% 이하이며, 또한, β상 또는 γ상의 각각의 장변의 길이가, 100μm 이하이다.

[0037]

또한, 가혹한 환경하의 내식성에서 문제가 되는 α상과 β상, 또는 α상과 γ상의 결정립계, 상경계에 대해서는, 고온 가열 시에 β상과 접하는 α상과의 상경계, 결정립계를 포함시키고, 상기 Sn, Sb, Ni를, 조성 관계식 f2=[Sb]/[Sn], 및 조성 관계식 f3=[Ni]/[Sb]이 적절해지도록 함유시킴으로써, 내식성을 향상시킬 수 있어, 충분히 대처할 수 있다.

[0038]

다음으로, 본 발명의 제1, 2 실시형태에 관한 황동 합금 열간 가공품의 제조 방법에 대하여 설명한다.

먼저, 상술한 성분 조성으로 이루어진 주괴를 준비하고, 이 주괴에 대하여 열간 가공(열간 압출하고, 열간 단조)을 행한다. 또한, 본 실시형태에서는, 열간 가공 후에 열처리를 실시해도 된다.

[0039]

(열간 가공)

이 열간 가공에 있어서는, 670℃ 이상 820℃ 이하의 온도에서 열간 압출 또는 열간 단조하고, 620℃에서 450℃의 온도 영역을, 2℃/분 이상 200℃/분 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 열간 가공한 재료는 최종적으로 100℃ 이하로 하고, 대부분은 실온까지 냉각된다.

열간 가공 온도(열간 압출 온도 및 열간 단조 온도)가 지나치게 높으면, 표면에 미세한 균열이 발생한다. 이로 인하여, 열간 가공 온도(열간 압출 온도 및 열간 단조 온도)는 820℃ 이하로 하고 있고, 바람직하게는 800℃ 이하이다.

한편, 열간 가공 온도(열간 압출 온도 및 열간 단조 온도)가 지나치게 낮으면, 변형 저항이 높아진다. 가공 설비 능력에 따라서도 다르지만, 예를 들면 사이즈가 작은 가는 봉(직경 12mm 이하)을 제조할 때, 압출이 곤란해지거나, 압출되어도, 가공 중의 온도 저하에 의하여 압출되지 못한 부분이 발생하고, 주괴로부터 제품의 중량비인 수율이 악화되거나 할 우려가 있다. 또, 가공도가 높은 단조품에서는, 충분히 재료가 충전되지 않아 성형되지 못할 우려가 있다.

[0040]

또, 열간 가공 후의 냉각 속도가 지나치게 빠르면, β상으로부터 α상으로의 상변화가 불충분해지고, 냉각 후의 β상률이 높아진다, 또한, 신장한 β상이 잔류하기 쉬워져, 가혹한 환경하에서의 내식성이 악화된다. 이로 인하여, 620℃에서 450℃의 온도 영역을 200℃/분 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하기로 하고 있고, 바람직하게는 100℃/분 이하이다. 냉각 속도의 하한은, 굳이 기재하면, 생산 효율을 생각하여 2℃/분 이상으로 한다.

[0041]

여기에서, 냉각 중에 β상에서 γ상 및 α상으로 변화하는 경우에 있어서도, β상이 신장한 경우는 γ상도 신장하기 쉬워지는 등, 가혹한 환경하에서는 내식성이 악화된다.

특히 열간 압출봉은, 주괴로부터의 압출에 의하여 얻어진다. 열간 압출봉의 금속 조직은, 압출 방향과 평행하게 나열되어, 신장하기 쉬운 상황에 있다.

한편, 열간 단조품은, 주괴로부터 압출에 의하여 얻어진 열간 압출재를 소재로 하여 열간 단조하여 얻어진다. 열간 단조에서는 제품의 형상에 따라, 금형 내에서 다양한 방향으로 재료가 소성 변형하여 흐르지만, 기본적으로 재료의 흐름을 따른 금속 조직이 된다. 열간 압출재를 가열하여 열간 단조하지만, 단조의 금형을 따른 형상으로 소성 변형하고, 가열된 열간 압출봉의 금속 조직이 파괴되기 때문에, 일반적으로는 소재인 열간 압출재보다 결정 입자가 커지는 경우는 거의 없다.

Pb 입자는 상술한 바와 같이 구리 합금에는 대부분 고용되지 않기 때문에, 금속의 Pb 입자로서 존재하고, 결정립 내 및 결정립계에 관계없이, 존재한다. 따라서 열간 가공 중 혹은 후술하는 열처리 중에서, Pb의 융점인 327℃ 이상에 있는 경우, Pb는 액체 상태에 있다. 열간 가공의 온도, 금속 조직의 흐름 및 냉각 속도에 따라 Pb 입자의 크기(평균 결정 입경) 및 분포(존재 개수의 밀도)도 변화한다. 이것은 후술하는 열처리에서도 동일하다.

[0042]

(열처리)

열간 가공 후에 열처리를 행하는 경우에는, 열처리 온도를 470℃ 이상 560℃ 이하로 하고, 열처리 온도에서의 유지 시간을 1분 이상 8시간 이하로 하는 것이 바람직하다.

보다 내식성을 높이기 위해서는, 열처리가 유효한 수단이다. 그러나, 열처리 온도가 560℃를 초과하면, β상의 감소(β상에서 α상으로의 상변화)에 관하여 효과가 없고, 오히려 β상이 증가하는 경우가 있으며, 내식성에 문제가 발생한다. 이로 인하여, 열처리 온도의 상한은 560℃ 이하이고, 바람직하게는 550℃ 이하이다. 한편, 열처리 온도가 470℃ 미만인 온도에서 열처리하면, β상은 감소하지만, γ상이 증가하고, 경우에 따라서는, 내식성이 악화되는 경우가 있다. 이로 인하여, 열처리 온도의 하한은 470℃ 이상이고, 바람직하게는 490℃ 이상이다.

[0043]

또, 열처리 온도에서의 유지 시간이 1분보다 짧으면, 충분히 β상이 감소하지 않는다. 한편, 열처리 온도에서의 유지 시간이 8시간을 초과하면, β상 감소의 효과는 포화하고, 에너지 사용의 점에서 문제가 있다. 따라서, 본 실시형태에서는, 열처리 온도에서의 유지 시간을 1분 이상 8시간 이하로 설정하고 있다.

또한, 열간 단조는, 열간 압출재(단조 소재)에 대하여 실시되지만, 단조되는 봉재에 열처리를 실시해도 단조성에 큰 영향은 주지 않는다. 이것은 열간 단조 전에 단조 소재를 가열하기 위하여, 열처리의 이력도 클리어되기 때문이다. 단, 열처리를 하기 위해서는 비용이 드는 점에서, 일반적으로는, 열간 단조하는 황동 합금은, 압출한 상태(열처리를 실시하지 않음)의 재료가 이용되는 경우가 많다.

[0044]

이상과 같은 제조 방법에 의하여, 제1, 2 실시형태에 관한 황동 합금 열간 가공품이 제조된다.

[0045]

상술한 바와 같이, 본 발명의 제1, 제2 실시형태에 관한 황동 합금 열간 가공품에 있어서는, 내식성이 우수하고, 열간 가공성, 피삭성이 양호하다. 이들의 특성으로부터, 코스트 퍼포먼스가 우수한, 급수전 금구, 이음매, 밸브 등의 수도용 기구의 적합한 소재가 된다.

[0046]

이상, 본 발명의 실시형태에 대하여 설명했지만, 본 발명은 이에 한정되지 않고, 그 발명의 기술적 요건을 일탈하지 않는 범위에서 적절히 변경하는 것이 가능하다.

실시예

[0047]

이하, 본 발명의 효과를 확인하기 위하여 행한 확인 실험의 결과를 나타낸다. 또한, 이하의 실시예는, 본 발명의 효과를 설명하기 위한 것으로서, 실시예에 기재된 구성, 프로세스, 조건이 본 발명의 기술적 범위를 한정하는 것은 아니다.

또, 이하, 평가 결과에 있어서, 부호 "◎"는 "우수함(excellent)"을 의미하고, 부호 "○"는 "양호(good)"를 의미한다. 부호 "△"는 "가능(fair)"을 의미하고, 부호 "×"는 "불량(poor)"을 의미하며, 부호 "××"는 "매우 좋지 않고, 불량(very poor)"을 의미한다.

[0048]

상술한 본 발명의 제1, 제2 실시형태에 관한 황동 합금 열간 가공품 및 비교용 조성의 빌릿을 제작했다. 구리 합금의 조성을 표 1∼3에 나타낸다.

또한, 표 1에 나타내는 조성의 빌릿은, 상용의 용해로 및 주조기를 이용하여 제조된 것이다. 구체적으로는, 저주파 유도로에서 소정의 성분이 되도록 구리 합금 용탕(溶湯)을 용제(溶製)하고, 반연속 주조기에 의하여, 직경 240mm의 빌릿을 제조했다.

표 2 및 표 3에 나타내는 조성의 빌릿은, 실험실의 소규모인 용해 설비에 의하여 제조된 것이다. 구체적으로는, 소형의 고주파 용해로에서 소정의 성분이 되도록 구리 합금 용탕을 용제하고, 금형에 주입하여, 직경 100mm×길이 125mm의 빌릿을 제조했다.

[0049]

[0050]

[0051]

[0052]

(열간 압출재)

표 1에 나타내는 조성의 빌릿을 직경 240mm×길이 750mm로 절단하고, 2750톤의 간접 압출기에 의하여, 직경 12mm로 압출했다. 또한, 압출 전에 유도 가열로에 의하여 빌릿을 가열하고, 표 4에 기재된 압출 온도로 했다.

압출 후의 봉재의 620℃에서 450℃의 온도 영역의 냉각 속도는 표 4에 나타내는 조건으로 했다. 또한, 빌릿 및 압출 후의 봉재의 온도는, 방사 온도계를 이용하여 측정했다.

또, 열간 압출 공정 후의 압출품에 대하여, 표 4에 나타내는 조건으로 열처리를 실시했다.

[0053]

(열간 단조재)

표 1에 나타내는 조성의 빌릿을 직경 240mm×길이 750mm로 절단하고, 2750톤의 간접 압출기에 의하여, 직경 20mm로 압출했다. 또한, 압출 전에 유도 가열로에 의하여 빌릿을 가열하고, 표 5에 기재된 압출 온도로 했다. 압출 후의 봉재의 620℃에서 450℃의 온도 영역의 냉각 속도는 표 5에 나타내는 조건으로 했다. 또한, 봉재는 실온(20℃)까지 냉각했다.

얻어진 열간 압출재를 직경 20mm×길이 30mm의 원주형으로 절단하여 샘플을 채취했다. 이 샘플을 표 5에 나타내는 온도까지 가열하고, 200톤의 프릭션 프레스로, 원주형의 샘플을 세워, 높이 30mm에서 12mm(가공율 60%)까지 자유 단조했다. 단조재의 620℃에서 450℃의 온도 영역의 냉각 속도는 표 5에 나타내는 조건으로 했다. 이 열간 단조품도 실온(20℃)까지 냉각했다.

[0054]

(라보 압출재 1)

상기 열간 압출재를 제작할 때에 이용되며, 표 1에 나타내는 조성의 직경 240mm의 빌릿으로부터 일부를 절단하고, 이어서, 그 표면을 절삭 가공하여, 직경 95mm×길이 120mm로 했다. 이를 라보 압출재 1을 제작하기 위한 빌릿으로서 이용했다. 이를 머플 노에 의하여 표 6에 나타내는 온도까지 가열하고, 200톤의 직접 압출기에 의하여, 직경 20mm의 열간 압출봉을 얻었다.

압출 후의 봉재의 620℃에서 450℃의 온도 영역의 냉각 속도는 표 6에 나타내는 조건으로 했다. 압출봉은 실온(20℃)까지 냉각했다.

또, 열간 압출 공정 후의 압출품에 대하여, 표 6에 나타내는 조건으로 열처리를 실시했다.

[0055]

(라보 압출재 2)

표 2 및 표 3에 나타내는 조성의 빌릿 표면을 절삭 가공하고, 직경 95mm×길이 120mm로 했다. 이를 머플 노에 의하여 표 7 및 표 8에 나타내는 온도까지 가열하고, 200톤의 직접 압출기에 의하여, 직경 20mm의 열간 압출봉을 얻었다.

압출 후의 봉재의 620℃에서 450℃의 온도 영역의 냉각 속도는 표 7 및 표 8에 나타내는 조건으로 했다. 압출봉은 실온(20℃)까지 냉각했다.

또, 열간 압출 공정 후의 압출품에 대하여, 표 7 및 표 8에 나타내는 조건으로 열처리를 실시했다.

[0056]

(라보 단조재)

표 2 및 표 3에 나타내는 조성의 빌릿 표면을 절삭 가공하고, 직경 95mm×길이 120mm로 했다. 이를 머플 노에 의하여 표 9 및 표 10에 나타내는 온도까지 가열하고, 200톤의 직접 압출기에 의하여, 직경 20mm의 열간 압출봉을 얻었다.

압출 후의 봉재의 620℃에서 450℃의 온도 영역의 냉각 속도는 표 9 및 표 10에 나타내는 조건으로 했다. 압출봉은 실온(20℃)까지 냉각했다.

얻어진 열간 압출재를, 직경 20mm×길이 30mm의 원주형으로 절단하여 샘플을 채취했다. 이 샘플을 표 9 및 표 10에 나타내는 온도까지 가열하고, 200톤의 프릭션 프레스로, 원주형의 샘플을 세워, 높이 30mm에서 12mm(가공율 60%)까지 자유 단조했다. 단조재의 620℃에서 450℃의 온도 영역의 냉각 속도는 표 9 및 표 10에 나타내는 조건으로 했다. 또한, 열간 단조품은 실온(20℃)까지 냉각했다.

또, 열간 단조 공정 후의 단조품에 대하여, 표 9 및 표 10에 나타내는 조건으로 열처리를 실시했다.

[0057]

상술한 열간 압출재, 열간 단조재, 라보 압출재, 라보 단조재에 대하여, 이하의 열간 가공성의 평가를 행했다.

[0058]

(열간 압출성)

열간 압출재에 있어서는, 직경 12mm에서 압출되지 못한 부분을 남김없이 압출할 수 있었던 것을 "○"로 하고, 압출되지 못한 부분이 있었던 것을 "×"로 하며, 열간 압출재의 표면에 균열이 확인된 것을 "××"로 평가했다. 또한, 상용이고 실제로 행해지고 있는 압출 공정에서는, 주괴(빌릿) 전부를 봉재에 압출하는 경우는 없다. 전부를 압출하면 주괴 말단 부분이 되는 압출재의 후단부에는 결함이 발생하게 되어 제품이 되지 않는다. 이로 인하여, 주괴 말단 부분의 일정량을 남겨 압출 공정을 실시했다. 그 잔부의 길이를 50mm로 하고, 양산기(量産機)의 압출 능력으로 50mm를 초과하는 주괴가 남아버린 경우를 "×"라고 평가했다.

라보 압출재에 있어서는, 직경 20mm의 열간 압출봉에서 압출 길이가 200mm 이상인 것을 "○"로 평가하고, 200mm 미만인 것을 "×"로 평가하며, 열간 압출재의 표면에 균열이 확인된 것을 "××"로 평가했다.

[0059]

(열간 단조성)

단조 하중이 100톤 이하로 단조된 것을 "○"로 평가하고, 단조 하중이 100톤을 초과한 경우를 "×"로 평가하며, 열간 단조재의 표면에 균열이 확인된 것을 "××"로 평가했다. 단조성으로서는 "○" 평가가 필요하다. 단조 하중이 100톤을 초과하면, 능력이 적은 단조기에서 단조가 곤란해지고, 또 복잡한 형상의 단조품이 성형되지 못할 가능성도 있기 때문에, 열간 단조성으로서는 "×"의 평가로 했다.

[0060]

[0061]

[0062]

[0063]

[0064]

[0065]

[0066]

[0067]

상술한 열간 압출재, 열간 단조재, 라보 압출재, 라보 단조재에 대하여, 금속 조직 관찰, 내식성(탈아연 부식 시험/침지 시험), 피삭성에 대하여 평가를 행했다.

[0068]

(금속 조직 관찰)

금속 조직은, 열간 압출재에 대해서는, 도 1에 나타내는 바와 같이, 압출 방향과 평행 방향으로 직경(D)의 1/4 부분(표면으로부터 직경(D)의 1/4의 개소인, φ20mm재이면 표면으로부터 5mm의 부분, φ12mm재이면 표면으로부터 3mm의 부분)의 단면 마이크로 조직을 관찰했다.

열간 단조재에 대해서는, 도 2에 나타내는 바와 같이, 중심부로부터 8mm 외측의 부분에 대하여 직경 방향으로 절단한 횡단면에서, 표면으로부터 두께의 1/4인 3mm의 개소의 단면 마이크로 조직을 관찰했다. 또한, 열간 단조에서는 높이 30mm에서 12mm까지 자유 단조한 경우, 직경 약 32mm의 원반 형상이 된다.

이 관찰 시료를 3vol% 과산화 수소수와 3vol% 암모니아수의 혼합 에칭액으로 에칭하고, 금속 현미경(가부시키가이샤 니콘제 EPIPHOTO300)을 이용하여 배율 200배로 금속 조직을 관찰했다.

[0069]

β상, γ상의 면적률은, 관찰한 금속 조직을, 화상 처리 소프트(WinRoof)를 이용하여 2치화 처리를 행하고, 관찰한 금속 조직 전체의 면적에 대한 β상, γ상의 면적 비율로서 산출했다. 또한, 면적률은, 배율 200배로 관찰한 금속 조직을 195mm×243mm의 크기로 확대하여(실질적인 배율은 355배), 그 중의 75mm×100mm의 면적에 대하여 임의의 3시야의 금속 조직에 대하여 측정하고, 그들의 평균값으로 했다. 3시야는 각각 겹치지 않는 부분을 측정했다. 2치화 처리는 상기 75mm×100mm의 부분에 대하여, β상 및 γ상의 부분을 각각 분류하고, 그 분류한 면적을 화상 처리 소프트를 이용하여 측정하며, 전체(75mm×100mm)에 대하여 β상 및 γ상의 각각의 면적률을 계측했다.

Pb 입자의 크기 및 분포(밀도)의 측정은 이하의 방법으로 행했다. Pb 입자의 크기에 대해서는, Pb 입자가 세밀한 경우도 있으며, 금속 현미경을 이용하여 배율 1000배로 금속 조직을 촬영하고, 그 금속 조직을 195mm×243mm로 확대했다 (실질 배율은 1775배). 그 측정 시야가 임의의 겹치지 않는 3시야(75mm×100mm: 실질적인 평가 면적 0.06mm²)에 있어서, Pb 입자 부분을 분류하고, 그 분류한 면적을 화상 처리 소프트를 이용하여 측정하며, 각각의 Pb 입자의 면적으로부터 평균 입자경을 측정했다. 상세하게는, Pb 입자가 원이라고 가정하고, 각각 측정된 면적으로부터 Pb 입자의 직경을 입자경으로서 구했다. 그리고, 관찰된 모든 Pb 입자의 입자경의 평균값을 구하고, 평균 입자경으로 했다. 또, Pb 입자의 분포(밀도)는, 다음과 같이 측정했다. Pb 입자의 평균 입자경을 구한 3시야에 있어서, Pb 입자의 개수를 카운트했다. 측정한 개소 전체에 대한 Pb 입자의 개수를 구하여 100μm²(10μm×10μm)당 개수를 계산했다. 그리고, 그 3개소의 평균값을 구하고, 분포(밀도)로 했다.

[0070]

β상, γ상의 장변의 최대 길이는, β상 및 γ상의 면적률과 마찬가지로, 화상 처리 소프트(WinRoof)를 이용하여 임의의 3시야의 금속 조직에 대하여 2치화 처리를 행했다. 이어서, 특정된 β상 및 γ상의 절대 최대 길이를 구했다. 측정한 모든 β상 및 γ상의 절대 최대 길이 중, 가장 큰 수치를 최대 길이로 했다. 열간 압출재이면 압출 방향과 평행한 방향, 열간 단조재이면 횡단면 방향의 재료의 흐름 방향에 평행한 방향으로 최대 길이가 있었다.

[0071]

β상, γ상의 장변의 최대 길이가 20μm 미만(0μm, 즉 β상률, γ상률이 0%인 경우를 포함함)인 경우가 가장 양호하고, β상, γ상의 장변의 최대 길이가 20μm 이상 50μm 미만인 경우는 그 다음으로 양호하다. β상, γ상의 장변의 최대 길이가 50μm 이상 100μm 이하인 경우는 문제가 없는 레벨이고, β상, γ상의 장변의 최대 길이가 100μm를 초과하는 경우, 내식의 관점에서 문제가 발생할 우려가 있다.

β상 및 γ상은, α상보다 내식성이 뒤떨어진다. Sn, Sb, Ni의 적절한 첨가에 의하여 내식성은 강화되지만, 가혹한 조건에서는 β상 및 γ상에 탈아연 부식이 발생할 가능성이 있고, 내식성의 관점에서, 그들의 상이 연속되어 있지 않은, 즉 길이 방향의 길이가 짧은 편이 양호하고, 100μm 이하로 하는 것이 바람직하다.

[0072]

(탈아연 부식 시험)

탈아연 부식 시험으로서 ISO6509-1(Corrosion of metalsand alloys-Determination of dezincification resistance of copper alloys with zinc-Part1: Test method)에 기재된 탈아연 부식 시험에 의하여 각 황동 합금재의 탈아연 부식성을 평가했다. 즉, 75℃로 유지한 1vol% 염화 제2 구리 수용액에 단면 마이크로 조직을 관찰한 면을 노출하여(노출 면적을 1cm²로 하여 마스킹), 24시간 침지했다. 이어서, 노출면과 수직 방향에서 단면 마이크로 조직을 관찰하고, 노출면 전체에서 가장 탈아연 부식이 깊은 부분인 최대 탈아연 부식 깊이를 측정했다.

[0073]

최대 탈아연 부식 깊이가 20μm 미만(0μm, 즉 탈아연 부식이 확인되지 않는 경우를 포함함)인 경우를 "◎"로 평가하고, 최대 탈아연 부식 깊이가 20μm 이상 50μm 미만인 경우를 "○"로 평가했다. 최대 탈아연 부식 깊이가 50μm 이상 100μm 미만인 경우를 "△"로 평가하고, 최대 탈아연 부식 깊이가 100μm 이상을 "×"로 평가했다.

최대 탈아연 부식 깊이가 100μm 미만이면, 내탈아연 부식성이 있다고 판단되기 때문에, "△" 이상의 평가이면, 내식성(내탈아연 부식성)이 있다고 할 수 있다.

[0074]

(침지 시험)

또한 가혹한 부식 환경에서의 시험으로서, 수돗물에 차아염소산 나트륨을 적절히 첨가하여, 탄산 가스를 분사하고, 잔류 염소 농도 30ppm, pH6.8로 조정하여 시험액을 제작했다. ISO6509 시험과 동일한 방법으로 노출면을 조정한 시험편을 제작했다. 액체 온도 40℃의 시험액에 시험편을 침지했다. 8주 후에 시험편을 꺼내, ISO6509 시험과 동일한 방법으로 최대 탈아연 부식 깊이를 측정했다.

[0075]

침지 시험에서는, 명확한 내탈아연 부식성이 있다고 판단되는 기준은 없지만, ISO6509 시험과 마찬가지로 최대 탈아연 부식 깊이가 100μm 미만이면, 내탈아연 부식성이 있다고 판단했다.

어느 탈아연 부식 시험에 있어서도 최대 탈아연 부식 깊이가 낮은 편이 내식성은 양호한 것은 말할 필요도 없다.

[0076]

(피삭성)

직경 20mm의 열간 압출재(열처리 없음)를 준비했다. 직경 3.5mm의 스트레이트 드릴에 의하여, 회전수 1250rpm, 이송 속도 0.17mm/rev로 하여, 열간 압출재(봉재)의 중심부에 깊이 10mm의 구멍을 뚫었다. 그 때 드릴에 걸리는 토크와 스러스트의 저항값을 측정하고, 토크와 스러스트에 2승 평균 평방근인 절삭 저항값을 구했다. JIS H3250 C3604의 절삭 저항값을 기준으로 하여, 이하의 식으로 피삭성 지수를 구하고, 그 값으로 피삭성을 평가했다.

피삭성 지수(%)=(각 황동 합금 재료의 절삭 저항값)/(C3604의 절삭 저항값)×100

피삭성 지수가 90% 이상을 "◎"로 평가하고, 피삭성 지수가 75% 이상 90% 미만을 "○"로 평가하며, 피삭성 지수가 75% 미만을 "×"로 평가했다.

피삭성 지수가 75% 이상이면, C3604와 큰 손색 없이 공업적으로 절삭이 가능하다.

또, 직경 20mm, 높이 30mm의 봉재를 높이 12mm까지 단조하고, 열간 단조재(열처리 없음)를 준비했다. 직경 3.5mm의 스트레이트 드릴에 의하여, 직경 20mm의 열간 압출재인 경우와 동일한 조건으로 시험을 행하고, 열간 단조재의 피삭성을 평가했다.

각종 시험 결과를 표 11∼표 24에 나타낸다.

[0077]

[0078]

[0079]

[0080]

[0081]

[0082]

[0083]

[0084]

[0085]

[0086]

[0087]

[0088]

[0089]

[0090]

[0091]

Cu의 함유량이 61.2mass%가 된 합금 No. S137(시험 No. T137)에 있어서는, 압출성은 양호하지만, 압출재에 있어서 β상률이 6%, β상과 γ상의 합계(β+γ)가 10%, β상 또는 γ상의 최대 길이가 150μm로 되어 있고, β상 및 γ상의 비율이 높으며, β상 또는 γ상의 최대 길이가 길기 때문에, 내식성(내탈아연 부식성)이 좋지 않았다.

Cu의 함유량이 61.7mass%로 된 합금 No. S40(시험 No. T40, T70) 및 Cu의 함유량이 61.8mass%로 된 합금 No. S52(시험 No. T52, T82)에 있어서는, 압출성에 문제는 없지만, 압출재에 있어서 β상률이 3∼4%, β상과 γ상의 합계(β+γ)가 5%로 높고, β상 또는 γ상의 최대 길이도 90∼95μm로 비교적 길다. 내식성(내탈아연 부식성)으로서는, 압출재, 단조재 및 각각의 열처리재에 있어서도 △평가이고, 실용상 문제 없지만, 그 외의 본 발명 합금에 비하여 다소 내식성은 낮다.

[0092]

Cu의 함유량이 64.1mass%로 비교적 높은 합금 No. S6(시험 No. T6, T16, T26) 및 합금 No. S31(시험 No. T31, T61)에 있어서는, 압출성이나 단조성으로서는 평가가 "○"이고 문제는 없지만, 압출기의 최대 능력으로 압출이 가능해진 경우도 있고, 고온에서의 변형 저항이 커서, 다른 동일한 압출 조건에서는 다른 본 발명 합금과 비교하면 다소 압출성이 악화되어 있다.

Cu의 함유량이 64.7mass%로 된 합금 No. S136(시험 No. T136)에 있어서는, 압출 불가(압출되지 못한 부분이 있고, 실험실 압출재에서는 압출 길이가 200mm 미만)이며, 양산에 대하여 문제가 있다. 단 β상, γ상은 적고 내식성은 양호하다.

[0093]

Pb의 함유량이 0.55mass%로 된 합금 No. S144(시험 No. T144)에 있어서는, 그 외 성분이 본 발명의 범위 내에 있고, 압출성 등의 열간 가공성, 내식성은 문제 없지만(평가가 △ 이상), 피삭성이 뒤떨어진다. 이 재료는 Pb 입자의 평균 입자경이 0.1μm, 분포(밀도)가 0.001개/100μm²이며, 크기도 작고, 밀도도 낮아, 절삭성(피삭성)이 뒤떨어져 있다.

Pb의 함유량이 2.15mass%로 된 합금 No. S145(시험 No. T145)에 있어서는, 그 외 성분이 범위 내에 있고, 열간 가공성, 내식성 및 피삭성은 문제 없다. 그러나, Pb가 많으면 물에 대한 용출량이 많아질 우려가 있어, 용출량을 저감하기 위한 처리 등이 필요하게 된다. 이 재료는 Pb 입자의 평균 입자경이 3.0μm, 분포(밀도)가 0.06개/100μm²를 초과하고 있어, 상기와 같이 Pb의 용출량이 많아진다.

Pb의 함유량이 본 발명의 범위 내이면, 피삭성 평가가 "◎" 혹은 "○"가 되어, 우수하다. 피삭성은, Pb뿐만 아니라 금속 조직도 영향을 주기 때문에, Pb의 함유량만으로는 평가할 수 없지만, 평가가 "◎"가 되는 것은 적정 범위 내에서 많이 포함하는 샘플이다.

Pb 입자의 평균 입경 및 분포(밀도)는 열간 가공(열간 압출, 열간 단조)의 조건이나 열처리의 조건에 의하여 약간 영향을 받고 있다. 합금 No. S5에 있어서, 열처리 온도가 580℃로 높은 경우(시험 No. T5-2), Pb의 평균 입자경은 용출량에 문제가 발생하는 3μm를 초과하고 있다. 또, 합금 No. S1의 라보 압출재의 열간 압출 온도가 850℃로 높은 경우(시험 No. T21-3)도, Pb의 평균 입자경은 3μm를 초과한다. 합금 No. S37, S44 및 S45에 있어서, 열간 단조 온도가 840℃ 이상으로 높은 경우(시험 No. T67-3, T74-2, T75-3), 표면 균열이 발생하고, 열간 가공성에 대해서는 문제가 있어, 그 후의 열처리 등의 조사는 행하지 않았다. 또한 동일한 합금에 있어서 열간 단조 온도가 670℃ 미만으로 낮은 경우(시험 No. T67-5, T74-3, T75-5)도, 변형 저항이 높고 열간 단조 시의 하중이 100t를 초과하여, 그 후의 열처리 등에 대해서는 조사를 행하지 않았다. 이들의 합금에 대하여 Pb 입자의 평균 입자경 및 분포에 대해서만 조사했다. 그 결과, 합금 No. S37에서는 850℃에서 열간 단조한 경우(시험 No. T67-3), Pb 평균 입자경은 3μm를 넘었다. 또 No. S44 및 S45에 있어서 열간 단조 온도가 840℃인 경우(시험 No. T74-2, T75-3), Pb의 분포는 0.001개/100μm²가 되고, 절삭성(피삭성)이 좋지 않았다. 또, 합금 No. S44에 있어서 열간 단조 온도가 650℃로 낮은 경우(시험 No. T74-3), Pb의 평균 입자경이 0.1μm이 되어, 이것도 절삭성(피삭성)이 좋지 않았다. 이들의 Pb의 평균 입자경 및 분포가 적정 범위에서 벗어난 경우에는 절삭성 혹은 Pb의 용출에 문제가 발생하게 된다. 그들이 적정 범위에 있는 경우에는 절삭성(피삭성) 평가에 문제 없이, 우수하다.

[0094]

Sn의 함유량이 0.45mass%로 된 합금 No. S141(시험 No. T141)에 있어서는, 그 외의 조성이 적정 범위에 있으면, 압출성이나 금속 조직으로서는 문제 없지만, 침지 시험에서 평가가 ×가 되고, 내식성이 뒤떨어지는 결과가 되었다.

Sn의 함유량이 1.10mass%로 된 합금 No. S142(시험 No. T142)에 있어서는, γ상률이 많아지고, β상과 γ상의 합계(β+γ)가 5%를 초과한다. 이로 인하여 내식성이 좋지 않고, 열처리를 해도 내식성은 좋지 않은 상태이다.

[0095]

Sn뿐만 아니라, 그 외의 원소의 함유량에 따라서도 상이하지만, Sn의 함유량이 0.57mass%로 된 합금 No. S46(시험 No. T46, T76)에서는, 내식성 평가가 △가 많고(실용상은 문제 없고 내식성이 있다고 판단됨), Sn의 함유량이 적으면 내식성을 악화시키는 경향이 있다.

한편, Sn의 함유량이 많으면 γ상이 많아지는 경향이 있지만, 본 발명의 범위 내이면 문제 없다. Sn의 함유량이 0.96mass%로 된 합금 No. S49(시험 No. T49, T79)에서는, 열간 압출재 혹은 열간 단조재의 γ상이 많은 편이고, 내식성 평가도 △가 많았다.

이와 같이, Sn의 함유량에 의하여 내식성은 개선되지만, 적정 범위를 초과하면 금속 조직에 γ상이 많아져 내식성이 반대로 악화된다.

[0096]

Ni의 함유량이 0.018mass%로 된 합금 No. S140(시험 No. T140)에 있어서는, 다른 원소는 적정 범위에 있지만, 내식성이 뒤떨어져, 문제가 있다.

Ni의 함유량이 0.021mass%로 된 합금 No. S41(시험 No. T41, T71)은, 조성 관계식 f3=[Ni]/[Sb]도 낮은 편이지만, 내식성의 평가에서는 △가 많고， 특히 침지 시험의 평가가 △이며, 내식성이 있는 재료이지만 본 발명 합금 중에서는 다소 뒤떨어지는 결과가 되었다.

Ni의 함유량이 0.11mass%로 본 발명의 범위보다 높은 합금 No. S146(시험 No. T146)에서는, 열간 압출성이나 내식성에는 문제가 없지만, 물에 대하여 Ni의 용출량이 많아지기 때문에 바람직하지 못하다. 그 외의 원소의 함유량이나 조성 관계식에 따라서도 다르지만, Ni의 함유량이 많아지면 내식성 평가도 ○가 많아져, 내식성이 양호해진다.

[0097]

Sb의 함유량이 0.015mass%로 된 합금 No. S143(시험 No. T143) 및 Sb의 함유량이 0.018mass%로 된 합금 No. S138(시험 No. T138)에서는, Sb의 함유량이 본 발명의 범위보다 적어, 내식성이 좋지 않다.

Sb의 함유량이 0.024mass%로 된 합금 No. S34(시험 No. T34, T64) 및 Sb의 함유량이 0.028mass%로 된 합금 No. S43(시험 No. T43, T73)에 있어서는, 내식성 평가가 △가 많아， 내식성에는 실용상 문제가 없지만, Sb가 내식성에 영향을 주고 있는 것을 알 수 있다.

한편, Sb의 함유량이 0.085mass%로 된 합금 No. S139(시험 No. T139)에 있어서는, Sb의 함유량이 많기 때문에 내식성은 양호하지만, 열간 압출 시에 균열이 발생하는 등 열간 가공성이 좋지 않다. Sb가 본 발명의 범위 내이면, 다른 첨가 원소의 함유량 혹은 조성 관계식에도 영향을 받지만, 내식성은 양호해진다.

[0098]

P, Mn이나 Fe는, 불가피 불순물이지만, 실시예에서 나타낸 범위 내이면, 열간 가공성, 내식성 등에 크게 영향을 주지 않는다.

P의 함유량이 0.02mass% 이하인 합금 No. S5(시험 No. T5-1∼11, T15)에서는, 주조성, 열간 가공성(압출성, 단조성)에 문제는 없었다. 한편, P의 함유량이 0.026mass%인 합금 No. S7(시험 No. T7, T17)에서는, 열간 가공(열간 압출, 열간 단조) 시에 균열이 발생했다.

[0099]

조성 관계식 f1이 60.32로 된 합금 No. S101(시험 No. T101)에 있어서는, 열간 가공성에 문제는 없지만, β상, γ상이 많고， 최대 길이도 길어지며, 그 결과 내식성이 뒤떨어진다.

조성 관계식 f1이 60.63으로 된 합금 No. S56(시험 No. T56, T86)에 있어서는, 다소 β, γ상이 많은 편이지만 내식성 평가는 △였다.

조성 관계식 f1이 64.09로 된 합금 No. S135(시험 No. T135)에 있어서는, β상, γ상도 적고, 내식성도 양호하지만, 압출 시에 균열이 발생하는 등 열간 가공성에 문제가 있다.

[0100]

조성 관계식 f1이 63.65로 된 합금 No. S35(시험 No. T35, T65)에서는 β상, γ상도 적은 편으로 내식성도 양호하다. 또 열간 가공성에 대해서는 실험실 압출에서 압출 길이가 200mm 이상이었지만, 그 외의 본 발명 합금보다 짧은 편이고, 열간 가공성의 한계에 가깝다.

조성 관계식 f1의 수치가 적정 범위 내에 있으면, 그 외의 원소 등에도 영향을 받지만, 내식성의 평가가 양호해지는 경향이 있다. 이상, 조성 관계식 f1은, 열간 가공성 및 내식성에 관계하고, 적정 범위 내에 있는 것이 본 발명 합금에 있어서는 중요하다.

[0101]

조성 관계식 f2가 0.026으로 된 합금 No. S133(시험 No. T133)에서는, 각 원소의 함유량은 적정 범위 내에 있지만, 내식성이 좋지 않고, β상, γ상이 우선적으로 탈아연 부식하는 등 부식 깊이도 컸다. 또한, 열간 가공성에 대해서는 문제 없었다.

한편, 조성 관계식 f2가 0.132로 된 합금 No. S134(시험 No. T134)에서는, 내식성은 양호하지만, 열간 압출 시에 균열이 발생하는 등 열간 가공성에 문제가 발생한다.

[0102]

조성 관계식 f2가 0.033으로 된 합금 No. S53(시험 No. T53, T83)에서는, 열간 압출성도 문제 없고, ISO6509의 탈아연 부식 시험에서는 열처리재로 ◎평가도 얻어지지만, 침지 시험에서는 모두 △평가이고, 열처리를 해도 내식성의 향상이 적은 결과가 되었다.

조성 관계식 f2가 0.11로 된 합금 No. S42(시험 No. T42, T72), 조성 관계식 f2가 0.105로 된 합금 No. S55(시험 No. T55, T85)에서는, 내식성도 비교적 양호하고, 열처리를 행함으로써 내식성 평가가 ○ 이상이 되어 문제 없다. 그러나, 압출 선단 부분의 표면은 개구한 균열은 확인되지 않았지만, 요철이 존재하고, 균열이 발생하는 한계에 가까운 징후가 보였다.

그 외에, 조성 관계식 f2가 적절한 범위 내에 있으면, 열간 가공성 혹은 내식성도 양호하다. 물론, 조성 관계식 f2는 상술한 바와 같이 열간 가공성이나 내식성에 크게 관여하지만, 그 외의 조성 관계식 및 첨가 원소에 따라 각각의 특성이 영향을 받는다.

[0103]

조성 관계식 f3이 0.28로 된 합금 No. S132(시험 No. T132)에서는, 첨가 원소의 함유량은 본원의 적정 범위에 있지만, 내식성이 뒤떨어진다. 조성 관계식 f3의 값이 작기 때문에, Ni, Sb의 내식성에 대한 효과가 낮아졌기 때문이라고 생각된다.

조성 관계식 f3이 0.38로 된 합금 No. S54(시험 No. T54, T84)에서는, 침지 시험의 내식성이 모두 △로 평가는 조금 낮은 편이지만, 내식성이 있다고 판단할 수 있는 레벨이었다. 조성 관계식 f3이 적절한 범위 내이면, 그 외의 원소의 함유량이나 다른 조성 관계식에도 영향을 받지만, 양호한 내식성을 나타낸다.

[0104]

조성 관계식 f3이 3.73으로 된 합금 No. S143(시험 No. T143)에 있어서는, Sb의 함유량이 낮아 내식성이 좋지 않다. Ni와 Sb의 함유량에 따르지만, Sb가 예를 들면 바람직한 범위의 하한인 0.03mass%이면 [Ni]/[Sb]=3.5 이상이 되는 것은 Ni의 함유량은 0.105mass%이 되고, 본원의 Ni의 적정 범위의 상한을 초과한다. 이와 같이 관계식 f3의 수치가 큰 경우는 Ni량이 많고， 따라서, Ni의 용출량에 문제가 있거나, Sb가 낮아 내식성에 문제가 있을 우려가 있기 때문에 3.5를 상한으로 하고 있다.

[0105]

다음으로, 시험 No. T5-1∼T5-11, T12-1∼T12-8, T21-1∼T21-8, T23-1∼T23-7, T67-1∼T67-8, T75-1∼T75-6을 참조하여, 열간 가공 조건에 대하여 확인한다.

열간 가공(열간 압출, 열간 단조) 시의 온도 조건이 840℃나 850℃로 고온인 경우에는, 압출재에서는 균열이 발생하고, 단조품에서는 표면 균열이 발생하는 등 고온에서의 변형능이 악화된다. 또, 시험 No. T21-3이나 T67-3과 같이 열간 가공 시의 온도가 높은 조건에서는 Pb의 평균 입자경이 커지고, Pb의 용출량도 증가하게 되어 악영향을 미친다.

반대로, 열간 가공(열간 압출, 열간 단조) 시의 온도 조건이 640℃나 650℃로 저온인 경우에는, 압출이 불가(실험실 압출재에서 압출 길이가 200mm 미만이 됨) 혹은 단조에서 단조 하중이 커지는 등 고온에서의 재료의 변형 저항이 높아져, 열간 가공성이 낮아진다. 시험 No. T21-5의 열간 압출 온도가 640℃로 낮은 경우, Pb는 그 입경도 작고, 또한 분포가 0.06개/100μm²를 초과하게 되며, 이 경우는 Pb의 용출량에 문제가 발생하게 된다. 이와 같이 열간 가공(열간 압출, 열간 단조) 시의 온도 조건은 열간 가공 시의 가공성뿐만 아니라, Pb의 입경, 분포에도 영향을 준다.

[0106]

열간 가공(열간 압출, 열간 단조) 후에 있어서, 620℃에서 450℃까지의 온도 영역에 있어서의 냉각 속도가 200℃/분을 초과하는 경우(시험 No. T5-11, T21-7)에는, β상이 많고， 최대 길이도 길어지는 등에 의하여 내식성이 좋지 않다.

한편, 상술한 냉각 속도가 2℃/분보다 느린 경우는 실시하지 않고 있지만, 예를 들면 1℃/분으로 하면 냉각 시간이 170분이 되고, 양산성에 지장을 초래하는 등 문제가 있다.

[0107]

다음으로, 시험 No. T5-1∼T5-10, T12-1∼T12-7을 참조하여, 열처리 조건에 대하여 확인한다.

열간 압출재 및 열간 단조품의 열처리의 조건이 560℃를 초과하는 경우에는, β상이 많고， 또 최대 길이도 길어져, 내식성이 좋지 않다.

열간 압출재 및 열간 단조품의 열처리의 조건이 470℃ 미만인 경우에는, 타 조건보다 γ상이 많아지고, 최대 길이도 길어, 내식성이 악화된다.

유지 시간은 1분 미만의 조건에서는 압출한 상태와 동일하고, 열처리의 효과가 보이지 않는다. 한편, 8시간(480분)을 초과해도 8시간 이내에서의 조건과 큰 차이는 없고, 열처리를 위한 비용이 드는 것뿐이다.

[0108]

이상, 각 첨가 원소의 함유량 및 각 조성 관계식이 적절한 범위에 있는 본 발명 합금은, 열간 가공성(열간 압출, 열간 단조)이 우수하고, 내식성, 피삭성도 양호하다. 또, 본 발명 합금에 있어서 우수한 특성을 얻기 위해서는, 열간 압출 및 열간 단조에서의 제조 조건, 열처리에서의 조건을 적정 범위로 함으로써 달성할 수 있다.

[0109]

본 발명의 황동 합금 열간 가공품은, 열간 가공성(열간 압출성 및 열간 단조성)이 우수하고, 내식성, 피삭성이 우수하다. 이로 인하여, 본 발명의 황동 합금 열간 가공품은, 급수전 금구, 이음매, 밸브 등의 수도용 기구의 구성 재 등으로서 적합하게 적용할 수 있다.

Claims

Cu: 61.5mass% 이상 64.5mass% 이하, Pb: 0.6mass% 이상 2.0mass% 이하, Sn: 0.55mass% 이상 1.0mass% 이하, Sb: 0.02mass% 이상 0.08mass% 이하, Ni: 0.02mass% 이상 0.10mass% 이하를 포함하고, 잔부가 Zn 및 불가피 불순물로 이루어지며,
Cu의 함유량을 [Cu]mass%, Pb의 함유량을 [Pb]mass%, Sn의 함유량을 [Sn]mass%, Sb의 함유량을 [Sb]mass%, Ni의 함유량을 [Ni]mass%로 한 경우에,
60.5≤[Cu]+0.5×[Pb]-2×[Sn]-2×[Sb]+[Ni]≤64.0,
0.03≤[Sb]/[Sn]≤0.12,
0.3≤[Ni]/[Sb]≤3.5를 만족하는 것을 특징으로 하는 황동 합금 열간 가공품.
Cu: 62.0mass% 이상 64.0mass% 이하, Pb: 0.7mass% 이상 2.0mass% 이하, Sn: 0.60mass% 이상 0.95mass% 이하, Sb: 0.03mass% 이상 0.07mass% 이하, Ni: 0.025mass% 이상 0.095mass% 이하를 포함하고, 잔부가 Zn 및 불가피 불순물로 이루어지며,
Cu의 함유량을 [Cu]mass%, Pb의 함유량을 [Pb]mass%, Sn의 함유량을 [Sn]mass%, Sb의 함유량을 [Sb]mass%, Ni의 함유량을 [Ni]mass%로 한 경우에,
60.7≤[Cu]+0.5×[Pb]-2×[Sn]-2×[Sb]+[Ni]≤63.6,
0.035≤[Sb]/[Sn]≤0.10,
0.4≤[Ni]/[Sb]≤3.5를 만족하는 것을 특징으로 하는 황동 합금 열간 가공품.
청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
금속 조직이 α상 매트릭스이고, Pb 입자를 포함하며, β상의 면적률과 γ상의 면적률의 합계의 면적률이 0% 이상, 5% 이하인 것을 특징으로 하는 황동 합금 열간 가공품.
청구항 1 내지 청구항 3 중 어느 한 항에 있어서,
금속 조직이 α상 매트릭스이고, Pb 입자를 포함하며, β상 또는 γ상의 각각의 장변의 길이가 100μm 이하인 것을 특징으로 하는 황동 합금 열간 가공품.
청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
금속 조직이 α상 매트릭스이고, Pb 입자를 포함하며, Pb 입자의 평균 입경이 0.2μm 이상, 3μm 이하인 것을 특징으로 하는 황동 합금 열간 가공품.
청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
금속 조직이 α상 매트릭스이고, Pb 입자를 포함하며, Pb 입자의 분포가 0.002개/100μm²이상, 0.06개/100μm²이하인 것을 특징으로 하는 황동 합금 열간 가공품.
청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
금속 조직이 α상 매트릭스이고, Pb 입자를 포함하며, Pb 입자의 평균 입경이 0.2μm 이상, 3μm 이하이고, 또한 Pb 입자의 분포가 0.002개/100μm²이상, 0.06개/100μm²이하인 것을 특징으로 하는 황동 합금 열간 가공품.
청구항 1 내지 청구항 7 중 어느 한 항에 있어서,
수도용 기구로서 사용되는 것을 특징으로 하는 황동 합금 열간 가공품.
청구항 1 내지 청구항 7 중 어느 한 항에 기재된 황동 합금 열간 가공품을 제조하는 황동 합금 열간 가공품의 제조 방법으로서,
670℃ 이상 820℃ 이하의 온도에서 열간 가공하고, 620℃에서 450℃까지의 온도 영역을, 200℃/분 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 황동 합금 열간 가공품의 제조 방법.
청구항 9에 있어서,
상기 열간 가공 후에, 470℃ 이상 560℃ 이하의 온도에서, 1분 이상 8시간 이하로 유지하는 열처리를 행하는 것을 특징으로 하는 황동 합금 열간 가공품의 제조 방법.