TW201742929A

TW201742929A - 黃銅合金熱加工品及黃銅合金熱加工品的製造方法

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Publication number: TW201742929A
Application number: TW106117344A
Authority: TW
Inventors: 大石惠一郎; 田中真次
Original assignee: 三菱伸銅股份有限公司
Priority date: 2016-05-25
Filing date: 2017-05-25
Publication date: 2017-12-16
Also published as: JPWO2017204252A1; JP6304915B1; WO2017204252A1; KR20180081826A; KR101929170B1; CN108495942B; CN108495942A; TWI645053B

Abstract

本發明提供一種黃銅合金熱加工品及黃銅合金熱加工品的製造方法。該黃銅合金熱加工品的一態樣包含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%，餘量包括Zn及不可避免雜質，且滿足以下公式，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

黃銅合金熱加工品及黃銅合金熱加工品的製造方法

本發明係有關一種耐蝕性優異之黃銅合金熱加工品（黃銅合金的熱加工品）及該黃銅合金熱加工品的製造方法。本申請根據2016年5月25日在日本申請之專利申請2016-104136號主張優先權，且將該內容援用於本說明書中。

作為上述黃銅合金熱加工材料（熱擠出棒或熱鍛品），從被切削性（切削性）或鍛造性優異之觀點而言，主要使用JIS H3250 C3604（快削黃銅）或C3771（鍛造用黄銅）。然而，該些黃銅合金材料中，金相包括α相和β相，且含有較多耐蝕性差的β相，因此若在如水龍頭機器等與自來水接觸之腐蝕環境下使用，則容易發生脫鋅腐蝕，且因長年腐蝕發生漏水等不良情況。

其中，以提高黃銅合金材料的耐脫鋅腐蝕性為目的，析出面積比例5%以上的γ相。專利文獻1中，公開有在β相中含有1.5mass%以上Sn之耐脫鋅黄銅接合構件。又，專利文獻2中，提出包括銅合金之改善耐脫鋅腐蝕性之材料，該銅合金中，Cu：61.0～63.0mass%、Pb：2.0～4.5mass%、P：0.05～0.25mass%、Ni：0.05～0.30mass%、餘量設為Zn。

專利文獻1中公開之合金係含有較多硬質且脆的γ相之合金，在如施加衝力的、例如水龍頭機器的水鎚現象等中，存在容易產生裂紋之問題。又，γ相的耐脫鋅腐蝕性比β相優異但比α相差，因此大量存在之情況下，會在γ相優先發生脫鋅腐蝕。另一方面，專利文獻2中公開之銅合金不含有Sn，因此實質上的耐脫鋅腐蝕性較差，含有較多P之情況下，還存在鑄造時產生裂紋等製造上的問題。 [先前技術文獻] (專利文獻)

專利文獻1：日本特開2002-069552號公報專利文獻2：日本特開平11-131158號公報

本發明係為了解決上述以往技術的問題而完成者，其課題在於提供一種耐脫鋅腐蝕性等耐蝕性優異，且熱加工性優異之黃銅合金熱加工品及黃銅合金熱加工品的製造方法。

本發明係根據該見解而完成者，作為本發明的第一態樣之黃銅合金熱加工品的特徵為，包含Cu：61.5mass%以上且64.5mass%以下、Pb：0.6mass%以上且2.0mass%以下、Sn：0.55mass%以上且1.0mass%以下、Sb：0.02mass%以上且0.08mass%以下、Ni：0.02mass%以上且0.10mass%以下，餘量包括Zn及不可避免雜質，將Cu的含量設為[Cu]mass%，將Pb的含量設為[Pb]mass%，將Sn的含量設為[Sn]mass%，將Sb的含量設為[Sb]mass%，將Ni的含量設為[Ni]mass%之情況下，滿足如下： 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。

作為本發明的第二態樣之黃銅合金熱加工品的特徵為，包含Cu：62.0mass%以上且64.0mass%以下、Pb：0.7mass%以上且2.0mass%以下、Sn：0.60mass%以上且0.95mass%以下、Sb：0.03mass%以上且0.07mass%以下、Ni：0.025mass%以上且0.095mass%以下，餘量包括Zn及不可避免雜質，將Cu的含量設為[Cu]mass%，將Pb的含量設為[Pb]mass%，將Sn的含量設為[Sn]mass%，將Sb的含量設為[Sb]mass%，將Ni的含量設為[Ni]mass%之情況下，滿足如下： 60.7≤[Cu]+0.5×[Pb]-2×[Sn]-2×[Sb]+[Ni]≤63.6、 0.035≤[Sb]/[Sn]≤0.10、 0.4≤[Ni]/[Sb]≤3.5。

作為本發明的第三態樣之黃銅合金熱加工品的特徵為，在上述黃銅合金熱加工品中，金相為α相基地，包含Pb粒子，β相的面積率與γ相的面積率的總計面積率為0%以上且5%以下。

作為本發明的第四態樣之黃銅合金熱加工品的特徵為，在上述黃銅合金熱加工品中，金相為α相基地，包含Pb粒子，β相或γ相的各個長邊的長度為100μm以下。

作為本發明的第五態樣之黃銅合金熱加工品的特徵為，在上述黃銅合金熱加工品中，金相為α相基地，包含Pb粒子，Pb粒子的平均粒徑為0.2μm以上且3μm以下。

作為本發明的第六態樣之黃銅合金熱加工品的特徵為，在上述黃銅合金熱加工品中，金相為α相基地，包含Pb粒子，Pb粒子的分佈為0.002個/100μm² 以上且0.06個/100μm² 以下。

作為本發明的第七態樣之黃銅合金熱加工品的特徵為，在上述黃銅合金熱加工品中，金相為α相基地，包含Pb粒子，Pb粒子的平均粒徑為0.2μm以上且3μm以下，且Pb粒子的分佈為0.002個/100μm² 以上且0.06個/100μm² 以下。

作為本發明的第八態樣之黃銅合金熱加工品的特徵為，在上述黃銅合金熱加工品中，其用作自來水管道用器具。

作為本發明的第九態樣之黃銅合金熱加工品的製造方法的特徵為，在製造上述黃銅合金熱加工品之黃銅合金熱加工品的製造方法中，於670℃以上且820℃以下的溫度下進行熱加工，以200℃/分鐘以下的平均冷卻速度對620℃至450℃的溫度區域進行冷卻。

作為本發明的第十態樣之黃銅合金熱加工品的製造方法的特徵為，在上述黃銅合金熱加工品的製造方法中，在前述熱加工之後，於470℃以上且560℃以下的溫度下，進行保持1分鐘以上且8小時以下之熱處理。 [發明效果]

依本發明的態樣，能夠提供一種耐脫鋅腐蝕性等耐蝕性優異，且熱加工性優異之黃銅合金熱加工品及黃銅合金熱加工品的製造方法。

以下，對本發明的實施形態之黃銅合金熱加工品及黃銅合金熱加工品的製造方法進行說明。作為本實施形態之黃銅合金熱加工品係用作供水龍頭金屬零件、接頭、閥等自來水管道用器具者。又，作為本實施形態之黃銅合金熱加工品係黃銅合金熱擠出棒或黃銅合金熱鍛品。

其中，本說明書中，如[Zn]，帶括號的元素符號係表示該元素的含量（mass%）者。並且，本實施形態中，如以下，利用該含量的表示方法規定複數個組成關係式。組成關係式f1=[Cu]+0.5×[Pb]-2×[Sn]-2×[Sb]+[Ni] 組成關係式f2=[Sb]/[Sn] 組成關係式f3=[Ni]/[Sb]

本發明的第一實施形態之黃銅合金熱加工品包含Cu：61.5mass%以上且64.5mass%以下、Pb：0.6mass%以上且2.0mass%以下、Sn：0.55mass%以上且1.0mass%以下、Sb：0.02mass%以上且0.08mass%以下、Ni：0.02mass%以上且0.10mass%以下，餘量包括Zn及不可避免雜質，組成關係式f1設在60.5≤f1≤64.0的範圍內，組成關係式f2設在0.03≤f2≤0.12的範圍內，組成關係式f3設在0.3≤f3≤3.5的範圍內。

本發明的第二實施形態之黃銅合金熱加工品包含Cu：62.0mass%以上且64.0mass%以下、Pb：0.7mass%以上且2.0mass%以下、Sn：0.60mass%以上且0.95mass%以下、Sb：0.03mass%以上且0.07mass%以下、Ni：0.025mass%以上且0.095mass%以下，餘量包含Zn及不可避免雜質，組成關係式f1設在60.7≤f1≤63.6的範圍內，組成關係式f2設在0.035≤f2≤0.10的範圍內，組成關係式f3設在0.4≤f3≤3.5的範圍內。

並且，上述之本發明的第一、第二實施形態之黃銅合金熱加工品中，金相為α相基地，包含Pb粒子，β相的面積率與γ相的面積率的總計面積率設為0%以上且5%以下。又，β相或γ相的各個長邊的長度設為100μm以下。

以下，關於成分組成、組成關係式f1、f2、f3及金相，對如上所述規定之理由進行說明。

（Cu） Cu係構成本發明合金之主要元素，受與Sn、Pb、Zn的關係之影響較大，但在作為本發明合金的熱加工材料之熱擠出材料及熱鍛品中，為了具有優異之耐蝕性、耐脫鋅腐蝕性，Cu需要61.5mass%以上，62.0mass%以上為較佳。另一方面，若Cu的含量超過64.5mass%，則降低熱加工時，亦即熱擠出及熱鍛造時的變形阻力之β相等所佔之比例變低。因此，熱變形阻力變大，且用於進行適當的熱加工的熱加工溫度變高。又，不僅作為熱加工性之熱擠出性、熱鍛造性變差，切削性亦變差，強度亦變低，耐蝕性亦飽和。因此，Cu的含量的上限為64.5mass%以下，64.0mass%以下為較佳。

（Pb） Pb為了提高切削性（被切削性）而含有。因此，Pb需要0.6mass%以上。0.7mass%以上為較佳，尤其要求切削性之情況下，為1.0mass%以上。隨著Pb的含量增加，提高切削性。另一方面，若含有超过2.0mass%的Pb，則向水的溶出量變多，存在環境負荷變大之可能性，因此Pb的含量的上限設為2.0mass%。再者，Pb在銅合金的母相中大部分未固溶，因此以Pb粒子存在。Pb粒子的大小及分佈對切削性（被切削性）影響較大，又，亦對Pb的溶出量帶來影響。為了提高切削性（被切削性），期望Pb粒子的大小較小，並均勻且高密度分佈。另一方面，關於Pb的溶出量，與接觸之自來水等水溶液接觸之Pb粒子的面積越大，溶出量變得越多，因此，成為與切削性（被切削性）相背之Pb粒子的大小及分佈。因此，為了以本發明合金所需的切削性（被切削性）與溶出量不成問題的方式取得平衡，Pb粒子的大小與分佈分別存在適當的範圍。為了切削性（被切削性），Pb粒子的平均粒徑需要0.2μm以上且3μm以下。若Pb粒子的平均粒徑超過3μm，則在切削時Pb粒子延伸到切削面，該Pb的面積增大。因此，作為結果，與自來水接觸之Pb的面積變大且Pb的溶出量增加。平均粒徑小於0.2μm時，粒子較小，從而無法發揮作為用於提高切削性的斷屑器的作用。 Pb粒子的分佈以每截面積100μm² 的Pb粒子的存在個數（密度）表示。Pb粒子的分佈（密度）為0.002個/100μm² 以上，若為0.06個/100μm² 以下，則有助於切削性（被切削性）。Pb粒子的分佈小於0.002個/100μm² 時，Pb粒子的存在較低，不發揮作為斷屑器的作用，導致被切削性指數變小（小於75%）。又，關於Pb粒子的分佈，若從切削性（被切削性）的觀點而言，則較多為有利，但從Pb的溶出觀點而言，較少為良好。在切削時Pb粒子與刀具接觸之情況下，因當時產生之熱而一部分溶解等，向刀具的移動方向延伸，藉此實質上在切削表面的寬範圍內存在。因此，若Pb粒子的分佈較多，則在切削後的表面存在之Pb必然變多，從而導致Pb的溶出量必然變大。若藉由JIS S3200-7（自來水管道用器具-浸出性能試驗方法）測定Pb的浸出量（溶出量），則即使進行容量補正，亦充分超過0.007mg/L之情況係Pb粒子的平均粒徑超過3μm，又，粒子的分佈超過0.06個/100μm² 之情況。再者，鉛浸出量（溶出量）的0.007mg/L係厚生勞動省令第一五號中所記載的末端供水龍頭中的浸出液之標準的上限（作為主要構件使用銅合金之情況），超過該標準之材料無法用作末端供水龍頭。因此，作為Pb粒子的分佈（密度）的上限，設為在溶出量（浸出量）上不產生問題之0.06個/100μm² 以下。從以上可知，Pb粒子的平均粒徑為0.2～3μm，關於分佈，成為0.002～0.06個/100μm² 。

（Sn） Sn受與Cu、Zn的關係之影響較大，但對於銅合金而言，提高苛刻的水質下的耐蝕性，尤其提高耐脫鋅腐蝕性。再者，Sn降低熱加工、亦即熱擠出時及熱鍛造時的熱變形阻力。為了實現該些，Sn需要0.55mass%以上，0.60mass%以上為較佳，0.65mass%以上為更佳。另一方面，若含有超過1.0mass%的Sn，則γ相或β相所佔之比例變大，耐蝕性反而成問題。因此，Sn的含量的上限為1.0mass%以下，0.95mass%以下為較佳。

（Sb） Sb對於銅合金而言，起到提高苛刻的水質下的耐蝕性，尤其係耐脫鋅腐蝕性之作用，若共同添加Sn及Ni，則進一步發揮其效果。為了發揮優異之耐蝕性，Sb需要0.02mass%以上，0.03mass%以上為較佳，0.035mass%以上為更佳。另一方面，即使含有超過0.08mass%的Sb，不僅該效果飽和，亦會對熱加工性帶來不良影響，冷加工性亦變差。因此，Sb的含量的上限為0.08mass%以下，0.07mass%以下為較佳，0.065mass%以下為更佳。

（Ni） Ni在與Sn、Sb共同添加時，對於銅合金而言，提高在苛刻的水質下的耐蝕性、耐脫鋅腐蝕性，尤其起到使Sb的效果發揮最大限度之作用。為了發揮優異之耐蝕性，Ni需要0.02mass%以上，0.025mass%以上為較佳。另一方面，若含有超過0.10mass%之Ni，則存在苛刻的水質下Ni的溶出量增加之問題。因此，Ni的含量的上限為0.10mass%以下，0.095mass%以下為較佳。

（不可避免雜質）關於含有Pb之銅合金，從再利用、成本的觀點考慮，將切削切屑或廢品作為主要原料而使用。在切削切屑中，例如因工具磨損等混入Fe等多種元素。在廢品中，有實施鍍Cr等之情況。該些作為原料而使用，因此相比其他銅合金混入更多不可避免雜質。例如，關於視作雜質之Fe的量，在由JIS H 3250規定之含有約3mass%Pb之銅合金（C3604）、含有約4mass%Pb之銅合金（C3605）中，允許至0.5mass%。因此，在本發明合金中，在不會對特性帶來重大影響之前提下，關於Fe、Cr、Mn、Al等不可避免雜質，總計允許至1.0mass%。 P與Sb同樣地起到提高銅合金的耐蝕性之作用。然而，即使少量，若混入P，則製作鑄塊時，在表面或內部易產生裂紋，又，熱加工中在材料表面容易產生裂紋。雖然亦基於Cu、Pb、Sn、Ni的含量，但是，例如若P的含量超過0.02mass%，則產生製作鑄塊時的問題或熱加工時的問題，因此即使混入P，將該上限值設為0.02mass%以下為較佳。

（組成關係式f1）為了發揮優異之耐蝕性，又，為了確保良好的熱加工性，僅規定Cu、Sn、Ni等各元素的含量範圍並不充分。若將Cu的含量設為[Cu]mass%，將Pb的含量設為[Pb]mass%，將Sn的含量設為[Sn]mass%，將Sb的含量設為[Sb]mass%及將Ni的含量設為[Ni]mass%，則組成關係式f1=[Cu]+0.5×[Pb]-2×[Sn]-2×[Sb]+[Ni]的值小於60.5，則無法取得良好的耐蝕性。再者，在熱加工（熱擠出、熱鍛造）後的製程中，即使實施熱處理亦無法發揮優異之耐蝕性。因此，組成關係式f1的下限為60.5以上，60.7以上為較佳，61.0以上為更佳。另一方面，若組成關係式f1=[Cu]+0.5×[Pb]-2×[Sn]-2×[Sb]+[Ni]的值超過64.0，則熱變形阻力變高，又，熱變形能力變差，從而無法確保良好的熱加工性、亦即熱擠出性、熱鍛造性。例如，雖然亦基於熱加工溫度或設備能力，但良好的熱加工性係指，關於熱擠出，在擠出棒的表面沒有裂紋，且是否能擠出成在實際應用上使用較多之最小尺寸φ12mm。關於熱鍛造，是否能在鍛造品的表面不產生裂紋而鍛造至薄壁。因此，組成關係式f1的上限為64.0以下，63.6以下為較佳，63.0以下為更佳。

（組成關係式f2）僅含有規定量的Sb、Sn，無法獲得非常優異之耐蝕性、耐脫鋅腐蝕性。Sn、Sb這兩個元素均在600℃以上的高溫下，相比基地α相，在穩定的β相中固溶更多。或者，Sn、Sb在475℃以下、尤其450℃以下的低溫側，相比基地α相，在安定的γ相中固溶更多。雖然亦基於與α相、β相及/或γ相的比例，但對於本發明合金的組成，在β相中固溶之Sn、Sb的量比在α相中固溶之Sn、Sb的量大概多2～7倍。又，在γ相中固溶之Sn、Sb的量比在α相中固溶之量大概多固溶7～15倍。首先，為了將基地α相的耐蝕性設為優異者，Sb與Sn的存在比很重要，前提在於Sb與Sn在前述組成範圍內。組成關係式f2=[Sb]/[Sn]為0.03≤f2≤0.12時，共同添加Sn與Sb的效果成為更顯著者，α相的耐蝕性提高最多。組成關係式f2的下限為0.035以上且組成關係式f2的上限為0.10以下為較佳。

關於Cu-Zn-Sn系合金的β相，很難設為耐蝕性非常優異者，但組成關係式f2=[Sb]/[Sn]滿足0.03≤f2，較佳地滿足0.035≤f2時，提高β相的耐蝕性，且提高擠出材料或鍛造品的耐蝕性。本發明合金係藉由生成於高溫下熱變形阻力較低的β相，從而提高熱加工性者，但隨著溫度的降低，β相相變為α相，從而耐蝕性得以提高。然而，從β相相變為α相之晶粒邊界、相界在耐蝕性上存在問題。組成關係式f2=[Sb]/[Sn]的值至少在0.03以上且0.12以下時，晶粒邊界、相界的耐蝕性得以提高。若成為475℃以下或450℃以下的溫度，則β相變成α相時，固溶於β相中之Sn、Sb濃度變得更高，藉此生成γ相。0.03≤f2≤0.12時，進一步提高α相與γ相的晶粒邊界、相界及γ相本身的耐蝕性。關於高溫變形能力，若組成關係式f2=[Sb]/[Sn]超過0.12，則導致Sb的量相比Sn過剩，α相及β相的熱變形能力降低，使熱加工性變差。

（組成關係式f3）與組成關係式f2=[Sb]/[Sn]相同地，Ni與Sb的關係亦重要。因Ni的存在，對基地α相、γ相的耐蝕性，Sb的效果進一步得以提高，對β相的耐蝕性亦得以提高。尤其提高從高溫下穩定之β相變成α相時的晶粒邊界、相界及在低溫側從β相變成γ相與α相時的相界及γ相的耐蝕性。發揮該些效果時，組成關係式f3=[Ni]/[Sb]的值為0.3以上，0.4以上為較佳。關於上限，在本發明合金的Ni組成範圍內無需特別限制，但鑑於前述效果飽和，將組成關係式f3=[Ni]/[Sb]的值設為3.5以下。

（金相）為了確保良好的熱加工性，在熱加工溫度下，存在β相為必須條件。於高溫的加熱溫度或加工溫度下生成之β相隨著溫度下降變成α相或γ相。雖然亦基於製造製程，但即使為本發明合金的組成，亦存在殘留耐蝕性上成問題之β相，且生成γ相之情況。以組成關係式f2=[Sb]/[Sn]及組成關係式f3=[Ni]/[Sb]成為適當的方式，含有前述Sn、Sb、Ni，藉此提高β相、γ相的耐蝕性，因此在一般水質下沒有問題，但在苛刻的環境下無法說很充分。

亦即，金相中所含有之β相與γ相所佔之比例總計以面積率計超過5%，且在任意截面的顯微鏡觀察下，β相或γ相的各個長邊的長度若超過100μm，則無法承受苛刻的環境下的耐蝕性。β相或γ相的耐脫鋅腐蝕性與α相比較較低，因此該些存在於金相中之情況下，有時會優先呈現脫鋅腐蝕。亦即，若長邊的長度超過100μm，則脫鋅腐蝕深度有時超過100μm，從而在耐蝕性上產生問題。因此，需要金相中所含有之β相與γ相所佔之比例的總計以面積率計為0%以上且5%以下，或者β相或γ相的各個長邊的長度在100μm以下。β相與γ相所佔之比例的總計以面積率計為0%以上且5%以下之情況下，β相的面積率為0%以上且3%以下為較佳。金相中所含有之β相與γ相所佔之比例的總計以面積率計為5%以下，且β相或γ相的各個長邊的長度為100μm以下為更佳。β相與γ相所佔之比例的總計以面積率計為0%以上且5%以下，且β相的面積率為0%以上且3%以下，並且β相或γ相的各個長邊的長度為100μm以下為最佳。

再者，關於在苛刻的環境下的耐蝕性上成問題之α相與β相或α相與γ相的晶粒邊界、相界，包含與在高溫加熱時和β相相接之α相的相界、晶粒邊界，以組成關係式f2=[Sb]/[Sn]及組成關係式f3=[Ni]/[Sb]成為適當的方式含有前述Sn、Sb、Ni，藉此能夠提高耐蝕性，從而能夠充分應對。

接著，對本發明的第一、第二實施形態之黃銅合金熱加工品的製造方法進行說明。首先，準備成為上述成分組成之鑄塊，對該鑄塊進行熱加工（熱擠出、熱鍛造）。再者，本實施形態中，亦可以在熱加工之後實施熱處理。

（熱加工）在該熱加工中，於670℃以上且820℃以下的溫度下進行熱擠出或熱鍛造，以2℃/分鐘以上且200℃/分鐘以下的平均冷卻速度對620℃至450℃的溫度區域進行冷卻為較佳。已進行熱加工之材料最終設為100℃以下，大多冷卻至室溫。若熱加工溫度（熱擠出溫度及熱鍛造溫度）過高，則在表面產生微細裂紋。因此，熱加工溫度（熱擠出溫度及熱鍛造溫度）設為820℃以下，800℃以下為較佳。另一方面，若熱加工溫度（熱擠出溫度及熱鍛造溫度）過低，則變形阻力變高。雖然亦基於加工設備能力，但是，例如製造尺寸較小的細棒（直徑12mm以下）時，很難擠出，或就算能夠擠出，隨著加工中的溫度降低出現不能完全擠出之部分，從而存在從鑄塊成製品的重量比亦即產率變差的可能性。又，加工率較高的鍛造品中，存在無法充分填充材料而無法成型之可能性。

又，若熱加工後的冷卻速度過快，則從β相向α相的相變不充分，且冷卻後的β相率變高。再者，拉長之β相容易殘留，在苛刻的環境下的耐蝕性變差。因此，能夠以200℃/分鐘以下的平均冷卻速度對620℃至450℃的溫度區域進行冷卻，100℃/分鐘以下為較佳。關於冷卻速度的下限，若必須進行記載，則考慮生產效率，設為2℃/分鐘以上。

其中，在冷卻中從β相變成γ相及α相之情況下，β相拉長時γ相亦容易拉長等，耐蝕性在苛刻的環境下亦變差。尤其熱擠出棒藉由從鑄塊擠出而獲得。熱擠出棒的金相處於與擠出方向平行排列，且容易拉長之狀況。另一方面，關於熱鍛品，將藉由從鑄塊擠出而獲得之熱擠出材料作為原料並進行熱鍛造而獲得。熱鍛造中，藉由製品的形狀，材料在模具內向各種方向塑性變形而流動，但基本上成為遵循材料的流動的金相。對熱擠出材料進行加熱而進行熱鍛造，但塑性變形為遵循鍛造的模具之形狀，加熱之熱擠出棒的金相被破壞，因此通常幾乎不存在晶粒變得比原料亦即熱擠出材料大之情況。如上所述，Pb粒子在銅合金中幾乎不固溶，因此以金屬Pb粒子存在，與晶粒內及晶粒邊界無關地存在。因此，在熱加工中或後述之熱處理中，處於Pb的熔點亦即327℃以上之情況下，Pb處於液體狀態。藉由熱加工的溫度、金相的流動及冷卻速度，Pb粒子的大小（平均結晶粒徑）及分佈（存在個數的密度）亦發生變化。該些在後述之熱處理中亦相同。

（熱處理）在熱加工之後進行熱處理之情況下，將熱處理溫度設為470℃以上且560℃以下，將熱處理溫度下的保持時間設為1分鐘以上且8小時以下為較佳。為了進一步提高耐蝕性，熱處理為有效的手段。然而，若熱處理溫度超過560℃，則對β相的減少（從β相向α相的相變）並無效果，反而β相會增加，從而在耐蝕性上產生問題。因此，熱處理溫度的上限為560℃以下，550℃以下為較佳。另一方面，若於熱處理溫度低於470℃的溫度下進行熱處理，則β相減少，但γ相增加，根據情況，有時耐蝕性變差。因此，熱處理溫度的下限為470℃以上，490℃以上為較佳。

又，若熱處理溫度下的保持時間不足1分鐘，則β相不會充分減少。另一方面，若熱處理溫度下的保持時間超過8小時，則β相減少的效果飽和，從而在能量使用方面存在問題。因此，本實施形態中，將熱處理溫度下的保持時間設定為1分鐘以上且8小時以下。再者，關於熱鍛造，對熱擠出材料（鍛造原料）實施，但即使對鍛造之棒材實施熱處理亦不會對鍛造性帶來較大影響。這是因為，在熱鍛造之前對鍛造原料進行加熱，因此熱處理記錄亦被清除。但是，為了進行熱處理需要成本，所以通常關於熱鍛造之黃銅合金，大多使用擠出狀態下（未實施熱處理）之材料。

依如以上的製造方法，製造第一、第二實施形態之黃銅合金熱加工品。

如上所述，本發明的第一、第二實施形態之黃銅合金熱加工品耐蝕性優異，且熱加工性、被切削性良好。因為該些特性，成為性價比優異之供水龍頭金屬零件、接頭、閥等自來水管道用器具的優選原料。

以上，對本發明的實施形態進行了說明，但本發明並不限定於此，在不脫離該發明的技術條件之範圍內能夠進行適當改變。 [實施例]

以下，示出為了確認本發明的效果而進行之確認實驗的結果。再者，以下的實施例係用於說明本發明的效果者，實施例中所記載之結構、製程、條件並非係限定本發明的技術範圍者。又，以下，在評價結果中，符號“◎”係指“優（excellent）”，符號“○”係指“良好（good）”。符號“△”係指“一般（fair）”，符號“×”係指“不良（poor）”，符號“××”係指“非常差，不良（very poor）”。

製作上述本發明的第一、第二實施形態之黃銅合金熱加工品及比較用組成的坯料。將銅合金的組成示於表1～3。再者，表1所示之組成的坯料係使用商用熔解爐及鑄造機而製造者。具體而言，以成為規定成分的方式利用低頻感應爐熔煉銅合金熔融金屬，並藉由半連續鑄造機，製造直徑240mm的坯料。表2及表3所示之組成的坯料係利用實驗室的小型熔解設備製造者。具體而言，以成為規定成分的方式利用小型高頻熔解爐熔煉銅合金熔融金屬，並澆鑄於模具，製造直徑100mm×長度125mm的坯料。

[表1]

[表2]

[表3]

（熱擠出材料）將表1所示之組成的坯料切斷為直徑240mm×長度750mm，並藉由2750噸間接擠出機，擠出為直徑12mm。再者，在擠出前藉由感應加熱爐對坯料進行加熱，並設為表4所記載之擠出溫度。擠出後的棒材的620℃至450℃的溫度區域的冷卻速度作為表4所示之條件。再者，關於坯料及擠出後的棒材的溫度，使用放射溫度計進行測定。又，對熱擠出製程後的擠出品，在表4所示之條件下實施熱處理。

（熱鍛造材料）將表1所示之組成的坯料切斷為直徑240mm×長度750mm，並藉由2750噸間接擠出機，擠出為直徑20mm。再者，在擠出前藉由感應加熱爐對坯料進行加熱，並設為表5所記載之擠出溫度。擠出後的棒材的620℃至450℃的溫度區域的冷卻速度作為表5所示之條件。再者，棒材冷卻至室溫（20℃）。將所獲得之熱擠出材料切斷為直徑20mm×長度30mm的圓柱狀並採集樣品。將該樣品加熱至表5所示之溫度，利用200噸摩擦式壓機，將圓柱狀的樣品豎起，且從高度30mm至12mm（加工率60%）進行自由鍛造。鍛造材料的620℃至450℃的溫度區域的冷卻速度作為表5所示之條件。該熱鍛品亦冷卻至室溫（20℃）。

（實驗室擠出材料1）製作上述熱擠出材料時使用，從表1所示之組成的直徑240mm的坯料切斷一部分，接著，對該表面進行切削加工，設為直徑95mm×長度120mm。並將此用作用於製作實驗室擠出材料1之坯料。利用蒙孚爐將該坯料加熱至表6所示之溫度，藉由200噸直接擠出機，獲得直徑20mm的熱擠出棒。擠出後的棒材的620℃至450℃的溫度區域的冷卻速度作為表6所示之條件。擠出棒冷卻至室溫（20℃）。又，對熱擠出製程後的擠出品，在表6所示之條件下實施熱處理。

（實驗室擠出材料2）對表2及表3所示之組成的坯料的表面進行切削加工，設為直徑95mm×長度120mm。利用蒙孚爐將該坯料加熱至表7及表8所示之溫度，藉由200噸直接擠出機，獲得直徑20mm的熱擠出棒。擠出後的棒材的620℃至450℃的溫度區域的冷卻速度作為表7及表8所示之條件。擠出棒冷卻至室溫（20℃）。又，對熱擠出製程後的擠出品，在表7及表8所示之條件下實施熱處理。

（實驗室鍛造材料）對表2及表3所示之組成的坯料的表面進行切削加工，設為直徑95mm×長度120mm。利用蒙孚爐將該坯料加熱至表9及表10所示之溫度，藉由200噸直接擠出機，獲得直徑20mm的熱擠出棒。擠出後的棒材的620℃至450℃的溫度區域的冷卻速度作為表9及表10所示之條件。擠出棒冷卻至室溫（20℃）。將所獲得之熱擠出材料切斷為直徑20mm×長度30mm的圓柱狀並採集樣品。將該樣品加熱至表9及表10所示之溫度，利用200噸摩擦式壓機，將圓柱狀的樣品豎起，且從高度30mm至12mm（加工率60%）進行自由鍛造。鍛造材料的620℃至450℃的溫度區域的冷卻速度作為表9及表10所示之條件。再者，熱鍛品冷卻至室溫（20℃）。又，對熱鍛造製程後的鍛造品，在表9及表10所示之條件下實施熱處理。

對上述熱擠出材料、熱鍛造材料、實驗室擠出材料、實驗室鍛造材料，進行以下熱加工性的評價。

（熱擠出性）在熱擠出材料中，將以直徑12mm且不殘留未擠完之部分而能够擠出者設為“○”，將存在未擠完之部分者設為“×”，將在熱擠出材料的表面確認到裂紋者評價為“××”。再者，以商用實際進行之擠出製程中，不會將所有鑄塊（坯料）擠出成棒材。若對全部進行擠出，則在成為鑄塊末端部分之擠出材料的後端部產生缺陷而無法成為產品。因此，留下鑄塊末端部分的一定量而實施擠出製程。將該留下之部分的長度設為50mm，將在量產機的擠出能力下殘留超過50mm之鑄塊之情況評價為“×”。實驗室擠出材料中，將在直徑20mm的熱擠出棒中，擠出長度為200mm以上者評價為“○”，將小於200mm者評價為“×”，將在熱擠出材料的表面確認到裂紋者評價為“××”。

（熱鍛造性）將能夠以100噸以下的鍛造荷載進行鍛造者評價為“○”，將鍛造荷載超過100噸之情況評價為“×”，將在熱鍛造材料的表面確認到裂紋者評價為“××”。作為鍛造性，需要“○”評價。若鍛造荷載超過100噸，則難以利用功率較小的鍛造機進行鍛造，又，還存在無法成型複雜形狀的鍛造品的可能性，因此作為熱鍛造性設為“×”的評價。

[表4]

[表5]

[表6]

[表7]

[表8]

[表9]

[表10]

對上述熱擠出材料、熱鍛造材料、實驗室擠出材料、實驗室鍛造材料，進行了關於金相觀察、耐蝕性（脫鋅腐蝕試驗/浸漬試驗）、被切削性的評價。

（金相觀察）如圖1所示，金相中，關於熱擠出材料，在與擠出方向平行的方向上觀察直徑D的1/4部分（從表面距直徑D的1/4部位，亦即若為φ20mm的材料則為從表面距5mm的部分，若為φ12mm的材料則為從表面距3mm的部分）的截面微觀組織。如圖2所示，關於熱鍛造材料，在對從中心部距8mm外側的部分在直徑方向切斷之橫截面上，觀察從表面距厚度的1/4亦即3mm處的截面微觀組織。再者，在熱鍛造中從高度30mm至12mm進行自由鍛造之情況下，成為直徑約32mm的圓盤形狀。將該觀察試樣利用3vol%過氧化氫水與3vol%氨水的混合蝕刻液進行蝕刻，使用金屬顯微鏡（NIKON CORPORATION製EPIPHOTO300）以200倍的倍率觀察金相。

關於β相、γ相的面積率，對所觀察之金相利用圖像處理軟件（WinRoof）進行二值化處理，作為β相、γ相的面積相對於觀察之金相整體的面積之比例計算。再者，關於面積率，將以200倍的倍率觀察之金相放大成195mm×243mm的大小（實質倍率為355倍），對其中75mm×100mm的面積中之任意3視角的金相進行測定，且設為該些的平均值。關於3視角，分別測定不重疊的部分。關於二值化處理，對上述75mm×100mm的部分，對β相及γ相部分分別進行顏色區分，並使用圖像處理軟件對已進行顏色區分之該面積進行測定，測量相對於整體（75mm×100mm）的β相及γ相的各個面積率。利用以下方法進行Pb粒子的大小及分佈（密度）的測定。關於Pb粒子的大小，還存在Pb粒子微細的情況，使用金屬顯微鏡以1000倍的倍率拍攝金相，將該金相擴大為195mm×243mm（實質倍率為1775倍）。在該測定視角中的任意不重疊的3視角（75mm×100mm：實質評價面積0.06mm² ）中，對Pb粒子部分進行顏色區分，使用圖像處理軟件對已進行顏色區分之該面積進行測定，由各個Pb粒子的面積測定平均粒徑。詳細而言，假設Pb粒子為圓，由分別測定之面積求出Pb粒子的直徑作為粒徑。並且，求出所觀察之所有Pb粒子的粒徑的平均值而作為平均粒徑。又，關於Pb粒子的分佈（密度），如下進行測定。在求出Pb粒子的平均粒徑之3視角中，計數Pb粒子的個數。求出Pb粒子相對於所測定之整體部位之個數並計算每100μm² （10μm×10μm）的個數。並且，求出該3處的平均值而作為分佈（密度）。

關於β相、γ相的長邊的最大長度，與β相及γ相的面積率相同地使用圖像處理軟件（WinRoof）對任意3視角的金相進行二值化處理。接著，求出特定之β相及γ相的絕對最大長度。將所測定之所有β相及γ相的絕對最大長度中的最大數值設為最大長度。若為熱擠出材料，則在與擠出方向平行的方向上存在最大長度，若為熱鍛造材料，則在與橫截面方向的材料的流動方向平行的方向上存在最大長度。

β相、γ相的長邊的最大長度小於20μm（包含0μm，亦即β相率、γ相率為0%之情況）的情況為最佳，β相、γ相的長邊的最大長度在20μm以上且小於50μm之情況為次佳。β相、γ相的長邊的最大長度為50μm以上且100μm以下之情況為沒有問題之水準，β相、γ相的長邊的最大長度超過100μm之情況下，從耐腐蝕的觀點而言，存在產生問題之可能性。 β相及γ相的耐蝕性比α相差。藉由適當添加Sn，Sb，Ni，耐蝕性得以強化，但在苛刻的條件下，存在在β相及γ相上產生脫鋅腐蝕之可能性，從耐蝕性的觀點而言，該些相不連續，亦即長邊方向的長度較短為良好，設為100μm以下為較佳。

（脫鋅腐蝕試驗）作為脫鋅腐蝕試驗，藉由ISO6509-1（金屬和合金的腐蝕-黃銅合金耐脫鋅性能的測定-第一部分：試驗方法Corrosion of metals and alloys-Determination of dezincification resistance of copper alloys with zinc-Part1：Test method）中所記載的脫鋅腐蝕試驗評價各黃銅合金材料的脫鋅腐蝕性。亦即，將觀察了截面微觀組織之表面暴露在於75℃下保持之1vol%氯化銅（II）水溶液中（將暴露面積設為1cm² ，進行掩蔽），並浸漬24小時。接著，從與暴露面的垂直方向觀察截面微觀組織，對在整體暴露面中脫鋅腐蝕最深的部分亦即最大脫鋅腐蝕深度進行測定。

將最大脫鋅腐蝕深度小於20μm（包含0μm，亦即未確認到脫鋅腐蝕之情況）之情況評價為“◎”，將最大脫鋅腐蝕深度在20μm以上且小於50μm之情況評價為“○”。將最大脫鋅腐蝕深度在50μm以上且小於100μm之情況評價為“△”，將最大脫鋅腐蝕深度為100μm以上評價為“×”。若最大脫鋅腐蝕深度小於100μm，則判斷為具有耐脫鋅腐蝕性，因此若為“△”以上的評價，則可以說具有耐蝕性（耐脫鋅腐蝕性）。

（浸漬試驗）再者，作為在苛刻的腐蝕環境下的試驗，在自來水中適當添加次氯酸鈉，吹入碳酸氣體，且調整為30ppm的氯残留濃度、pH6.8而製作試液。利用與ISO6509試驗相同的方法製作已調節了暴露面之試驗片。在液體溫度40℃的試液中浸漬試驗片。8週後取出試驗片，且利用與ISO6509試驗相同的方法測定最大脫鋅腐蝕深度。

將最大脫鋅腐蝕深度小於20μm（包含0μm，亦即未確認到脫鋅腐蝕之情況）之情況評價為“◎”，將最大脫鋅腐蝕深度在20μm以上且小於50μm之情況評價為“○”。將最大脫鋅腐蝕深度在50μm以上且小於100μm之情況評價為“△”，將最大脫鋅腐蝕深度為100μm以上評價為“×”。浸漬試驗中，雖然沒有判斷為有明確的耐脫鋅腐蝕性之標準，但與ISO6509試驗相同地，若最大脫鋅腐蝕深度小於100μm，則判斷為有耐脫鋅腐蝕性。在任何脫鋅腐蝕試驗中，最大脫鋅腐蝕深度較小則耐蝕性良好是不必多說的。

（被切削性）準備直徑20mm的熱擠出材料（無熱處理）。藉由直徑3.5mm直柄鑽頭，以轉速1250rpm、進給速度0.17mm/rev，對熱擠出材料（棒材）的中心部開出深度10mm的孔。測定此時施加於鑽頭之轉矩與推力的阻力值，並求出轉矩與推力的均方根亦即切削阻力值。以JIS H3250 C3604的切削阻力值為標準，以下式求出被切削性指數，並以該值評價被切削性。被切削性指數（%）=（各黃銅合金材料的切削阻力值）/（C3604的切削阻力值）×100 將被切削性指數為90%以上評價為“◎”，將被切削性指數在75%以上且小於90%評價為“○”，將被切削性指數小於75%評價為“×”。被切削性指數若為75%以上，與C3604相比不會太遜色而能夠進行工業性切削。又，將直徑20mm、高度30mm的棒材鍛造至高度12mm而準備熱鍛造材料（無熱處理）。藉由直徑3.5mm的直柄鑽頭，在與直徑20mm的熱擠出材料的情況相同的條件下進行試驗，並評價熱鍛造材料的被切削性。將各種試驗結果示於表11～表24中。

[表11]

[表12]

[表13]

[表14]

[表15]

[表16]

[表17]

[表18]

[表19]

[表20]

[表21]

[表22]

[表23]

[表24]

在Cu的含量設為61.2mass%之合金No.S137（試驗No.T137）中，雖然擠出性良好，但在擠出材料中，β相率為6%，β相與γ相的總計（β+γ）為10%，β相或γ相的最大長度為150μm，β相及γ相的比例較高，β相或γ相的最大長度較長，因此耐蝕性（耐脫鋅腐蝕性）較差。在Cu的含量設為61.7mass%之合金No.S40（試驗No.T40、T70）及Cu的含量設為61.8mass%之合金No.S52（試驗No.T52、T82）中，雖然擠出性沒有問題，但在擠出材料中，β相率為3～4%，β相與γ相的總計（β+γ）為5%為較高，β相或γ相的最大長度亦為較長之90～95μm。作為耐蝕性（耐脫鋅腐蝕性），在擠出材料、鍛造材料及各個熱處理材料中為△評價，雖然實際使用上沒有問題，但耐蝕性比其他本發明合金稍低。

在Cu的含量為64.1mass%為較高的合金No.S6（試驗No.T6、T16、T26）及合金No.S31（試驗No.T31、T61）中，作為擠出性或鍛造性，評價為“○”沒有問題，但有時還存在以擠出機的最大限度能力才能夠擠出的情況，高溫下的變形阻力較大，在其他相同的擠出條件下，擠出性比其他本發明合金稍差。在Cu的含量設為64.7mass%之合金No.S136（試驗No.T136）中，不能擠出（存在無法完全擠出之部分，在實驗室擠出材料中擠出長度小於200mm），進行量產存在問題。但是，β相、γ相較少，耐蝕性良好。

在Pb的含量設為0.55mass%之合金No.S144（試驗No.T144）中，其他成分在本發明的範圍內，擠出性等熱加工性、耐蝕性沒有問題，（評價為△以上），但被切削性較差。關於該材料，Pb粒子的平均粒徑為0.1μm，分佈（密度）為0.001個/100μm² ，大小亦較小，密度亦較低，切削性（被切削性）較差。在Pb的含量設為2.15mass%之合金No.S145（試驗No.T145）中，其他成分在範圍內，熱加工性、耐蝕性及被切削性沒有問題。但是，若Pb較多則存在向水的溶出量變多的可能性，需要進行為了降低溶出量的處理。關於該材料，Pb粒子的平均粒徑為3.0μm，分佈（密度）超過0.06個/100μm² ，如上所述，Pb的溶出量變多。若Pb的含量在本發明的範圍內，則被切削性評價為“◎”或“○”而優異。關於被切削性，不僅受Pb的影響，還會受金相的影響，因此無法僅以Pb的含量進行評價，評價為“◎”者係，在適當範圍內包含較多之樣品。關於Pb粒子的平均粒徑及分佈（密度），因熱加工（熱擠出、熱鍛造）的條件或熱處理的條件受一些影響。在合金No.S5中，熱處理溫度為580℃為較高之情況下（試驗No.T5-2），Pb的平均粒徑超過在溶出量上產生問題之3μm。又，合金No.S1的實驗室擠出材料的熱擠出溫度為850℃為較高之情況下（試驗No.T21-3），Pb的平均粒徑亦超過3μm。在合金No.S37、S44及S45中，熱鍛造溫度為840℃以上為較高之情況（試驗No.T67-3、T74-2、T75-3）下，產生表面裂紋，熱加工性上存在問題，未進行之後的熱處理等的調查。而且在相同的合金中，熱鍛造溫度低於670℃為較低之情況下（試驗No.T67-5、T74-3、T75-5），變形阻力亦較高且熱鍛造時的荷載超過100t，對之後的熱處理等未進行調查。關於該些合金，僅對Pb粒子的平均粒徑及分佈進行了調查。其結果，合金No.S37中，於850℃下進行熱鍛造之情況（試驗No.T67-3）下，Pb平均粒徑超過3μm。又，在No.S44及S45中，熱鍛造溫度為840℃之情況下（試驗No.T74-2、T75-3），Pb的分佈成為0.001個/100μm² ，切削性（被切削性）較差。又，合金No.S44中，熱鍛造溫度為650℃為較低之情況下（試驗No.T74-3），Pb的平均粒徑成為0.1μm，其切削性（被切削性）亦較差。該些Pb的平均粒徑及分佈脫離適當範圍之情況下，在切削性或Pb的溶出上會產生問題。該些在適當範圍之情況下，切削性（被切削性）評價沒有問題而優異。

在Sn的含量設為0.45mass%之合金No.S141（試驗No.T141）中，若其他組成在適當範圍內，則作為擠出性或金相沒有問題，但在浸漬試驗中評價成為×，導致耐蝕性較差之結果。在Sn的含量設為1.10mass%之合金No.S142（試驗No.T142）中，γ相率變多，β相與γ相的總計（β+γ）超過5%。因此，耐蝕性較差，即使進行熱處理，耐蝕性亦維持較差。

不僅Sn，亦會因其他元素的含量而不同，但在Sn的含量設為0.57mass%之合金No.S46（試驗No.T46、T76）中，耐蝕性評價中△較多（判斷為實際使用上没有問題，且具有耐蝕性），若Sn的含量較少，則存在使耐蝕性變差的傾向。另一方面，若Sn的含量較多，則存在γ相變多的傾向，但若在本發明的範圍內則没有問題。在Sn的含量設為0.96mass%之合金No.S49（試驗No.T49、T79）中，熱擠出材料或熱鍛造材料的γ相較多，耐蝕性評價中△亦較多。如此，藉由Sn的含量，耐蝕性雖得以改善，但若超過適當範圍，則在金相中γ相變多，耐蝕性反而變差。

在Ni的含量設為0.018mass%之合金No.S140（試驗No.T140）中，其他元素在適當範圍內，但耐蝕性較差而成問題。關於Ni的含量設為0.021mass%之合金No.S41（試驗No.T41、T71），組成關係式f3=[Ni]/[Sb]亦較低，但在耐蝕性的評價中△較多，尤其浸漬試驗的評價為△，雖然為具有耐蝕性之材料，但在本發明合金中成為稍差的结果。在Ni的含量為0.11mass%而比本發明的範圍高的合金No.S146（試驗No.T146）中，在熱擠出性或耐蝕性上没有問題，但Ni對水的溶出量變多，因此不佳。雖然亦會基於其他元素的含量或組成關係式，但若Ni的含量變多，則耐蝕性評價中○亦變多，耐蝕性變良好。

在Sb的含量設為0.015mass%之合金No.S143（試驗No.T143）及Sb的含量設為0.018mass%之合金No.S138（試驗No.T138）中，Sb的含量比本發明的範圍少，耐蝕性較差。在Sb的含量設為0.024mass%之合金No.S34（試驗No.T34、T64）及Sb的含量設為0.028mass%之合金No.S43（試驗No.T43、T73）中，耐蝕性評價中△較多，耐蝕性在實際使用上沒有問題，但可知Sb對耐蝕性產生影響。另一方面，在Sb的含量設為0.085mass%之合金No.S139（試驗No.T139）中，Sb的含量較多，因此耐蝕性良好，但熱擠出時產生裂紋等熱加工性較差。若Sb在本發明的範圍內，雖然亦會受到其他添加元素的含量或組成關係式的影響，但耐蝕性變良好。

P、Mn或Fe為不可避免雜質，但若在實施例中所示之範圍內，則不會對熱加工性、耐蝕性等帶來較大影響。在P的含量為0.02mass%以下之合金No.S5（試驗No.T5-1～11、T15）中，鑄造性、熱加工性（擠出性、鍛造性）上沒有問題。另一方面，在P的含量為0.026mass%之合金No.S7（試驗No.T7、T17）中，熱加工（熱擠出、熱鍛造）時產生裂紋。

在組成關係式f1設為60.32之合金No.S101（試驗No.T101）中，熱加工性上沒有問題，但β相、γ相較多，最大長度亦變長，其結果耐蝕性較差。在組成關係式f1設為60.63之合金No.S56（試驗No.T56、T86）中，β、γ相較多，但耐蝕性評價為△。在組成關係式f1設為64.09之合金No.S135（試驗No.T135）中，β相、γ相較少，且耐蝕性亦良好，但擠出時產生裂紋等在熱加工性上存在問題。

在組成關係式f1設為63.65之合金No.S35（試驗No.T35、T65）中，β相、γ相亦較少且耐蝕性亦良好。又，關於熱加工性，擠出長度在實驗室擠出中成為200mm以上，但相比其他本發明合金略短，接近熱加工性的極限。若組成關係式f1的數值在適當範圍內，雖然亦會受其他元素等的影響，但存在耐蝕性的評價成為良好的傾向。以上，組成關係式f1與熱加工性及耐蝕性相關，對於本發明來說在適當範圍內很重要。

在組成關係式f2設為0.026之合金No.S133（試驗No.T133）中，雖然各元素的含量在適當範圍內，但耐蝕性較差，β相、γ相優先進行脫鋅腐蝕等，腐蝕深度亦較大。再者，關於熱加工性不存在問題。另一方面，在組成關係式f2設為0.132之合金No.S134（試驗No.T134）中，雖然耐蝕性良好，但熱擠出時產生裂紋等在熱加工性上產生問題。

在組成關係式f2設為0.033之合金No.S53（試驗No.T53、T83）中，熱擠出性亦沒有問題，在ISO6509的脫鋅腐蝕試驗中以熱處理材亦獲得◎評價，但在浸漬試驗中均為△評價，即使進行熱處理，亦成為耐蝕性提高較少的結果。在組成關係式f2設為0.11之合金No.S42（試驗No.T42、T72）、組成關係式f2設為0.105之合金No.S55（試驗No.T55、T85）中，耐蝕性亦比較良好，藉由進行熱處理，耐蝕性評價成為○以上而不存在問題。但是，擠出前端部分的表面雖未確認到開裂之裂紋，但存在凹凸，可見接近產生裂紋之極限之徵兆。除此之外，若組成關係式f2在適當範圍內，則熱加工性或耐蝕性亦良好。當然，如上所述，組成關係式f2對熱加工性或耐蝕性具有較大影響，但各個特性受到其他組成關係式及添加元素的影響。

在組成關係式f3設為0.28之合金No.S132（試驗No.T132）中，添加元素的含量雖然在本申請的適當範圍內，但耐蝕性較差。認為是因為組成關係式f3的值較小，因此Ni，Sb對耐蝕性的效果變低。在組成關係式f3設為0.38之合金No.S54（試驗No.T54、T84）中，浸漬試驗的耐蝕性均評價為△而稍低，但是，係能夠判斷為具有耐蝕性之水準。若組成關係式f3在適當範圍內，雖然亦會受到其他元素的含量或其他組成關係式的影響，但顯示良好的耐蝕性。

在組成關係式f3設為3.73之合金No.S143（試驗No.T143）中，Sb的含量較低且耐蝕性較差。雖然基於Ni與Sb的含量，但若Sb例如設為較佳範圍的下限亦即0.03mass%，則成為[Ni]/[Sb]=3.5以上時，Ni的含量成為0.105mass%，從而超過本申請的Ni的適當範圍的上限。如此，關係式f3的數值較大之情況下Ni量較多，從而有可能在Ni的溶出量上存在問題，或Sb較低而在耐蝕性上存在問題，因此將3.5設為上限。

接著，參閱試驗No.T5-1～T5-11、T12-1～T12-8、T21-1～T21-8、T23-1～T23-7、T67-1～T67-8、T75-1～T75-6，對熱加工條件進行確認。熱加工（熱擠出、熱鍛造）時的溫度條件為840℃或850℃而為高溫之情況下，在擠出材料中產生裂紋，在鍛造品中產生表面裂紋等，於高溫下的變形能力變差。又，如試驗No.T21-3或T67-3，在熱加工時的溫度較高的條件下，Pb的平均粒徑變大，還導致Pb的溶出量增加，從而帶來不良影響。相反，熱加工（熱擠出、熱鍛造）時的溫度條件為640℃或650℃而為低溫之情況下，不能擠出（實驗室擠出材料的擠出長度成為小於200mm）或者鍛造中鍛造荷載變大等，於高溫下的材料的變形阻力變高，熱加工性變低。試驗No.T21-5的熱擠出溫度為640℃為較低之情況下，Pb的粒徑亦較小，而且分佈超過0.06個/100μm² ，該情況下，在Pb的溶出量上產生問題。如此，熱加工（熱擠出、熱鍛造）時的溫度條件不僅對熱加工時的加工性，還對Pb的粒徑、分佈帶來影響。

在熱加工（熱擠出、熱鍛造）之後，在620℃至450℃的溫度區域中的冷卻速度超過200℃/分鐘之情況（試驗No.T5-11，T21-7）下，因β相較多，最大長度亦變長等，耐蝕性較差。另一方面，上述冷卻速度小於2℃/分鐘之情況下不實施，但是例如設為1℃/分鐘，則冷卻時間成為170分鐘，所以存在對量產性帶來障礙等問題。

接著，參閱試驗No.T5-1～T5-10、T12-1～T12-7，對熱處理條件進行確認。若熱擠出材料及熱鍛品的熱處理的條件超過560℃之情況下，β相較多，且最大長度亦變長，耐蝕性較差。熱擠出材料及熱鍛品的熱處理的條件低於470℃之情況下，相比其他條件，γ相變多，最大長度亦較長，耐蝕性變差。保持時間小於1分鐘的條件下，與擠出時的狀態相同，無法看出熱處理的效果。另一方面，即使超過8小時（480分鐘），與8小時以內的條件並無很大差別，只會是增加用於熱處理的成本。

以上，各添加元素的含量及各組成關係式在適當範圍內的本發明合金中，熱加工性（熱擠出、熱鍛造）優異，耐蝕性、被切削性亦良好。又，為了在本發明合金中獲得優異之特性，能夠藉由將熱擠出及熱鍛造中的製造條件、熱處理中的條件設為適當範圍而實現。 [產業上的可利用性]

本發明的黃銅合金熱加工品中，熱加工性（熱擠出性及熱鍛造性）優異，且耐蝕性、被切削性優異。因此，本發明的黃銅合金熱加工品能夠較佳地應用為供水龍頭金屬零件、接頭、閥等自來水管道用器具的結構材料等。

無

圖1係表示實施例中的熱擠出材料的金相觀察位置之說明圖。圖2係表示實施例中的熱鍛造材料的金相觀察位置之說明圖。

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無

Claims

一種黃銅合金熱加工品，其特徵為，包含Cu：61.5mass%以上且64.5mass%以下、Pb：0.6mass%以上且2.0mass%以下、Sn：0.55mass%以上且1.0mass%以下、Sb：0.02mass%以上且0.08mass%以下、Ni：0.02mass%以上且0.10mass%以下，餘量包括Zn及不可避免雜質，將Cu的含量設為[Cu]mass%，將Pb的含量設為[Pb]mass%，將Sn的含量設為[Sn]mass%，將Sb的含量設為[Sb]mass%，將Ni的含量設為[Ni]mass%之情況下，滿足如下： 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。
一種黃銅合金熱加工品，其特徵為，包含Cu：62.0mass%以上且64.0mass%以下、Pb：0.7mass%以上且2.0mass%以下、Sn：0.60mass%以上且0.95mass%以下、Sb：0.03mass%以上且0.07mass%以下、Ni：0.025mass%以上且0.095mass%以下，餘量包括Zn及不可避免雜質，將Cu的含量設為[Cu]mass%，將Pb的含量設為[Pb]mass%，將Sn的含量設為[Sn]mass%，將Sb的含量設為[Sb]mass%，將Ni的含量設為[Ni]mass%之情況下，滿足如下： 60.7≤[Cu]+0.5×[Pb]-2×[Sn]-2×[Sb]+[Ni]≤63.6、 0.035≤[Sb]/[Sn]≤0.10、 0.4≤[Ni]/[Sb]≤3.5。
如請求項1或2所述之黃銅合金熱加工品，其中金相為α相基地，包含Pb粒子，β相的面積率與γ相的面積率的總計面積率為0%以上且5%以下。
如請求項1至3中任一項所述之黃銅合金熱加工品，其中金相為α相基地，包含Pb粒子，β相或γ相的各個長邊的長度為100μm以下。
如請求項1至4中任一項所述之黃銅合金熱加工品，其中金相為α相基地，包含Pb粒子，Pb粒子的平均粒徑為0.2μm以上且3μm以下。
如請求項1至4中任一項所述之黃銅合金熱加工品，其中金相為α相基地，包含Pb粒子，Pb粒子的分佈為0.002個/100μm² 以上且0.06個/100μm² 以下。
如請求項1至4中任一項所述之黃銅合金熱加工品，其中金相為α相基地，包含Pb粒子，Pb粒子的平均粒徑為0.2μm以上且3μm以下，並且Pb粒子的分佈為0.002個/100μm² 以上且0.06個/100μm² 以下。
如請求項1至7中任一項所述之黃銅合金熱加工品，其用作自來水管道用器具。
一種黃銅合金熱加工品的製造方法，其製造請求項1至7中任一項所述之黃銅合金熱加工品，前述製造方法的特徵為，於670℃以上且820℃以下的溫度下進行熱加工，以200℃/分鐘以下的平均冷卻速度對620℃至450℃的溫度區域進行冷卻。
如請求項9所述之黃銅合金熱加工品的製造方法，其中在前述熱加工之後，於470℃以上且560℃以下的溫度下，進行保持1分鐘以上且8小時以下之熱處理。