(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃｕ：５８．０〜６４．０％，Ｂｉ：０．９〜２．０％，Ｍｇ：０．４〜０．８％，Ａｌ：０．２〜０．７％，Ｐｂ：０．１５％以下，Ｆｅ：０．５％以下，Ｓｎ：０．５％以下であって、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなることを特徴とする耐高温脆性に優れた黄銅合金。
【請求項２】
質量％で、Ｃｕ：５８．０〜６４．０％，Ｂｉ：０．９〜２．０％，Ｍｇ：０．４〜０．８％，Ａｌ：０．２〜０．７％，Ｐｂ：０．１５％以下，Ｆｅ：０．５％以下，Ｓｎ：０．５％以下であって、
Ｐ：０．０３〜０．１％，Ｓｅ：０．０１〜０．５％，Ｓｂ：０．０１〜０．５％，Ｔｅ：０．０１〜０．５％のうち、いずれか一種以上含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなることを特徴とする耐高温脆性に優れた黄銅合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高温域における脆性を改善した黄銅合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
切削性に優れた黄銅合金としては、これまでＰｂ成分を添加した快削合金が一般的に使用されていた。
しかし、近年環境への影響を考慮したＰｂレスの黄銅合金が検討され、従来の黄銅合金に要求される強度，摺動性等の材料特性を維持しつつ、快削性がＰｂ系黄銅合金並みのものとしてＢｉ系黄銅合金が開発されている（特許文献１，２）。
しかし、従来のＢｉ系黄銅合金は常温付近での脆性はＰｂ系黄銅合金と殆ど差がないのに、約１５０℃付近の高温域で急に脆性が低下する場合があることが明らかになった。
本願発明者は、従来の鉛入り黄銅合金が約２５０〜３００℃位までは大きく脆性が低下しないのにＰｂの代わりにビスマスを添加すると、何故約１５０℃付近まで脆性域が下がるのかを詳細に実験調査をした。
その結果、黄銅合金の鋳造に用いる銅材及び亜鉛材にはＰｂが少量含有し、溶解炉を用いて鋳造する際にも僅かながらＰｂが混入し、その成分量はＰｂ：０．０５〜０．１質量％であった。
Ｂｉそのものの融点は２７１℃であるが、Ｂｉ１００に対してＰｂが５の割合で混入しても、融点が１２５℃付近まで低下することが明らかになった。
従って、ごく少量含まれているＰｂとＢｉが合金化し、結晶粒界に偏析するために１５０℃以上の高温にすると、この偏析粒子を起点にして破断するために高温脆性が生じるものと推定される。
このため、成分比Ｐｂ／Ｂｉの値が０．００５以下になるようにＰｂ成分を抑えた耐高温脆性良好なＢｉ系の黄銅合金を提案している（特許文献３）。
また、特許文献４はＰｂの量を抑えてＢｉ−Ｐｂ共晶相の生成を抑制して、高温下における機械的性質の低下を改善した銅基合金を開示する。
しかるに、Ｐｂ量を０．０１％以下という極限まで下げるには、電気銅や電気亜鉛，金属ビスマス等の純度の高い金属から製作するためコストが高いという問題がある。
欧州連合によるＲｏＨＳ規制やＥＬＶ規制では、Ｐｂ量は０．１％以下としているので、この規制をクリアできる範囲でＰｂの混入が許容されるものが好ましい。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開平７−３１０１３３号公報
【特許文献２】特開２００１−０５９１２３号公報
【特許文献３】特開２００４−３５９９６８号公報
【特許文献４】特開２００６−１１１９２５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明は、Ｐｂが０．１％程度の範囲にて混入しても高温域における脆性低下を抑えたＢｉ系黄銅合金の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明に係る耐高温脆性に優れた黄銅合金は、質量％で、Ｃｕ：５８．０〜６４．０％，Ｂｉ：０．９〜２．０％，Ｍｇ：０．４〜０．８％，Ａｌ：０．２〜０．７％，Ｐｂ：０．１５％以下，Ｆｅ：０．５％以下，Ｓｎ：０．５％以下であって、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。
本発明は、Ｐｂが混入した場合にＢｉとＰｂとの共晶が生じるのを防ぐ手段として、Ｍｇを添加し、ＢｉとＭｇとの金属間化合物を優先的に形成させた点に特徴がある。
ＲｏＨＳ規制やＥＬＶ規制ではＰｂが０．１％以下となっているので、本発明者はＰｂの混入量が０．１％を少し超えて混入した場合でもＰｂの影響を抑えることを検討した結果、Ｍｇの添加量はＢｉの添加量に応じて多くする必要があり、添加量は質量％で［Ｂｉ］×０．４の値以上が好ましいことが明らかになった。
なお、Ｐｂ成分の混入量を０．１％以下に抑えるのが好ましい。
【０００６】
本発明は、Ｂｉ系黄銅合金にＰｂ成分が約０．１％程度まで混入するのを許容することができるようにＭｇを添加した点に特徴があり、黄銅合金の用途に応じて他の成分を添加してもよい。
例えば、質量％で、Ｃｕ：５８．０〜６４．０％，Ｂｉ：０．９〜２．０％，Ｍｇ：０．４〜０．８％，Ａｌ：０．２〜０．７％，Ｐｂ：０．１５％以下，Ｆｅ：０．５％以下，Ｓｎ：０．５％であって、Ｐ：０．０３〜０．１％，Ｓｅ：０．０１〜０．５％，Ｓｂ：０．０１〜０．５％，Ｔｅ：０．０１〜０．５％のうち、いずれか一種以上含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる黄銅合金としてもよい。
この場合もＰｂの混入量は０．１％以下にするのが好ましい。
【０００７】
次に各成分範囲を設定した理由を説明する。
＜Ｃｕ＞
Ｃｕ成分は黄銅材のベースとなる成分であり、Ｃｕ：５８．０〜６４．０％，好ましくは６０．０〜６２．０％の範囲である。
＜Ｂｉ＞
黄銅材組織中のＢｉを起点にした快削性を向上させるのが目的であり、従来のＰｂの代替としての役割を有する。
このような効果を発現するのにＢｉは０．９％以上必要であり、２．０％を超えると、その効果が飽和する。
よって、Ｂｉは０．９〜２．０％の範囲がよく、好ましくはＢｉ：１．０〜１．８％の範囲である。
＜Ｍｇ＞
Ｍｇは黄銅材中にＢｉ−Ｐｂの共晶相が生成するのを抑制する作用が認められ、Ｍｇは上記のＢｉの成分範囲にあっては、Ｍｇ：０．４〜０．８％でＭｇの添加量が質量％で［Ｂｉ］×０．４の値以上が好ましい。
ＭｇはＢｉ−Ｍｇの金属間化合物を生成する。
Ｍｇの添加量が多くなると、鋳造時に酸化マグネシウムの生成による表面欠陥が発生しやすくなるので上限を０．８％とした。
また、本発明者らはＰｂ成分の混入が一般的な規制上限である０．１％まで混入しても問題ないことを確認するために、Ｐｂ成分が０．１５％まで混入してもよいことを目的に実験検討し、本発明に至った。
従って、Ｐｂ成分が０．１％以下であれば、Ｍｇの添加量は０．４〜０．６５％の範囲でもよい。
＜Ａｌ＞
Ａｌ成分は鋳造時の流動性を確保するのが目的であり、０．２〜０．７％の範囲がよい。
好ましくは、０．２〜０．５％の範囲である。
＜Ｚｎ＞
Ｚｎ成分はＣｕ成分とともに黄銅材のベースとなる成分であり、Ｃｕ：Ｚｎの比が約６：４となることを基本に、本明細書ではＣｕと他の添加成分の合計に対する残部と表現した。
＜Ｓｎ＞
Ｓｎ成分は引張り強度等の機械的特性の向上に有効であるが、Ｓｎ成分の添加量が多くなると硬いＭｇリッチ相が生成しやすくなるため、０．５％以下が好ましい。
＜他の成分＞
本発明においてＦｅ成分は不純成分として０．５％以下、好ましくは０．２％以下がよく、Ｐ及びＳｂは耐脱亜鉛腐食の向上に寄与し、Ｓｅ，Ｔｅは快削性の向上に寄与する。
添加する場合はＰ：０．０３〜０．１５％，Ｓｂ：０．０１〜０．５％，Ｓｅ：０．０１〜０．５％，Ｔｅ：０．０１〜０．５％の範囲がよい。
【発明の効果】
【０００８】
本発明はＢｉ系黄銅合金において、所定量のＭｇを添加したのでＢｉ−Ｐｂの共晶相の出現を抑制でき、Ｐｂの混入による高温域の脆性以下を防止できる。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
【図１】本発明の評価に用いた合金成分とその評価結果を示す。
【図２】鋳造材のＳＥＭ像を示す。
【図３】切粉の評価基準を示す。
【図４】鋳造性の評価方法を示す。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
図１の表に示す各化学組成の黄銅合金を試作し評価したので、以下説明する。
【００１１】
評価方法は以下の評価基準をクリアーするものを合格「○」と判断した。
【００１２】
衝撃試験片は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２  Ｖノッチ試験片とした。
常温衝撃値は２３℃で試験を行い、衝撃吸収エネルギー１５Ｊ以上を○（合格），１５Ｊ未満を×（不合格）とした。
高温衝撃値は２００℃で試験を行い、衝撃吸収エネルギー１０Ｊ以上を○（合格），１０Ｊ未満を×（不合格）とした。
シャルピー試験方法はＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠した。
切粉形状については、図３のように切り込み０．５ｍｍ（切削速度：９９ｍ／分）及び切り込み１．０ｍｍ（切削速度９４．２ｍ／分）において、送量（ｍｍ／ｒｅｖ）をそれぞれ０．０６４，０．１２８，０．１９２，０．２５６，０．３２０として切粉を採取した。
計１０水準で切粉形状を観察した。
１０水準の内、１個でもＡ切粉が存在した場合×（不合格）とし、それ以外の形状の切粉のみである場合○（合格）とした。
湯流れ性は図４に示すような鋳型を用い、１０００℃で鋳込んだ湯流れ試験において、全長が１５０ｍｍ以上のものを○（合格），１５０ｍｍ以下のものを×（不合格）とした。
【００１３】
各試作合金の評価結果を図１の表に示す。
合金Ｎｏ．１〜１０は、本発明の実施例に相当し、Ｃｕ成分が５８．０〜６４．０％，Ｂｉ成分が０．９〜２．０％，Ａｌ成分が０．２〜０．７％の範囲にあり、Ｆｅ成分が０．５％以下，Ｓｎ成分が０．５％以下なので、Ｐｂ成分を故意に０．０９〜０．１５％程度混入させてもＭｇ成分を０．４〜０．８％添加したことにより、２００℃の高温における衝撃値も目標をクリアーすることができ、切削性（切粉形状）及び鋳造性（湯流れ）も目標値をクリアーすることができた。
参考として図２に鋳造材の組織のＳＥＭ像を示す。
面分析によるＭｇとＢｉとの位置が重なっているのが分かる。
これに対して比較例は、Ｐｂ成分を故意に上記と同程度混入させた結果、比較例合金Ｎｏ．２１はＭｇ成分が０．４％よりも少ないため、比較例合金Ｎｏ．３０，３１はＭｇ成分を添加しなかったために高温衝撃値が目標をクリアーしなかった。
また、比較例合金Ｎｏ．２３は、Ｍｇ成分を０．６８％添加したが、Ｂｉ成分量が２．０％を超えていたので、高温衝撃値をクリアーすることができなかった。
比較例合金Ｎｏ．２１〜２４，２６〜２９は、Ａｌ成分の添加量が目標より少なかったので、湯流れ性が目標をクリアーしなかった。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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