【事件の表示】
　特許第３３０３３０１号「銅合金及びその製造方法」の請求項１ないし２４に係る特許に対する特許異議の申立てについて、次のとおり決定する。
【結　論】
　訂正を認める。
　特許第３３０３３０１号の請求項１ないし１５に係る特許を維持する。
【理　由】
１．手続の経緯
　　　　　　　　　　　　　　　
　　特許出願　　　　　　　平成　９年　９月　８日
　　特許権設定登録　　　　平成１４年　５月１０日
　　異議申立て　　　　　　平成１５年　１月２２日
　　取消理由通知　　　　　平成１５年１０月２２日付け
　　訂正請求　　　　　　　平成１５年１２月２６日
　　　　　　　　　　　　　（平成１６年６月７日に取下げ）
　　異議意見書　　　　　　平成１５年１２月２６日
　　審尋（申立人に対して）平成１６年１月１３日付け
　　　　　　　　　　　　　（回答書は提出されず）
　　取消理由通知　　　　　平成１６年月５月３１日付け
　　訂正請求　　　　　　　平成１６年６月７日
　　異議意見書　　　　　　平成１６年６月７日
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
２．訂正の適否
　平成１６年６月７日の訂正請求による訂正の適否を検討する。なお、平成１５年１２月２２日の訂正請求は取下げられた。
２−１．訂正の要旨
・訂正事項１
　特許請求の範囲の請求項１を削除する。
・訂正事項２
　特許請求の範囲の請求項２を削除する。　　　　　　　　
・訂正事項３
　特許請求の範囲の請求項３の記載「前記常温における結晶組織が、更に、前記γ相中に８ｍａｓｓ％以上のＳｎを含有している請求項２記載の黄銅。」を「見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６ｍａｓｓ％であり、再結晶温度域においてα＋βの結晶組織を有し、この再結晶温度域における結晶組織が、
（Ａ１）　β相の面積比率が３０〜８０％であり、
（Ａ２）　α相及び前記β相の平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、かつ、
（Ａ３）　前記α相が分散して存在している、
の全条件を満たす黄銅素材に前記再結晶温度域で熱間加工を行った後の黄銅であって、
　常温においてα＋γの結晶組織を有し、この常温における結晶組織が、
（Ｂ１）　γ相の面積比率が３〜３０％であり、
（Ｂ２）　α相の平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、
（Ｂ３）　前記γ相の平均結晶粒径（短径）が８μｍ以下であり、かつ、
（Ｂ４）　前記α相の粒界に前記γ相が存在している、
の全条件を満たし、
前記常温における結晶組織が、更に、前記γ相中に８ｍａｓｓ％以上のＳｎを含有している黄銅。」に訂正し、さらに請求項番号を繰り上げ、請求項１とする。
・訂正事項４
　特許請求の範囲の請求項４の請求項番号を繰り上げ請求項２とする。
・訂正事項５
　特許請求の範囲の請求項５の記載「・・・の全条件を満たす請求項４記載の黄銅。」を
「・・・の全条件を満たす請求項２記載の黄銅。」に訂正し、さらに請求項番号を繰り上げ、請求項３とする。
・訂正事項６
　特許請求の範囲の請求項６の記載「・・・の条件を満たす請求項５記載の黄銅。」を「・・・の条件を満たす請求項３記載の黄銅。」に訂正し、さらに請求項番号を繰り上げ、請求項４とする。
・訂正事項７
　特許請求の範囲の請求項７を削除する。
・訂正事項８
　特許請求の範囲の請求項８を削除する。
・訂正事項９
　特許請求の範囲の請求項９を削除する。
・訂正事項１０
　特許請求の範囲の請求項１０の請求項番号を繰り上げ、請求項５とする。
・訂正事項１１
　特許請求の範囲の請求項１１の請求項番号を繰り上げ、請求項６とする。
・訂正事項１２
　特許請求の範囲の請求項１２を削除する。
・訂正事項１３
　特許請求の範囲の請求項１３を削除する。
・訂正事項１４
　特許請求の範囲の請求項１４の請求項番号を繰り上げ、請求項７とする。
・訂正事項１５
　特許請求の範囲の請求項１５の記載「・・・冷却ステップを更に有する請求項１４記載の黄銅の製造方法。」を「・・・冷却ステップを更に有する請求項７記載の黄銅の製造方法。」に訂正し、さらに請求項番号を繰り上げ、請求項８とする。
・訂正事項１６
　特許請求の範囲の請求項１６の記載「・・・を特徴とする請求項１５に記載の黄銅の製造方法。」を
「・・・を特徴とする請求項８に記載の黄銅の製造方法。」に訂正し、請求項番号を繰り上げ、請求項９とする。
・訂正事項１７
　特許請求の範囲の請求項１７の記載「・・・を特徴とする請求項１５に記載の黄銅の製造方法。」を「・・・を特徴とする請求項８に記載の黄銅の製造方法。」に訂正し、請求項番号を繰り上げ、請求項１０とする。
・訂正事項１８
　特許請求の範囲の請求項１８の記載「・・・を特徴とする請求項１５に記載の黄銅の製造方法。」を「・・・を特徴とする請求項８に記載の黄銅の製造方法。」に訂正し、請求項番号を繰り上げ、請求項１１とする。
・訂正事項１９
　特許請求の範囲の請求項１９の記載「・・・を更に有する請求項１５記載の黄銅の製造方法。」
「・・・更に有する請求項８に記載の黄銅の製造方法。」に訂正し、請求項番号を繰り上げ、請求項１２とする。
・訂正事項２０
　特許請求の範囲の請求項２０の記載「・・・を更に有する請求項１９記載の黄銅の製造方法。」を
「・・・を更に有する請求項１２に記載の黄銅の製造方法。」に訂正し、請求項番号を繰り上げ請求項１３とする。
・訂正事項２１
　特許請求の範囲の請求項２１を削除する。
・訂正事項２２
　特許請求の範囲の請求項２２の請求項番号を繰り上げ、請求項１４とする。
・訂正事項２３
　特許請求の範囲の請求項２３の請求項番号を繰り上げ、請求項１５とする。
・訂正事項２４
　特許請求の範囲の請求項２４を削除する。
・訂正事項２５
　明細書の発明の詳細な説明における「ｗｔ％」を「ｍａｓｓ％」に訂正する。
・訂正事項２６
　第２Ａ図における「Ｚｎ当量」を「見掛け上のＺｎ含有量」に訂正する。
・訂正事項２７
　第２Ｃ図における比較例１〜３、５及び実施例１の「熱間延性」の○×の評価結果を削除し、比較例４の「熱間延性」の評価結果が「○」とあるのを「×」に訂正する。さらに、実施例１及び実施例２の「切削抵抗指数」が「×」、及び比較例５の「切削抵抗指数」が「○」という評価を削除する訂正をする。
・訂正事項２８
　明細書第１９頁７〜１１行（特許公報第９頁右欄２４〜３１行）の記載「実施例１及び２は切削性で劣（×）と評価されたが、その理由は、γ相が３％以上且つβ相が３％以下、又はγ相が５％以上という最適条件が満たされていないからと推測される。実施例１は熱間延性でも劣（×）と評価されたが、その理由は、見掛け上のＺｎ含有量が３８ｍａｓｓ％に満たないため、熱間加工時にβ相が３０％に達していないからと推測される。」を削除する。
・訂正事項２９
　明細書第２８頁下から３行（特許公報第１３頁左欄７〜８行）、第２９頁１１行（特許公報左欄第１３頁２５〜２６行）の「押出し比が５０％」とあるのを「押出し比が５０」に訂正する。
・訂正事項３０
　明細書第２７頁１１行、１３行（特許公報第１２頁９、１１行）の「押田成形」とあるのを「押出し成形」に訂正する。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
２−２．訂正の目的の適否、新規事項の有無、および特許請求の範囲の拡張　　　　・変更の存否
　訂正事項１、２、７〜９、１２、１３、２１および２４は、請求項を削除するものであるから、特許請求の範囲の減縮を目的とするものであり、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。
　訂正事項３は、訂正前の請求項１、２の削除にともない、請求項３を独立形式の請求項（訂正後の請求項１）にするものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的とするものであり、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。
　訂正事項４は、請求項１と請求項２の削除に伴い、訂正前の請求項４を繰り上げて訂正後の請求項２にするものであるから、明りょうでない記載を釈明するものであり、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。
　訂正事項５は、訂正前の請求項１と請求項２の削除に伴い、訂正前の請求項５を繰り上げて訂正後の請求項３にするものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的とするものであり、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。
　訂正事項６は、訂正前の請求項１と請求項２の削除に伴い、訂正前の請求項６を繰り上げて訂正後の請求項４にするものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的とするものであり、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。　
　訂正事項１０は、訂正前の請求項１、請求項２、請求項７、請求項８及び請求項９の削除に伴い、訂正前の請求項１０を繰り上げて訂正後の請求項５にするものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的とするものであり、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。
　訂正事項１１は、訂正前の請求項１、請求項２、請求項７、請求項８及び請求項９の削除に伴い、訂正前の請求項１１を繰り上げて訂正後の請求項６にするものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的とするものであり、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。
　訂正事項１４は、訂正前の請求項１、請求項２、請求項７、請求項８、請求項９、請求項１２及び請求項１３の削除に伴い、訂正前の請求項１４を繰り上げて訂正後の請求項７にするものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的とするものであり、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。
　訂正事項１５は、訂正前の請求項１、請求項２、請求項７、請求項８、請求項９、請求項１２及び請求項１３の削除に伴い、訂正前の請求項１５を繰り上げて訂正後の請求項８にするものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的とするものであり、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。
　訂正事項１６は、訂正前の請求項１、請求項２、請求項７、請求項８、請求項９、請求項１２及び請求項１３の削除に伴い、訂正前の請求項１６を繰り上げて訂正後の請求項９にするものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的とするものであり、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。
　訂正事項１７は、訂正前の請求項１、請求項２、請求項７、請求項８、請求項９、請求項１２及び請求項１３の削除に伴い、訂正前の請求項１７を繰り上げて訂正後の請求項１０にするものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的とするものであり、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。
　訂正事項１８は、訂正前の請求項１、請求項２、請求項７、請求項８、請求項９、請求項１２及び請求項１３の削除に伴い、訂正前の請求項１８を繰り上げて訂正後の請求項１１にするものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的とするものであり、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。
　訂正事項１９は、訂正前の請求項１、請求項２、請求項７、請求項８、請求項９、請求項１２及び請求項１３の削除に伴い、訂正前の請求項１９を繰り上げて訂正後の請求項１２にするものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的とするものであり、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。
　訂正事項２０は、訂正前の請求項１、請求項２、請求項７、請求項８、請求項９、請求項１２及び請求項１３の削除に伴い、訂正前の請求項２０を繰り上げて訂正後の請求項１３にするものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的とするものであり、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。
　訂正事項２２は、訂正前の請求項１、請求項２、請求項７、請求項８、請求項９、請求項１２、請求項１３及び請求項２１の削除に伴い、訂正前の請求項２２を繰り上げて訂正後の請求項１４にするものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的とするものであり、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。
　訂正事項２３は、訂正前の請求項１、請求項２、請求項７、請求項８、請求項９、請求項１２、請求項１３及び請求項２１の削除に伴い、訂正前の請求項２３を繰り上げて訂正後の請求項１５にするものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的とするものであり、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。　　
　訂正事項２５は、ｗｔ％をｍａｓｓ％に訂正するものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的とするものであり、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。
　訂正事項２６は、「Ｚｎ当量」は明らかに「見掛け上のＺｎ含有量」の誤記であり、「見掛け上のＺｎ含有量」については願書に最初に添付した明細書に記載されていた事項であるから、誤記の訂正を目的とするものであり、願書に最初に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。
　訂正事項２７の、第２Ｃ図における比較例１〜３、５及び実施例１の「熱間延性」についての評価（○×）と実施例１、実施例２及び比較例５の「切削抵抗指数」についての評価（○×）を削除する訂正は、発明の詳細な説明中の熱間延性と切削性についての説明における矛盾を解消するものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的とするものであり、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。また、訂正事項２７の、比較例４の「熱間延性」の評価を「×」にする訂正は、比較例４の「熱間延性」についての評価「○」が第６図の示すところから明らかに誤記であるので、誤記の訂正を目的とするものであり、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。
　訂正事項２８は、発明の詳細な説明中の実施例１及び実施例２についての記載を削除して、切削性についての説明における矛盾を解消するものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的とするものであり、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。
　訂正事項２９は、「比」が無次元の単位であり、「押出し比が５０％」を「押出し比５０」とするものであるから、誤記の訂正を目的とするものであり、願書に最初に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。
　訂正事項３０は、「押田成形」を「押出し成形」に訂正するものであるから、誤記の訂正を目的とするものであり、願書に最初に添付した明細書に記載した事項の範囲内の訂正である。
　これらの訂正は、実質上特許請求の範囲を拡張し又は変更するものではない。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
２−３．訂正の適否についての結論
　以上のとおりであるから、上記の訂正請求は、特許法第１２０条の４第２項及び同条第３項において準用する第１２６条第２項ないし第３項の規定に適合するので、この訂正を認める。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
３．特許異議の申立てについての判断
３−１．特許異議の申立ての概要
　申立人中村昭一は、特許異議申立書（その一）および特許異議申立書（その二）において、それぞれ以下のように主張している。
（１）本件特許は、明細書及び図面の記載が不備のため、特許法第３６条第　　　４項または第６項に規定する要件を満たしていない出願に対してされ　　　たものであり、取り消すべきものである。
（２）本件請求項１、７、８、９、１２、１３、２１および２４に係る発明　　　は、甲第１〜９号証に記載された発明であり、特許法第２９条第１項　　　第３号に規定する発明に該当するから、本件請求項１、７、８、９、　　　１２、１３、２１および２４に係る発明の特許は取り消すべきもので　　　あるか、はあるいは、本件請求項１、７、８、９、１２、１３、２１　　　および２４に係る発明少はなくともこれら甲１〜９号証に記載された　　　発明に基づいて当業者が容易に発明することができたものであるから　　　、本件請求項１、７、８、９、１２、１３、２１および２４に係る発　　　明の特許は特許法第２９条第２項の規定に違反してされたものであり　　、取り消すべきものである。　
　　　　　　　　　　　　　　　　　
３−２．本件発明
　上記の訂正が認められるから、本件特許第３３０３３０１号の発明は、上記の訂正請求に係る訂正明細書の請求項１〜１５に記載された事項により特定される次のとおりのものである。
（なお、前項３−１．（２）の異議申立て理由の対象となった訂正前の本件特許の請求項１、７、８、９、１２、１３、２１および２４に係る発明は、訂正により削除された。）
・【請求項１】
　「見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６ｍａｓｓ％であり、再結晶温度域においてα＋βの結晶組織を有し、この再結晶温度域における結晶組織が、
（Ａ１）　β相の面積比率が３０〜８０％であり、
（Ａ２）　α相及び前記β相の平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、かつ、
（Ａ３）　前記α相が分散して存在している、
の全条件を満たす黄銅素材に前記再結晶温度域で熱間加工を行った後の黄銅であって、
　常温においてα＋γの結晶組織を有し、この常温における結晶組織が、
（Ｂ１）　γ相の面積比率が３〜３０％であり、
（Ｂ２）　α相の平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、
（Ｂ３）　前記γ相の平均結晶粒径（短径）が８μｍ以下であり、かつ、
（Ｂ４）　前記α相の粒界に前記γ相が存在している、
の全条件を満たし、
前記常温における結晶組織が、更に、前記γ相中に８ｍａｓｓ％以上のＳｎを含有している黄銅。」
・【請求項２】
　「見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６ｍａｓｓ％であり、再結晶温度域においてα＋βの結晶組織を有し、この再結晶温度域における結晶組織が、
（Ａ１）　β相の面積比率が３０〜８０％であり、
（Ａ２）　α相及び前記β相の平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、かつ、
（Ａ３）　前記α相が分散して存在している、
の全条件を満たす黄銅素材に前記再結晶温度域で熱間加工を行った後の黄銅であって、
　常温においてα＋β＋γの結晶組織を有し、この常温における結晶組織が、
（Ｂ１）　α相の面積比率が４０〜９４％であり、
（Ｂ２）　β相及びγ相の面積比率が共に３〜３０％であり、
（Ｂ３）　前記α相及び前記β相の平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、かつ、
（Ｂ４）　前記γ相の平均結晶粒径が８μｍ以下である、
の全条件を満たす黄銅。」
・【請求項３】
　前記常温における結晶組織が、更に、
（Ｂ５）　前記γ相中に８ｍａｓｓ％以上のＳｎを含有し、かつ
（Ｂ６）　前記β相を前記γ相が包囲している、
の全条件を満たす請求項２記載の黄銅。」
・【請求項４】
　「前記常温における結晶組織が、更に、
（Ｂ７）　前記β相を包囲している前記γ相の層の厚さが８μｍ以下である、
の条件を満たす請求項３記載の黄銅。」
・【請求項５】
　「見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６ｍａｓｓ％であり、常温においてα＋γの結晶組織を有し、この常温における結晶組織が、
（１）　γ相の面積比率が３〜３０％であり、
（２）　α相の平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、
（３） 前記γ相の平均結晶粒径が８μｍ以下であり、
（４） 前記α相の粒界にγ相が存在し、かつ
（５） 前記γ相中のＳｎ濃度が８ｍａｓｓ％以上である、
の全条件を満たすことを特徴とする黄銅。」
・【請求項６】
　「見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６ｍａｓｓ％であり、常温においてα＋β＋γの結晶組織を有し、この常温における結晶組織が、
（１）　β相及びγ相の面積比率が共に３％以上であり、
（２） α相及びβ相の平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、
（３） 前記γ相の平均結晶粒径が８μｍ以下であり、
（４） 前記γ相が前記β相を包囲し、かつ
（５） 前記γ相中のＳｎ濃度が８ｍａｓｓ％以上である、
の全条件を満たすことを特徴とする黄銅。」
・【請求項７】
　「Ｓｎ濃度が０．５〜７ｍａｓｓ％で見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６ｍａｓｓ％である黄銅素材を、４８０〜６５０℃の範囲内の温度、断面減少率９０％以上で熱間押出しを行って黄銅押出し物を作るステップを有する黄銅の製造方法。」
・【請求項８】　
　「前記熱間押出しを行った後に、前記黄銅押出し物を４００℃以下になるまでは０．４Ｋ／ｓｅｃ以上の速度で冷却する第１の冷却ステップを更に有する請求項７記載の黄銅の製造方法。」
・【請求項９】
　「前記黄銅素材のＳｎ含有量が０．９〜７ｍａｓｓ％であり、
前記第１の冷却ステップの冷却速度が、４００℃以下になるまで０．４〜５Ｋ／ｓｅｃであることを特徴とする請求項８に記載の黄銅の製造方法。」
・【請求項１０】
　「前記黄銅素材のＳｎ含有量が０．５〜７ｍａｓｓ％であり、
前記第１の冷却ステップの冷却速度が、４００℃以下になるまで５〜１０００Ｋ／ｓｅｃであることを特徴とする請求項８に記載の黄銅の製造方法。」
・【請求項１１】
　「前記黄銅素材のＳｎ含有量が０．９〜７ｍａｓｓ％であり、
前記第１の冷却ステップの冷却速度が、４００℃以下になるまで０．４〜１０Ｋ／ｓｅｃであることを特徴とする請求項８に記載の黄銅の製造方法。」
・【請求項１２】
　「前記第１の冷却ステップの後に、前記黄銅押出し物を再加熱し、再結晶温度で１／ｓｅｃ以上の歪み速度をもって熱間鍛造して黄銅鍛造物を作るステップを更に有する請求項８に記載の黄銅の製造方法。」
・【請求項１３】
　「前記熱間鍛造を行った後、前記黄銅鍛造物を４００℃以下になるまで０．４Ｋ／ｓｅｃ以上の速度で冷却する第２の冷却ステップを更に有する請求項１２に記載の黄銅の製造方法。」
・【請求項１４】
　「見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６ｍａｓｓ％であり、α＋β＋γの結晶組織を有し、平均結晶粒径が１５μｍ以下である黄銅。」
・【請求項１５】
　「見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６ｍａｓｓ％であり、α＋β＋γの結晶組織を有し、α相及びβ相の平均結晶粒径が１５μｍ以下、かつγ相の平均結晶粒短径が８μｍ以下である黄銅。」
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
３−３．判断
　３−１．の（２）の特許法第２９条第１項第３号および同第２９条第２項についての異議申立ての対象となった訂正前の本件特許の請求項１、７、８、９、１２、１３、２１および２４に係る発明は、訂正により削除されたので、３−１．の（２）の主張については検討を要しなくなった。
　したがって、３−１．の（１）の特許法第３６条についての主張について検討する。
　申立人は、本件特許の明細書（図面を含む）には記載不備があるとして、特許法第３６条６項に違反するものとして６項目、同法第３６条第４項に違反するものとして８項目を挙げているので、以下にそれらの項目の内容の要旨を指摘事項１〜１４として列挙し、各指摘事項に対して検討結果を記載する。
　　　　　　　　　　　　　　　　
（以下、特許法第３６条第６項についての記載不備）　　　　　　　　　　・指摘事項１：訂正前の請求項１〜２４の全てにおいて、黄銅の成分組成の表現形式として「見掛け上の亜鉛含有量」が用いられており、この「見掛け上のＺｎ含有量」が不明確である。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
　訂正明細書の第１７頁１〜４行には、「ここで、『見掛け上のＺｎ含有量』という用語は、ＡをＣｕ含有量〔ｍａｓｓ％〕、ＢをＺｎ含有量〔ｍａｓｓ％〕、ｔを添加した第３元素（例えばＳｎ）のＺｎ当量、Ｑをその第３元素の含有量〔ｍａｓｓ％〕としたとき、「｛（Ｂ＋ｔ・Ｑ）／（Ａ＋Ｂ＋ｔ・Ｑ）｝×１００」の意味で用いる。」と記載されている。また、訂正明細書の第１６頁末行には、「Ｓｎ（そのＺｎ当量は２である）」と記載されている。
　ＳｎのＺｎ当量が２であることと、上記の式「｛（Ｂ＋ｔ・Ｑ）／（Ａ＋Ｂ＋ｔ・Ｑ）｝×１００」から、当業者であればＧｕｉｌｌｅｔが提案したＺｎ当量が記載されていることは理解できる。
　このＧｕｉｌｌｅｔが提案したＺｎ当量については、非鉄金属材料学（著者：村上陽太郎、亀井清、朝倉書店発行）の第４０頁に記載されており、このような教科書的な専門書に記載されていることからもＧｕｉｌｌｅｔの亜鉛当量の考え方は当業者には周知の事実である。Ｇｕｉｌｌｅｔが提案したＺｎ当量であることが理解できれば、Ｓｎ以外の第３元素のＺｎ当量も当業者であれば知ることができる。
　上記の式によれば、Ｃｕ含有量、Ｚｎ含有量、第３元素のＺｎ当量、第３元素の含有量から見掛け上のＺｎ含有量を導くことができるので、上記の式を参照すれば「見掛け上のＺｎ含有量」は明確に規定することができる。従って、「見掛け上のＺｎ含有量」は明確であり、これについては記載不備とはいえない。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　
・指摘事項２：訂正前の請求項１〜８、請求項２１及び請求項２４において規定する再結晶温度域での結晶組織については、発明の詳細な説明に記載がない。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
　訂正明細書２９頁２６〜２８行及び第３０図には、再結晶温度域での結晶組織について次のように記載されている。
「全てのタイプの黄銅が、再結晶温度域でα＋βの結晶組織をもち、β相の面積比率は３０〜８０％である。α相及びβ相の平均結晶粒径は１５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下である。α結晶粒子は実質的に均一に分散する。」
　さらに、訂正明細書７頁５〜１７行には、再結晶温度域での結晶組織について次のように記載されいる。
「本発明の第３の側面に従う黄銅は、再結晶温度域においてα＋βの結晶組織を有し、そして、再結晶温度域において
（Ａ１）　β相の面積比率が３０〜８０％であり、
（Ａ２）　α相及びβ相の平均結晶粒径が１５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下であり、かつ、
（Ａ３）　α相が分散して存在する、という条件を満たしている。
　この本発明に従う黄銅の好適な実施例は、再結晶温度域において
（１）歪み速度が１／ｓｅｃで１００％の歪みを与えて破損がない、
（２）歪み速度が０．１／ｓｅｃで２００％の歪みを与えて破損がない、
（３）歪み速度が０．０１／ｓｅｃで２００％を越える歪みを与えて破損がない、
又は、（４）歪み速度が０．００１／ｓｅｃで６００％を越える歪みを与えて破損がない、
という高い熱間延性を有する。従来の黄銅では、このような高い延び率は実現できない。」
　これらの記載により訂正後の請求項１〜４（訂正前の請求項３〜６）に規定する再結晶温度域での結晶組織については発明の詳細な説明に記載があるといえるので、これについては記載不備とはいえない。
　　　　　　　　　　　　　　　　
・指摘事項３：加工率や加熱温度、保持時間を規定しないで再結晶温度域での結晶粒の大きさを規定する訂正前の請求項１〜８、請求項２１及び請求項２４に係る発明は不明確である。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
　種々の条件で再結晶温度域での結晶組織は当然ながら変動するが、発明者は、その変動する結晶組織において、本件特許発明の効果（熱間延性等）を達成するためには再結晶温度域でいかなる結晶組織であれば良いかに着目して結晶組織を特定したのでる。すなわち、訂正後の請求項１〜４に係る発明は、種々変動する要素のある再結晶温度域の結晶組織の中で、ある条件を持った結晶組織を特定したのであって、敢えて、加熱温度や加工率などの条件を設定しなくても明確でる。従って、これについては記載不備とはいえない。　　　　　　　　　　　　　
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
・指摘事項４：訂正前の請求項９、請求項１３及び請求項２４の「鋳造時の凝固速度が５×１０１〜１０５Ｋ／ｓｅｃ」は、凝固速度とその測定方法が不明瞭である。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
　訂正請求書により、訂正前の請求項９、請求項１３及び請求項２４を削除する訂正をしたので、この記載不備は解消した。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
・指摘事項５：訂正前の請求項１〜８及び請求項１０の「前記α相が分散して存在している」とはどのような状態を意味するのかが不明瞭である。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
　結晶組織中にある結晶相が分散して存在しているという表現は、当業者の技術常識であり、特に、訂正後の請求項１〜４（訂正前の請求項３〜６）に係る発明では、再結晶温度域でα＋βの２相の結晶組織を有することが記載されており、その中でα相が分散していることは、当業者であれば容易に理解できる。従って、これについては記載不備とはいえない。
　なお、訂正前の請求項１、２、７および８は訂正により削除され、請求項１０については、「α相が分散して存在している」という特定事項はない。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
・指摘事項６：訂正前の請求項７及び請求項８には「再結晶温度域で熱間加工を行った後の黄銅であって、常温における結晶組織が・・」と記載されているが、ここで言う常温での結晶組織は、熱間加工のままの組織であるのか、熱間加工のあとさらに別の工程（熱処理や冷間加工）を経たあとの組織であってもよいのか、不明であり、この点について発明の詳細な説明にも記載がない。
　　　　　　　　　　　　　　　
　請求項７及び請求項８を削除する訂正をしたので、この記載不備は解消した。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　
（以下、特許法第３６条第４項の記載不備について）
・指摘事項７：特許請求の範囲では「ｍａｓｓ％」が使用され、発明の詳細な説明では「ｗｔ％」が使用されている。
　　　　　　　　　　　　　　　　　
　訂正請求書により、発明の詳細な説明において「ｗｔ％」とあるのを「ｍａｓｓ％」に訂正した。これにより、この記載不備は解消した。
　　　　　　　　　　　　　　　　　
・指摘事項８：発明の詳細な説明には、再結晶温度域での結晶組織の測定法について記載がなく、その測定例もない。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
　所望の温度での結晶組織を観察するには、その温度での結晶組織を凍結する必要があるが、それには、その温度に加熱した後、直ちに、水冷などによる急冷操作を行うことで、所望の温度での結晶組織が得られることは、出願時において冶金学的に周知の技術であります。このような周知技術について明細書に記載がなくても、当業者であれば本特許発明を容易に実施することができるので、これについては記載不備であるとはいえない。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
・指摘事項９：請求項９などでは凝固速度を要件とするのに、発明の詳細な説明には凝固速度の内容とその測定法について記載がない
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
　請求項９及び請求項１３を削除する訂正をしたので、この記載不備は解消した。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
・指摘事項１０：第２図の実施例１〜１９の合金は、見掛け上のＺｎ含有量が不明である。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
　第２図中の「Ｚｎ当量」は、「見掛け上のＺｎ含有量」に訂正した。
訂正明細書１６頁末行にＳｎのＺｎ当量が２であることが記載されている。また、訂正明細書１７頁１〜４行には、「ここで、『見掛け上のＺｎ含有量』という用語は、ＡをＣｕ含有量〔ｍａｓｓ％〕、ＢをＺｎ含有量〔ｍａｓｓ％〕、ｔを添加した第３元素（例えばＳｎ）のＺｎ当量、Ｑをその第３元素の含有量〔ｍａｓｓ％〕としたとき、『｛（Ｂ＋ｔ・Ｑ）／（Ａ＋Ｂ＋ｔ・Ｑ）｝×１００』の意味で用いる。」と記載されている。これらの記載から、当業者であれば、第２図中のＳｎ以外の成分元素のＺｎ当量についてもＧｕｉｌｌｅｔが提案したＺｎ当量であると理解することができる。従って、Ｓｎ以外の成分元素のＺｎ当量が明細書に記載されていなくても、当業者であれば第２図の見掛け上のＺｎ含有量について理解できる。よって、第２図の訂正により、この記載不備については解消した。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
・指摘事項１１：特許公報第５頁左欄１〜１２行の熱間延性についての記載「この発明に従う・・・このような高い延び率は実現できない。」と、第２Ｃ図の比較例１〜５の熱間延性全てが良好で（○印）、実施例１の熱間延性が悪い（×印）との記載が矛盾する。また、熱間延性を評価するための試験温度について記載がない。 さらに、第５図の「鍛造温度域での歪率と歪速度」の欄には、本発明方法１では「ｉ＝１００ｓｅｃ−１で２００％」、本発明方法２では「ｉ＝１００ｓｅｃ−１で１００％」と記載されているが、第４〜第５図に記載された成分組成・金属組織・製造条件はそれぞれ幅をもつ値で示されているのに「鍛造温度域での歪率と歪速度」の値が一点となる筈がないから、合金と物性値との間の事実関係が不明である。また、粒径と耐力の値についても同様である。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
　訂正事項２７の訂正により、熱間延性についての明細書の記載の矛盾は解消された。
　次ぎに、熱間延性の評価における温度については、訂正明細書第１８頁９行に「熱間加工温度域つまり再結晶温度域での延性」と記載されており、更に、訂正明細書第３１頁４〜５行に「図２Ａ〜図２Ｃに示す実施例では、５００〜６００℃である」と記載されている。このように熱間延性を評価するための試験温度については記載されているので、これについては記載不備とはいえない。
　また、第４〜第５図に記載された成分組成・金属組織・製造条件のうち、例えば、第５図の「鍛造温度域での歪率と歪速度」は、１つの設定した鍛造条件を示しております。従って、「鍛造温度域での歪率と歪速度」の値が一点となることに矛盾はありません。粒径と耐力の値についても、同様である。これらについても記載不備とはいえない。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
・指摘事項１２：押出しについて、第２８図には、押出し後の金属組織（押出し比が５０％：特許公報第１３頁２５欄７〜８行）が示されているが、請求項１４は「断面減少率９０％以上」の押出し比と一致しない。また、図２には押出し温度について記載がなく、冷却速度についても記載がない。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
　訂正により、「押出し比が５０％」とあるのを「押出し比が５０」に訂正した。
　押出し比は、コンテナに据え込まれたビュレットの断面積（初期面積）Ａ１と押出される材料の断面積（最終面積）Ａ２の比であり、押出し比＝Ａ１／Ａ２となる。
断面減少率＝（Ａ１−Ａ２）／Ａ１×１００＝（１−Ａ２／Ａ１）×１００
　　　　　＝［１−１／（Ａ１／Ａ２）］×１００
　　　　　＝（１−１／押出し比）×１００
従って、押出し比が５０のときの断面減少率は、９８％である。
断面減少率＝（１−１／５０）×１００＝９８％
　よって、この記載不備は解消した。
　なお、訂正後の請求項７（訂正前の請求項１４）の断面減少率９０％以上の記載とも整合している。
　また、訂正明細書第３０頁２２行（特許公報第１４頁２８欄６〜７行）には、押出し温度について、「４８０〜６５０℃」と記載されており、且つ、「例えば、図２Ａ〜図２Ｃ・・・」というように、図２の実施例を引用している。その更に下の行には、図２Ａ〜図２Ｃの熱間鍛造温度が記載されており、訂正明細書第１８頁５〜６行（特許公報第９頁１７欄３６〜３７行）には、空冷と水冷の場合の冷却速度が記載され、図２Ａには、実施例及び比較例の冷却速度が空冷と水冷とに分けて記載されている。
　以上のように本件特許の発明は、通常の黄銅の鋳造、押出し、熱間鍛造と同じ工程を利用して製造できることが明白であり、当業者の技術常識に基づいて十分に実施可能であり、押出について記載不備であるとはいえない。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　
・指摘事項１３：特許公報第５頁左欄第２８行において「α＋γタイプ」の黄銅は「切削性に優れる」と記載されているが、「α＋γタイプ」の黄銅の実施例である図２の実施例１及び実施例２の黄銅は切削抵抗指数の評価が×印であって切削性が悪いとの記載と矛盾する。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　
　第２Ｃ図における実施例１及び実施例２の切削抵抗指数の×の評価結果を削除する訂正をした。これにより、切削性についての明細書の記載の矛盾は解消された。
　　　　　　　　　　　　　　　
・指摘事項１４：請求項７の黄銅の実施例を示す図２の実施例１３〜１５にはβ相の粒径が記載されていないから、請求項７の発明の構成と効果を確認できない。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
　請求項７を削除する訂正をしたので、記載不備は解消した。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
　以上のとおり、訂正後の明細書には記載不備は認められない。
　本件請求項１〜１５に係る発明の特許は、特許法第３６条第６項および第４項に規定する要件を満たさない特許出願に対してされたものであるとすることはできない。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
４．むすび
　以上のとおりであるから、特許異議申立の理由および証拠によっては、本件請求項１〜１５に係る発明の特許を取り消すことはできない。
【異議決定日】
平成１６年６月２１日（２００４．６．２１）
【訂正の要旨】
審決（決定）の【理由】欄参照。
（５４）【発明の名称】
銅合金及びその製造方法
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】　
見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６ｍａｓｓ％であり、再結晶温度域においてα＋βの結晶組織を有し、この再結晶温度域における結晶組織が、
（Ａ１）　β相の面積比率が３０〜８０％であり、
（Ａ２）　α相及び前記β相の平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、かつ、
（Ａ３）　前記α相が分散して存在している、
の全条件を満たす黄銅素材に前記再結晶温度域で熱間加工を行った後の黄銅であって、
　常温においてα＋γの結晶組織を有し、この常温における結晶組織が、
（Ｂ１）　γ相の面積比率が３〜３０％であり、
（Ｂ２）　α相の平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、
（Ｂ３）　前記γ相の平均結晶粒径（短径）が８μｍ以下であり、かつ、
（Ｂ４）　前記α相の粒界に前記γ相が存在している、
の全条件を満たし、
前記常温における結晶組織が、更に、前記γ相中に８ｍａｓｓ％以上のＳｎを含有している黄銅。
　【請求項２】　
見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６ｍａｓｓ％であり、再結晶温度域においてα＋βの結晶組織を有し、この再結晶温度域における結晶組織が、
（Ａ１）　β相の面積比率が３０〜８０％であり、
（Ａ２）　α相及び前記β相の平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、かつ、
（Ａ３）　前記α相が分散して存在している、
の全条件を満たす黄銅素材に前記再結晶温度域で熱間加工を行った後の黄銅であって、
　常温においてα＋β＋γの結晶組織を有し、この常温における結晶組織が、
（Ｂ１）　α相の面積比率が４０〜９４％であり、
（Ｂ２）　β相及びγ相の面積比率が共に３〜３０％であり、
（Ｂ３）　前記α相及び前記β相の平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、かつ、
（Ｂ４）　前記γ相の平均結晶粒径が８μｍ以下である、
の全条件を満たす黄銅。
　【請求項３】　
前記常温における結晶組織が、更に、
（Ｂ５）　前記γ相中に８ｍａｓｓ％以上のＳｎを含有し、かつ
（Ｂ６）　前記β相を前記γ相が包囲している、
の全条件を満たす請求項２記載の黄銅。
　【請求項４】　
前記常温における結晶組織が、更に、
（Ｂ７）　前記β相を包囲している前記γ相の層の厚さが８μｍ以下である、
の条件を満たす請求項３記載の黄銅。
　【請求項５】　
見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６ｍａｓｓ％であり、常温においてα＋γの結晶組織を有し、この常温における結晶組織が、
（１）　γ相の面積比率が３〜３０％であり、
（２）　α相の平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、
（３）　前記γ相の平均結晶粒径が８μｍ以下であり、
（４）　前記α相の粒界にγ相が存在し、かつ
（５）　前記γ相中のＳｎ濃度が８ｍａｓｓ％以上である、
の全条件を満たすことを特徴とする黄銅。
　【請求項６】　
見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６ｍａｓｓ％であり、常温においてα＋β＋γの結晶組織を有し、この常温における結晶組織が、
（１）　β相及びγ相の面積比率が共に３％以上であり、
（２）　α相及びβ相の平均結晶粒径が１５μｍ以下であり、
（３）　前記γ相の平均結晶粒径が８μｍ以下であり、
（４）　前記γ相が前記β相を包囲し、かつ
（５）　前記γ相中のＳｎ濃度が８ｍａｓｓ％以上である、
の全条件を満たすことを特徴とする黄銅。
　【請求項７】　
Ｓｎ濃度が０．５〜７ｍａｓｓ％で見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６ｍａｓｓ％である黄銅素材を、４８０〜６５０℃の範囲内の温度、断面減少率９０％以上で熱間押出しを行って黄銅押出し物を作るステップを有する黄銅の製造方法。
　【請求項８】　
前記熱間押出しを行った後に、前記黄銅押出し物を４００℃以下になるまでは０．４Ｋ／ｓｅｃ以上の速度で冷却する第１の冷却ステップを更に有する請求項７記載の黄銅の製造方法。
　【請求項９】　
前記黄銅素材のＳｎ含有量が０．９〜７ｍａｓｓ％であり、前記第１の冷却ステップの冷却速度が、４００℃以下になるまで０．４〜５Ｋ／ｓｅｃであることを特徴とする請求項８に記載の黄銅の製造方法。
　【請求項１０】　
前記黄銅素材のＳｎ含有量が０．５〜７ｍａｓｓ％であり、前記第１の冷却ステップの冷却速度が、４００℃以下になるまで５〜１０００Ｋ／ｓｅｃであることを特徴とする請求項８に記載の黄銅の製造方法。
　【請求項１１】　
前記黄銅素材のＳｎ含有量が０．９〜７ｍａｓｓ％であり、前記第１の冷却ステップの冷却速度が、４００℃以下になるまで０．４〜１０Ｋ／ｓｅｃであることを特徴とする請求項８に記載の黄銅の製造方法。
　【請求項１２】　
前記第１の冷却ステップの後に、前記黄銅押出し物を再加熱し、再結晶温度で１／ｓｅｃ以上の歪み速度をもって熱間鍛造して黄銅鍛造物を作るステップを更に有する請求項８に記載の黄銅の製造方法。
　【請求項１３】　
前記熱間鍛造を行った後、前記黄銅鍛造物を４００℃以下になるまで０．４Ｋ／ｓｅｃ以上の速度で冷却する第２の冷却ステップを更に有する請求項１２に記載の黄銅の製造方法。
　【請求項１４】　
見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６ｍａｓｓ％であり、α＋β＋γの結晶組織を有し、平均結晶粒径が１５μｍ以下である黄銅。
　【請求項１５】　
見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６ｍａｓｓ％であり、α＋β＋γの結晶組織を有し、α相及びβ相の平均結晶粒径が１５μｍ以下、かつγ相の平均結晶粒短径が８μｍ以下である黄銅。
【発明の詳細な説明】
１．技術分野
　本発明は金属材料、その製造方法及び金属製品に関する。本発明は、主としてＣｕ−Ｚｎ系の銅合金つまり黄銅及びその製造方法に関わるが、本発明の原理は黄銅のみに適用が限定されるものではない。
２．背景技術
　従来より、１０００％を越える伸び率をもつ金属材料として例えばアルミニウムやステンレススチールが知られている。これらの良好な延びは、結晶粒の粒界すべりが歪を緩和することによるものである。粒界すべりは歪速度が０．０１／ｓｅｃ程度の低速の外力に対して有効に働くので、このような低速の外力に対してアルミニウムやステンレススチールは大きな延性をもつ。しかし、歪速度が０．１／ｓｅｃを越えるような高速の外力に対しては、粒界すべりが有効に働かなくなるため、結晶粒に過大な転位が生じ、結果として割れが発生する。
　このような高速の外力に対して割れを生じさせないために、加工中、熱エネルギーや変形による歪エネルギーによって再結晶させること（動的再結晶）が知られている。延性を向上させるための動的再結晶の利用は黄銅などで実用されている。
　従来の黄銅では、歪速度が０．１／ｓｅｃの高速外力に対して１００％を若干越える程度の伸び率を実現している。しかし、それ以上の延性を得ることは従来技術では困難である。高速の外力に対して高い延性を得るには再結晶速度を速くする必要がある。その方法として再結晶を起こす熱エネルギーを増やすため高温状態にすると、加工力が働く以前に結晶粒が粗大化してしまい加工時に動的再結晶が起きなくなってしまう。そこで、従来は、結晶粒が粗大化しない限界の温度以下で加工力を加えており、そのため、再結晶速度をより高めるためにはエネルギーが不足している。
　ところで、黄銅には実に多くの用途がある。用途に応じて黄銅に要求される特性は様々である。例えば、鍛造用の黄銅素材には、上述した高速外力に対する高い延性が要求される。また、例えばバルブや水栓金具等の水接触部品に適用される黄銅には、水に対する高い耐食性や高い耐浸食性が要求される。更に、高い強度や良好な切削性も、種々の用途で要求される。
　水に対する良好な耐食性を有するＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系の銅合金としてネーバル黄銅棒（ＪＩＳ　Ｃ−４６４１）、Ｃｕ−Ｚｎ系の銅合金として高力黄銅棒（ＪＩＳ　Ｃ−６７８２）が知られている。ここで、黄銅の耐食性とは主として脱亜鉛腐食に対する耐性を意味する。脱亜鉛腐食とは、ＣｕとＺｎのイオン化傾向の違いから、水中にＺｎが優先的に溶出しやすく、その結果、時間の経過とともにＺｎの含有量が減少して強度が低下する現象を言い、黄銅を水接触部品に適用する場合の重要な問題である。
　耐食性の改善については、特公昭６１−５８５４０号公報に、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系の銅合金にＰｂ，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｓｂ及びＰを添加した、実質的にα相である黄銅が開示されている。特開平６−１０８１８４号公報には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系の銅合金にＰｂ，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｓｂ及びＰを添加したものを、熱間で押出または引抜いた後に５００〜６００℃で３０分〜３時間熱処理して実質的にα相とすることが開示されている。これらの従来技術は、耐食性に極めて劣るβ相を析出させず、実質的にα単相とすることにより、良好な耐食性を実現している。
　しかし、実質的にα相単相である上述した従来の黄銅は、機械的強度及び切削性において劣る。機械的強度及び切削性が良好な従来の黄銅はα＋βの結晶組織を有している。しかし、β相は耐食性に極めて劣るから、α＋βの結晶組織をもつ従来の黄銅は耐食性に劣る。要するに、従来技術によれば、耐食性と、強度及び切削性とを両立させることが困難である。
　本発明の目的は、高速な外力に対して高い延性をもった金属材料を提供することである。
　本発明の別の目的は、高速な外力に対して高い延性をもった黄銅を提供することである。
　本発明のまた別の目的は、良好な耐食性と良好な切削性をもった黄銅を提供することにある。
　本発明の更に別の目的は、延性、強度、切削性及び耐食性のような種々の特性に優れた黄銅を提供することにある。
　本発明の更にまた別の目的は、上記各目的にかかる黄銅の製造方法を提供することにある。
　本発明の更に別の目的は、種々の特性に優れた金属製品及び黄銅製品を提供することにある。
３．発明の開示
　本発明の第１の側面に従う金属材料は、外力をうけ変形するとき金属結晶の歪が分散して生じるような結晶組織を有しており、変形による歪エネルギーが金属結晶の再結晶化のエネルギー源となり得るものである。そのため、高速外力を受けると、歪が局所的ではなく分散して生じて、その大きな歪エネルギーが再結晶を生じさせて転位を解消する。結果として、高速外力に対する高い延性が得られる。
　本発明の第２の側面に従う金属製品の製造方法は、熱間加工時の外力により変形が生じた金属結晶の歪エネルギーをＳＥ、熱間加工時の加熱により金属結晶に与えられる熱エネルギーをＴＥとしたとき、
　ＳＥ＋ＴＥ＞変形した金属結晶の再結晶に必要な最低のエネルギー、
　ＴＥ＜外力がない状態で結晶粒が粗大化するために必要なエネルギー、なる条件下で金属材料に熱間加工を行う工程を有する。
　本発明の製造方法では、熱間加工を行おうとするとき、結晶粒が粗大化して延性が低下してまうような高温にまでは金属材料を加熱しないが、比較的に低い温度であっても動的再結晶が有効に生じるように、外力による変形によって生じた金属材料内の歪エネルギーが十分に大きくなるような条件を調える（変形によるエネルギーとは、転位の有するポテンシャルエネルギーと推測される）。そのような条件の一例は、熱間加工に供される金属材料の結晶組織を、外力を受けたときに歪が分散して生じるようなものに調整することである（歪が分散することは、ミクロ的には転移が分散することと推測される）。その結果、加熱時に結晶粒が粗大化せず、かつ加工の外力を加えた時、材料内で動的再結晶が有効に発生するので、高速の外力に対しても大きな延性が実現できる。
　外力を受けたとき歪が分散して生じるような結晶組織の一つのタイプは、比較的軟質な結晶と比較的硬質な結晶との混合であって、かつ、結晶粒が十分に微細なものである。そのような結晶組織では、外力を受けたとき軟質結晶に変形が生じ、（多分、軟質結晶と硬質結晶間の粒界すべりの作用で）その変形の生じた軟質結晶が移動し分散する。そのような結晶組織は、少なくとも２種の金属元素を含有し軟質な結晶相と硬質な結晶相とが析出するような合金、典型的にはＣｕとＺｎの合金である黄銅、において実現することができる。具体例としては、α＋β、α＋β＋γ、α＋γ型の黄銅であって、結晶粒が微細（１５μｍ以下）なものを挙げることができる。
　また、上記のような２種金属の合金の軟質結晶中に再結晶速度を高める（再結晶のための核が生じる速度を高める）のに寄与する第３元素を固溶させることも有効である。そのような第３元素の典型は、軟質結晶中に置換型で固溶するように、上記２種類の金属元素と原子半径が近似したもの、例えば黄銅の場合のＳｎである。
　本発明の第３の側面に従う黄銅は、再結晶温度域においてα＋βの結晶組織を有し、そして、再結晶温度域において
（Ａ１）　β相の面積比率が３０〜８０％であり、
（Ａ２）　α相及びβ相の平均結晶粒径が１５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下であり、かつ、
（Ａ３）　α相が分散して存在する、という条件を満たしている。
　この本発明に従う黄銅の好適な実施例は、再結晶温度域において
（１）歪み速度が１／ｓｅｃで１００％の歪みを与えて破損がない、
（２）歪み速度が０．１／ｓｅｃで２００％の歪みを与えて破損がない、
（３）歪み速度が０．０１／ｓｅｃで２００％を越える歪みを与えて破損がない、
又は、（４）歪み速度が０．００１／ｓｅｃで６００％を越える歪みを与えて破損がない、
という高い熱間延性を有する。従来の黄銅では、このような高い延び率は実現できない。また、従来の超塑性材料（例えばアルミニウムやステンレススチール）は、上記（１）、（２）のような高速歪みに対しては、良好な延性を有しない。
　本発明の黄銅は、「α＋γタイプ」、「α＋β＋γタイプ」、「α＋ノーマルβタイプ」及び「α＋強化βタイプ」と本明細書で呼ぶ４つのタイプに大別できる。「α＋γタイプ」の黄銅は、常温においてα＋γの結晶組織を有し、そして、常温において
（Ｂ１）　γ相の面積比率が３〜３０％、好ましくは５〜３０％であり、
（Ｂ２）　α相の平均結晶粒径が１５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下であり、
（Ｂ３）　γ相の平均結晶粒径（短径）が８μｍ以下、好ましくは５μｍ以下であり、かつ
（Ｂ４）　α相の粒界に前記γ相が存在している、の条件を満たしている。このタイプの黄銅は切削性に優れている。
　「α＋β＋γタイプ」の黄銅は、常温においてα＋β＋γの結晶組織を有し、そして、常温において
（Ｂ１）　α相の面積比率が４０〜９４％であり、
（Ｂ２）　β相及びγ相の面積比率が共に３〜３０％であり、
（Ｂ３）　α相及びβ相の平均結晶粒径が１５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下であり、かつ
（Ｂ４）　γ相の平均結晶粒短径が８μｍ以下、好ましくは５μｍ以下である、という条件を満たしている。
　このタイプの黄銅も切削性に優れる。
　このタイプの黄銅は、好ましくは、更に、常温において
（Ｂ５）　γ相中に８
ｍａｓｓ％
（Ｂ６）　β相を前記γ相が包囲している、という条件を満たすようにすることができる。すると、耐食性及び耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）にも優れるようになる。「α＋ノーマルβタイプ」の黄銅は、常温においてα＋βの結晶組織を有し、そして、常温において（Ｂ１）　β相の面積比率が２０％以上、好ましくは２５％以上であり、かつ（Ｂ２）　α相及びβ相の平均結晶粒径が１５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下である、
という条件を満たしている。このタイプの黄銅は切削性及び強度に優れる。
　「α＋強化βタイプ」の黄銅は、常温においてα＋βの結晶組織を有し、そして、常温において
（Ｂ１）　β相の面積比率が１５％以上、好ましくは２０％以上であり、
（Ｂ２）　α相及びβ相の平均結晶粒径が１５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下であり、かつ
（Ｂ３）　β相が１．５
ｍａｓｓ％
　いずれのタイプであっても、好適な実施例は、再結晶温度域において歪み速度が０．０１／ｓｅｃで４００％の歪みを与えて破損がないという良好な熱間延性を有し、更に、常温において下記（１）〜（３）に示す優れた特性をもつ。
（１）良好な切削性
　日本工業規格ＪＩＳ　Ｃ−３６０４に従う快削黄銅棒を基準とした切削抵抗指数が８０以上である。
（２）良好な耐食性
　日本伸銅協会技術標準ＪＢＭＡ　Ｔ−３０３に従う脱亜鉛腐食試験を行なったとき、最大脱亜鉛浸透深さ方向が加工方向と平行な場合には最大脱亜鉛深さ１００μｍ以下である、又は、最大脱亜鉛浸透深さ方向が加工方向と直角な場合には最大脱亜鉛深さ７０μｍ以下耐食性である。
（３）良好な耐ＳＣＣ性
　円筒形試料を１４％アンモニア水溶液上のアンモニア雰囲気中に２４時間暴露した後に荷重を加えたとき、前記試料が割れない最大応力が１８０Ｎ／ｍｍ２以上である。従来のどのような金属材料も上記のような条件を満たすことはできない。例えば、ＳＰＺ（亜鉛アルミニウム）やアルミニウムは水中での耐食性に劣り、特にアルミは孔食を生じ、また、これらは粘っこいために切削性にも劣る。
　本発明の第４の側面に従う黄銅の製造方法は、
（１）原料組成の見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６
ｍａｓｓ％
（２）鋳造時の凝固速度が５×１０１〜１０５Ｋ／ｓｅｃ、好ましくは１０２〜１０５Ｋ／ｓｅｃであり、かつ
（３）凝固後の冷却速度が、４００度以下になるまでは５Ｋ／ｓｅｃ以上である
の条件下で鋳造を行って黄銅鋳造物を作るステップを有する。
　この方法で製造された黄銅鋳造物は、本発明の第３の側面に従う黄銅の再結晶温度域における条件を満たすので、高い熱間延性を持つ。
　本発明の製造方法は、上記鋳造の後に、４８０〜６５０℃、好ましくは４８０〜６００℃の範囲の温度で上記黄銅鋳造物の熱間押し出しを行なって黄銅押出し物を作るステップを更に有することができる。この熱間押出し後の冷却は、好ましくは、４００度以下になるまで０．４Ｋ／ｓｅｃ以上の速度で行う。結果として、その黄銅押出し物も、本発明の第３の側面に従う黄銅の条件を満たす。
　本発明の第５の側面に従う黄銅の製造方法は、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６
ｍａｓｓ％
（１）押出し時の温度が４８０〜６５０℃、好ましくは４８０〜６００℃の範囲内であり、かつ
（２）押出し時の断面減少率は９０％以上、好ましくは９５％以上である、
の条件下で熱間押出しして黄銅押出し物を作るステップを有する。この製造方法によっても、本発明の第３の側面に従う黄銅の条件を満たす黄銅押出し物を得ることができる。熱間押出し後の冷却速度は、好ましくは４００℃以下になるまでは０．４Ｋ／ｓｅｃ以上である。このような高速冷却により、冷却後も結晶粒径が粗大化せず、本発明の黄銅の一つの特徴である１５μｍ以下の微細な結晶粒をもった結晶組織が得られる。
　この製造方法は、上記黄銅押出し物を再加熱し、４８０〜７５０℃の範囲内の温度で熱間鍛造して黄銅鍛造物を作るステップを更に有することができる。その鍛造物も、本発明の第３の側面に従う黄銅の条件を満たす。熱間鍛造の歪み速度は、好ましくは１／ｓｅｃ以上である。そのような高速な熱間鍛造では、鍛造時に結晶粒径が粗大化することがない。熱間鍛造後の冷却速度も、好ましくは、４００℃以下になるまで０．４Ｋ／ｓｅｃ以上である。それにより、冷却後も結晶粒径が粗大化せず、１５μｍ以下の微細な結晶粒が得られる。
　上記の製造方法を用いて本発明の「α＋γタイプ」の黄銅を作る場合、黄銅素材のＳｎ含有量が０．９〜７
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　上記製造方法を用いて本発明の「α＋β＋γタイプ」の黄銅を作る場合、黄銅素材のＳｎ含有量が０．９〜７
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　上記製造方法を用いて本発明の「α＋強化βタイプ」の黄銅を作る場合、黄銅素材のＳｎ含有量が０．５〜７
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　本発明の第６の側面に従う黄銅の製造方法は、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６
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　本発明の第７の側面に従う銅合金（典型的には黄銅）は、次のような優れた切削生と機械的強度とを有する。すなわち、日本工業規格ＪＩＳ　Ｃ−３６０４に従う快削黄銅棒を基準とした切削抵抗指数が８０以上であり、かつ、０．２％耐力又は降伏応力が３００Ｎ／ｍｍ２以上である。従来、このように優れた切削性及び強度を兼ね備えている銅合金はない。例えば青銅は、８０以上の切削抵抗指数を有するが、その０．２％耐力は８０Ｎ／ｍｍ２、引張強度２２０Ｎ／ｍｍ２程度にすぎない。青銅は銅を７９％以上含むため、一般的に強度を向上させることが難しい。青銅の強度向上のための一つの方法はＳｎ量を増すことである。しかし、青銅においてＳｎ量が増すと、鋳造時のひけ巣（凝固収縮時の気泡）という欠陥がより多くなり、結果的に強度が劣化する。これに対し、本発明の銅合金、特に黄銅は、耐食性に優れた銅と切削性に優れた亜鉛とが適切にバランスすることにより、切削性と強度が改善されている。
　本発明の第８の側面に従う銅合金（典型的には黄銅）は、次のような優れた耐ＳＣＣ性を有する。すなわち、本発明の銅合金の円筒形試料を１４％アンモニア水溶液上のアンモニア雰囲気中に荷重を加えながら２４時間暴露したとき、その試料が割れない最大応力が１８０Ｎ／ｍｍ２以上である。耐ＳＣＣ性向上には、強度向上と耐食性向上が必要（それだけで十分ではないが）である。本発明では、耐食性に優れた銅の特性を利用して耐ＳＣＣ性を改善している。因みに青銅は応力に弱く、１００Ｎ／ｍｍ２程度の応力で塑性変形を起してしまう。
　本発明の第９の側面に従う黄銅は、次のような優れた切削生と耐食性とを有する。すなわち、快削黄銅棒を基準にした切削抵抗指数が８０以上であり、かつ日本伸銅協会技術標準ＪＢＭＡ　Ｔ−３０３に従う脱亜鉛腐食試験が行なったとき、最大脱亜鉛浸透深さ方向が加工方向と平行な場合には最大脱亜鉛深さが１００μｍ以下、又は、最大脱亜鉛浸透深さ方向が加工方向と直角な場合には最大脱亜鉛深さ７０μｍ以下である。因みに快削黄銅棒は耐食性に劣り、上記脱亜鉛腐食試験を行ったときの最大脱亜鉛深さが２００μｍ程度に達する。
　黄銅の切削性を向上させる一つの方法は、平均結晶粒径を１５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下とすることである。これに加えて、α相と、このα相の粒界に存在する、α相より軟質又は硬質な部分とを有するように結晶組織を調整すると望ましい。α相より軟質な部分とは、例えばＰｂ又はＢｉのような別の金属である。α相より硬質な部分とは、例えばβ相やγ相や、ＦｅＳｉ又はＦｅＰのような金属間化合物や、Ｃｕ又はＭｇの酸化物などである。α＋βとα＋γの結晶組織を比較した場合、α＋γの方がα＋βより２相間の硬度差が大きいため、切削性がより高い。
　黄銅の切削性だけでなく耐食性も向上させるためには、次の様な方法を採ることができる。例えば、α＋γの結晶組織では、γ相にＳｎを好ましくは８
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　本発明に従って切削性と耐食性を向上させた黄銅は、種々の用途に適用できるが、特に水管部品に適している。本発明の黄銅は平均結晶粒径が小さいため、冷間延性はあまり優れない。しかし、水管部品の用途では、マルテンサイトや形状記憶合金のような高い冷間延性は要求されないので、本発明の黄銅は要求される製品品質を十分満たし得る。
　本発明のさらに別の側面は、本発明の金属又は黄銅を用いた各種の製品を提供する。本発明のさらにまた別の側面は、本発明の金属又は黄銅を製造するために使用できる製造設備も提供する。
図面の簡単な説明
　図１は、黄銅の３種類の結晶相、純Ｃｕ、純Ｚｎ、及び純Ｓｎの特性を表した表を示す。
　図２Ａ〜図２Ｃは、本発明の黄銅の種々の実施例と従来の黄銅の幾つかの例について、組成、結晶組織及び諸特性を表した表を示す。
　図３は、黄銅製品の製造工程の一例を示すフローチャート。
　図４は、本発明の黄銅の製造方法の２つの実施例と従来の製造方法の一例について、鋳造及び熱間押出しの条件を表した表を示す。
　図５は、本発明の黄銅の製造方法の２つの実施例と従来の製造方法の一例について、熱間鍛造の条件と製品の結晶組織とを表した表を示す。
　図６は、再結晶温度域での延性（歪率と歪速度）試験の結果を示すグラフを示す。
　図７は、切削性試験の結果を表した表を示す。
　図８は、切削性試験の方法を説明した斜視図。
　図９は、耐エロージョン腐食性試験の結果を示すグラフを示す。
　図１０は、耐エロージョン腐食性試験の方法を説明する図。
　図１１は、耐応力腐食割れ性試験の方法を説明する図。
　図１２は、耐応力腐食割れ性試験の結果を表した表を示す。
　図１３は、「α＋強化βタイプ」の黄銅に関連する幾つかの試料の組成と耐食性試験の結果とを表した表を示す。
　図１４は、β相中のＳｎ濃度と４００℃までの冷却時間との関係を示すグラフを示す。
　図１５は、本発明の「α＋強化βタイプ」の黄銅に対する熱処理の効果を表した表を示す。
　図１６Ａは、本発明の「α＋γタイプ」の黄銅の一実施例の結晶組織を示す顕微鏡写真。
　図１６Ｂは、図１６Ａに基づいて作成した模式図。
　図１７Ａは、本発明の「α＋β＋γタイプ」の黄銅の一実施例の結晶組織を示す顕微鏡写真。図１７Ｂは、図１７Ａに基づいて作成した模式図。
　図１８は、本発明の「α＋γタイプ」及び「α＋β＋γタイプ」の黄銅に関連する幾つかの試料の組成及び耐食性試験結果を表した表を示す。
　図１９は本発明の「α＋γタイプ」又は「α＋β＋γタイプ」の黄銅を用いた水接触部品の製造工程の一例を示すフローチャート。
　図２０は、従来の黄銅を用いた水接触部品の製造工程の一例を示すフローチャート。
　図２１は、本発明の「α＋γタイプ」及び「α＋β＋γタイプ」の黄銅に対する熱処理の効果を表した表を示す。
　図２２Ａは、鋳造後の冷却速度を１９Ｋ／ｓｅｃとして鋳造した鍛造用黄銅素材の結晶組織を示す顕微鏡写真。
　図２２Ｂは、図２２Ａに基づいて作成した模式図。
　図２３Ａは、図２２Ａの一部を拡大した顕微鏡写真。
　図２３Ｂは、図２２Ａに基づいて作成した模式図。
　図２４Ａは鋳造後の冷却速度を１．３Ｋ／ｓｅｃとして鋳造した鍛造用黄銅素材の結晶組織を示す顕微鏡写真。図２４Ｂは、図２４Ａに基づいて作成した模式図。
　図２５Ａは、図２４Ａの一部を拡大した顕微鏡写真。
　図２５Ｂは、図２５Ａに基づいて作成した模式図。
　図２６Ａは、Ｓｎを１．９
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　図２６Ｂは、図２６Ａに基づいて作成した模式図。
　図２７Ａは、図２６Ａに示した黄銅ビレットを熱間鍛造し、鍛造後に２０Ｋ／ｓｅｃで冷却して作った黄銅鍛造物の結晶組織を示す顕微鏡写真。
　図２７Ｂは、図２７Ａに基づいて作成した模式図。
　図２８Ａは、Ｓｎを２．３
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　図２８Ｂは、図２８Ａに基づいて作成した模式図。
　図２９Ａは、図２８Ａに示す黄銅ビレットを熱間鍛造し、鍛造後に２０Ｋ／ｓｅｃで冷却して作った黄銅鍛造品の結晶組織を示す顕微鏡写真。
　図２９Ｂは、図２９Ａに基づいて作成した模式図。
　図３０は、本発明の黄銅の結晶組織と組成について、好ましい条件を表した表を示す。
　図３１は、本発明の黄銅を最終的に熱間押出しで製造するときの、鋳造と熱間押出しの好ましい条件を表した表を示す。
　図３２は、本発明の黄銅を最終的に熱間鍛造で製造するときの、熱間押出しと熱間鍛造の好ましい条件を表した表を示す。
　図３３は、本発明の黄銅を最終的に熱処理で製造するときの、熱間押出し、熱間鍛造及び熱処理の好ましい条件を表した表を示す。
　図３４は、本発明の黄銅を適用した水栓の一例を示す斜視図。
　図３５は、本発明の黄銅を適用した水管の一例を示す断面図。
　図３６は、本発明の黄銅を適用した水管の別の例を示す断面図。
　図３７は、本発明の黄銅を適用した水管の更に別の例を示す断面図。
　図３８は、本発明の黄銅を使用した減圧弁と逃がし弁とをもつ給湯機の例を示す図。
　図３９は、図３８の給湯機の減圧弁を示す図。
　図４０は、図３８の給湯機の逃がし弁を示す図。
５．発明を実施するための最良の形態
　Ｃｕ−Ｚｎ系の銅合金の用途は、水栓や水道管のような水接触部品、家電製品、機械部品、建材、ガス器具及び光学部品など広範囲にわたる。この種の銅合金には、強度、冷間延性、硬度、切削・研磨性等の一般的特性に優れるだけでなく、耐食性、耐潰食性、耐応力腐食割れ性等の水接触部品で要求される諸特性にも優れることが望まれる。
　本発明の一つの原理は、上記諸特性を向上させるために、Ｃｕ−Ｚｎ系銅合金の結晶相の特性に着目している。α、β、γの３つの結晶相が従来から知られている。γ相は、耐食性及び強度には優れるが、脆性が高いためその特性を積極的に活用しようとする試みは従来なされていない。β相は、耐食性が低いため、水接触部品には適しないと従来評価されている。α相は、耐食性及び冷間延性に優れるが、強度及び切削性において劣る。このように各結晶相の特性は従来は固定的に捉えられがちであり、積極的に結晶相の特性を改変しようとする試みはなされていない。これに対し、本発明の発明者らは、上記の各種特性に影響を与える要因について研究を重ねた結果、結晶相の種類以外に結晶粒の大きさも重要な要因であることを究明した。この研究の成果によれば、第１に、γ相を有効利用することにより黄銅の特性が改善される。第２に、特にβ相の特性を改変することにより黄銅の特性が改善される。第３に、結晶粒径を最適化することにより黄銅の特性が改善される。
　γ相を析出させるため及びβ相の特性を改変するための一つの具体的手段として、Ｓｎの添加が採用できる。しかし、Ｓｎの添加は熱間延性の低下を生じさせるので、鍛造用の黄銅素材には不適である。この問題を解決するため、熱間延性に関して発明者らは更なる研究を重ねた。その結果、第４に、結晶粒径の最適化が熱間延性の向上をもたらすことが究明された。第５に、α相及びβ相の混合比を最適化することにより、β相の動的再結晶が得られ、それによって熱間延性が向上することが究明された。
　本発明の実施例では上記の研究成果が活用される。本発明の実施例の説明に入る前に上述した３つの結晶相の特性を説明しておくことが有用であろう。図１は、Ｃｕ−Ｚｎ合金（黄銅）に現れる３つの結晶相の特性と、純Ｃｕ、純Ｚｎ、純Ｓｎの特性を示す。
　図１から分るように、純Ｃｕは耐食性、常温での延性及び冷間鍛造性（冷間鍛造の容易さ）には優れるが、耐力及び切削性（切削の容易さ）等において劣る。その代り、従来からＺｎを添加したＣｕ−Ｚｎ合金（黄銅）が広く実用されている。Ｃｕ−Ｚｎ合金では、Ｚｎの添加量によって結晶組織が異なる。見掛け上のＺｎ含有量を３７
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　α相単相の黄銅は耐食性、冷間鍛造性に優れるが、耐力及び切削性において劣る。これにＳｎを添加することによって耐食性及び耐力を向上させることができるが、Ｓｎの添加量を２
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　ここに、銅合金の「耐食性」とは主として脱亜鉛腐食に対する耐性を指す。脱亜鉛腐食とは、ＣｕとＺｎのイオン化傾向の違いから、水中にＺｎが優先的に溶出してＺｎ含有量が減り、時間の経過とともに強度が低下する現象を言い、Ｃｕ−Ｚｎ系合金を用いる場合の問題である。
　本発明に従うＣｕ−Ｚｎ系合金（黄銅）では、上述した異なる特性（改質した特性を含む）をもつ結晶相が適切に組み合わされるとともに、結晶粒径が最適化されている。図２Ａ〜図２Ｃは、本発明に従う黄銅の１９種類の実施例の組成と諸特性を、従来技術に従う黄銅（比較例）のそれと対比して示している。
　実施例１〜１９の結晶組織における特徴は次の通りである。実施例１〜５はα＋γの結晶組織を有し、結晶粒が微細化（１５μｍ以下）され、かつ改善された特性をもつγ相が有効に利用されている。実施例６〜１２はα＋β＋γの結晶組織を有し、結晶粒が微細化され、かつ改善された特性をもつβ相とγ相とが有効に利用されている。実施例１３〜１５はα＋βの結晶組織を有し、結晶粒が微細化されている。実施例１６〜１９はα＋βの結晶組織を有し、結晶粒が微細化され、かつＳｎ添加によりβ相の特性が改善されている。更に、これら実施例１〜１９では、各結晶相の比率も適切に調整されている。これら実施例の結晶組織の詳細については後に説明する。
　実施例１〜１９は、本発明の原理に従った製造条件下で、図２Ａに示す組成をもった黄銅試料を鋳造しこれを熱間押出しし次いで熱間鍛造することにより製造された（具体的な製造手順は図３に示す）。図２Ａ〜図２Ｃ中の熱処理条件は、鍛造時の温度と冷却方法とを示す。空冷の冷却速度は０．８Ｋ／ｓｅｃ、水冷の冷却速度は１００Ｋ／ｓｅｃであった。
　図２Ａ〜図２Ｃには特性として、「０．２％耐力〔Ｎ／ｍｍ２〕」（０．２％の永久伸びを起こす引っ張り応力）、「冷間延性〔％〕」（冷間加工温度域での延性）、「硬度〔ＨＶ〕」、「熱間延性」（熱間加工温度域つまり再結晶温度域での延性）、「切削抵抗指数」、「耐食性」、「耐エロージョン腐食性」、及び「耐応力腐食割れ性」（耐ＳＣＣ性）が挙げられている。
　図２Ａ〜図２Ｃでは、各特性についての評価がマークで示されている。「０．２％耐力」については、３００Ｎ／ｍｍ２未満を劣（×）、３００Ｎ／ｍｍ２以上３５０未満を良（○）、３５０Ｎ／ｍｍ２以上を優（◎）と評価した。「熱間延性」については、歪速度を１００（／ＳＥＣ）で試料の引っ張りテストを行った結果、割れが生じなかった最大の歪率が１００％未満を劣（×）、１００％以上を良（○）とした。「切削抵抗指数」については、後述するような切削テストを行った結果、快削黄銅棒（ＪＩＳ　Ｃ−３６０４）を基準とした切削抵抗指数が８０未満を劣（×）、８０以上を良（○）とした。
　「耐食性」については、日本伸銅協会技術標準（ＪＢＭＡ　Ｔ−３０３）による脱亜鉛腐食試験を行ない、ＪＢＭＡ　Ｔ−３０３に示されている判定基準に従って評価を行った。すなわち、脱亜鉛浸透深さ方向が加工方向と平行な場合には最大脱亜鉛浸透深さが１００μｍ以下を良（○）、また脱亜鉛浸透深さ方向が加工方向と直角な場合には最大脱亜鉛浸透深さが７０μｍ以下を良（○）とし、これらの基準に満たないものを劣（×）とした。
　「耐エロージョン耐食性」については、後述するテスト条件の下で、１５００時間経過後に漏れを生じないのに必要な締めつけトルクが０．８Ｎ・ｍ以上を劣（×）、それ以下を良（○）とした。「耐応力腐食割れ性」については、後述するテスト条件の下で、２４時間経過後に割れを発生したものを劣（×）、割れのないものを良（○）とした。
　図２Ａ〜図２Ｃからわかるように、実施例１〜５は、耐力、冷間延性、耐食性、耐エロージョン腐食性、耐応力腐食割れ性で良（○）又は優（◎）と
評価された。
　実施例６〜１２は、
　実施例１３〜１５では、耐食性、耐エロージョン腐食性を除く他の特性で良（○）又は優（◎）と評価された。実施例１３〜１５が耐食性及び耐エロージョン腐食性で劣（×）と評価された理由は、耐食性に優れるγ相を含んでおらず、かつβ相中のＳｎ濃度が１．５
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　実施例１６〜１９は、全ての特性について良（○）又は優（◎）と評価された。
　以下に、本発明の実施例の有利性を、特に「熱間延性」、「切削抵抗指数」、「耐エロージョン腐食性」、「耐応力腐食割れ性」に関して説明する。
　まず、「熱間延性」における本発明実施例の有利性を説明する。熱間延性が良好であることは、熱間鍛造のような熱間加工に供されるビレットの最重要特性の一つである。図３は、黄銅製品の熱間鍛造を用いた製造工程の一例を示す。まず、ステップ１で、電気銅、電気亜鉛及びスクラップを混合して溶解鋳造を行なう。次にステップ２で、鋳造後に急冷して中間成形体を製造した後、この中間成形体を加熱し、押出成形により棒状又は線状のビレットを作る。次のステップ３で、棒状又は線状のビレットを冷間引抜きし、焼鈍及び酸洗いを行い、そして所定寸法に切断する。
　次のステップ４では、次ステップの鍛造に適した特性を確保するため、上記ビレットを加熱する。次のステップ５で、その加熱したビレットを鍛造用金型内にセットして鍛造を行なう。この後、ステップ６への移行準備として、冷却を行なう。冷却が終わると、ステップ６へ進み、酸洗及びショットブラストを行って表面の酸化被膜を除去し、更にバリ取りを行う。最後のステップ７で、切削、研磨及び鍍金の各工程を経て製品を得る。
　図４及び図５は、図３の製造工程に従った、本発明の製造方法の２つの実施例（本発明方法１、本発明方法２）と従来の製造方法とを、製造条件及び製品の結晶組織に関して対比して示している。
　図４において、「見掛け上のＺｎ含有量」は図３に示したステップ１で溶融される材料の混合率に関わり、「鋳造時の凝固速度」及び「鋳造後の冷却速度」はステップ１の鋳造の条件に関わり、「押出温度」及び「押出し後の冷却」はステップ２の熱間押出しの条件に関わるものである。図５において、「粒径」はステップ２の熱間押出しが終わった後のビレットのそれ（本発明方法では最終製品の結晶粒径も同様になる）を指し、「鍛造時のβ相比率」、「鍛造温度」及び「歪率と歪速度」はステップ５における鍛造の条件に関わり、「耐力」及び「鍛造後のα、β、γ相比率」はステップ７で完成した製品のそれを指す。
　図４に示すように、従来方法に比較して、本発明方法１及び２では、黄銅素材の見掛け上のＺｎ含有量がより大きく（典型的には、Ｓｎの添加量がより多い）、熱間鋳造（ステップ１）時の凝固速度及び鋳造後の冷却速度がより速く、熱間押出し（ステップ２）時の温度がより低く、かつ、押出し後の冷却速度がより速い（具体的には、４００℃までは０．４Ｋ／ｓｅｃ以上の速度で冷却する）。また、図４には示していないが、本発明方法１及び２では、押出しの断面減少率は９０％以上、好ましくは９５％以上である。
　このような本発明方法１及び２で準備されたビレットは、図５に示すように、従来方法で準備されたビレットに比較して、より低い鍛造温度下で、より大きい歪率と歪速度をもって鍛造（ステップ５）することができる。その理由は、図５に示すように、本発明方法１、２によるビレットは、従来方法によるビレットに比較して、結晶粒径がより小さく、かつ、比較的に低い鍛造温度でも熱間延性に優れるβ相を適当な比率で含むるためと推測される。より低い温度で鍛造できることは、鍛造設備の劣化が少ない点で有利である。更には、図５に示すように、本発明方法１及び２で鍛造された製品の耐力は従来の鍛造製品より大幅に大きい。
　図６は、本発明の方法と従来の方法とでそれぞれ作られた２種類のビレット（具体的には図２Ａ〜図２Ｃに示す実施例１０と比較例４）の鍛造温度域での熱間延性を示している。横軸が歪速度ε〔ｓｅｃ−１〕を示し、縦軸が歪率εＬ〔％〕を示す。実施例１０は明らかに比較例４より明らかに熱間性で優れている。
　次に、「切削抵抗指数」における本発明の実施例の有利性を説明する。
　図７は、図２Ａ〜図２Ｃに示した比較例３、実施例８、１０、１１、快削黄銅棒（ＪＩＳ　Ｃ−３６０４）、及びα相単相の黄銅素材について、切削試験を行った結果を示している。切削試験では、図８に示すように、旋盤で丸棒状の試料１の周面を１００〔ｍ／ｍｉｎ〕と４００〔ｍ／ｍｉｎ〕の２つの異なる速度で切削しつつ、主分力Ｆｖを測定した。各試料の切削抵抗指数は、各試料の主分力に対する切削性が最も良いといわれる快削黄銅棒の主分力の百分率である。
　図７に示すように、実施例８、１０及び１１の切削抵抗指数は、最良の切削性をもつ快削黄銅棒の９０％近くに達し、比較例３及びα相単相黄銅のそれよりも良好であった。
　次に、「耐エロージョン腐食性」における本発明実施例の有利性を説明する。
　図９は、図２Ａ〜図２Ｃに示した実施例８、１１及び比較例４の耐潰食性試験の結果を示しており、図１０は、その耐潰食性試験の方法を示している。耐潰食性試験では、図１０に示すように、オリフィス７を内部に有する円筒状試料５を用い、そのオリフィス７に水を流速４０ｍ／ｓｅｃで所定時間流した後、４．９×１０５Ｐａ（５Ｋｇ／ｃｍ２）の水圧下でオリフィス７をシールするのに要する樹脂栓９への締めつけトルクを測定した。図９に示すように、実施例８及び１１は、比較例４に比べて優れた耐潰食性を有していることが分かる。
　次に、「耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）」における本発明実施例の有利性を説明する。
　耐ＳＣＣ性試験では、図１１に示すように、ガラスデジケータ１１内で円筒状の試料１３に垂直に荷重を加えた状態で、ＮＨ３蒸気雰囲気中に２４時間暴露した後、割れの発生を調査した。図１２は、図２Ａ〜図２Ｃに示した実施例８、１１、１５及び比較例４の試験結果（主応力と割れの発生の関係）を示している。図１２から、実施例８、１１、１５が比較例４よりも良好な耐ＳＣＣ性を有していることが分かる。
　以上のように、図２Ａ〜図２Ｃに示した本発明の実施例１〜１９は良好な特性を有する。既に述べたように、実施例１６〜１９はα＋β結晶組織において、結晶を微細化（１５μｍ以下）し、かつβ相中へのＳｎ添加により特性を改善したものであり、本発明に従う黄銅の中でこのタイプを以下「α＋強化βタイプ」という。実施例１〜５はα＋γ結晶組織において結晶粒を微細化しかつγ相を利用して特性を改善したものであり、このタイプを以下「α＋γタイプ」という。実施例６〜１２はα＋β＋γ結晶組織において結晶粒を微細化しかつγ相を利用して特性を改善したものであり、このタイプを以下「α＋β＋γタイプ」という。実施例１３〜１５はα＋β結晶組織において結晶粒径を微細化して特性を改善したもので、これを以下「α＋ノーマルβタイプ」という。
　以下、本発明に従う上記３つのタイプの黄銅の結晶組織や製法について詳説する。
　まず、「α＋強化βタイプ」について説明する。このタイプでは、α相の結晶粒の間に、Ｓｎを１．５
ｍａｓｓ％
　図１３に、「α＋強化βタイプ」に関連する７種類の黄銅試料Ｎｏ．１〜７を列挙する（図２Ａ〜図２Ｃに列挙したものとは別物である）。
　図１３には、試料Ｎｏ．１〜７の組成、見掛け上のＺｎ含有量、β相中のＳｎ濃度、及び耐食性（耐脱亜鉛腐食性）試験の結果が示されている。β相中のＳｎ濃度は、熱処理と冷却処理とによって調整されたものであり、ＥＰＭＡ分析により定量した。耐食性判定結果は、図２Ａ〜図２Ｃに関連して既に説明した通りの方法で行った。
　図１３から、耐食性にはβ相中のＳｎ濃度が密接に関連していることが明らかである。つまり、β相中のＳｎ濃度が１．５
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　β相中のＳｎ濃度には、製造工程で行う熱処理又は熱間加工の条件（例えば、冷却速度、熱処理温度、熱処理時間など）が影響する。図１４は、熱処理温度が５５０℃の場合において、熱処理後の４００℃までの冷却時間と、β相中のＳｎ濃度との関係を調べた実験結果を示すグラフである。図１４から、冷却開始から４００℃までの冷却速度が０．４Ｋ／ｓｅｃ以上（図１４中の点より左側の領域）であれば、β相中のＳｎ濃度が１．５
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　図１５は、熱処理温度（熱処理時の試料の温度）と熱処理時間（熱処理温度の保持時間）がβ相中のＳｎ濃度及び及びβ相の面積占有比率に及ぼす影響を調べた実験結果を示している。
　図１５から、熱処理温度がより高い程、又は熱処理時間がより長い程、β相中のＳｎ濃度が増加することが分る。一方、熱処理温度がより高い程、又は熱処理時間がより長い程、β相の面積占有比率が低下することが分る。また、少なくとも、図１５に示した熱処理温度が４７５℃から５５０℃で且つ熱処理時間が３０秒以上であるという範囲内であるならば、β相中のＳｎ濃度が１．５
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　次に、本発明の「α＋γタイプ」及び「α＋β＋γタイプ」の黄銅について説明する。図１６Ａは、後述する図１８に示す黄銅試料Ｎｏ．７の結晶組織を示す顕微鏡写真であり、図１６Ｂは図１６Ａに基づいて作成した結晶組織の模式図である。図１７Ａは、図１８に示す黄銅試料Ｎｏ．４の結晶組織を示す顕微鏡写真であり、図１７Ｂは図１７Ａに基づいて作成した結晶組織の模式図である。
　図１６Ａに示す結晶組織では、α相の結晶粒（図中の白い部分）の境界にγ相（図中の黒い部分）が析出及び成長しており、β相は殆ど消失している。これが本発明の「α＋γタイプ」の典型例である。図１７Ａに示す結晶組織では、α相とβ相とを含み、α相（図中の大きい白い部分）とβ相（図中の小さい白い部分）の結晶粒界にβ相を取り囲むようにγ相（図中の黒い部分）が析出している。これが本発明の「α＋β＋γタイプ」の典型例である。γ相の平均粒径（この場合は短径の平均）はα相やβ相の平均粒径より小さいことが望ましく、例えば８μｍ以下、より好ましくは５μｍ以下である。
　図１８に、本発明の「α＋γタイプ」及び「α＋β＋γタイプ」に関連する７種類の黄銅試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７を列挙する（図２Ａ〜図２Ｃに示した試料とは異なる）。図１８には、各試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７の組成、見掛け上のＺｎ含有量、γ相の面積占有比率、耐食性（殆脱亜鉛腐食性）試験の結果、及びγ相中のＳｎ濃度が示されている。耐食性試験は、図２Ａ〜図２Ｃに関連して説明した通りの方法で行った。
　図１８から、γ相の面積占有比率が３．０％以上２０％以下の範囲内であれば、良好な耐食性が得られることが分る。図１８中、試料Ｎｏ．３〜Ｎｏ．７がこの条件を満たしており、本発明の「α＋γタイプ」又は「α＋β＋γタイプ」に属する。また、上記条件を満たせば熱間延性も良好であることも実験で判明した。
　γ相の面積占有比率には、製造工程で行われる熱処理又は熱間加工の条件（例えば、熱処理温度や冷却速度）が影響する。図１９は本発明に従う黄銅製品の製造方法の一例を示す。図１９に示す製造方法では、図１８に例示した試料Ｎｏ．３〜Ｎｏ．７のような組成をもったＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系の黄銅素材を熱間鍛造や熱間押出しなどで成形する。次に、この成形体に対し４００℃以上５５０℃以下で保持時間３０秒以上の熱処理を施し、次いでその成形体を４００℃までの冷却速度が０．４Ｋ／秒以上１０Ｋ／秒以下で冷却する。この熱処理と冷却とにより、成形体の結晶組織が本発明の「α＋γタイプ」又は「α＋β＋γタイプ」になる。その後、その成形体に切削加工、研磨、メッキ等を施す。
　因みに、従来の一般的な製造方法では図２０に示すように成形を鋳造で行っている、鋳造に必要な工程はかなり多い。図１９に示す本発明の製造方法例では、成形を熱間鍛造や熱間押出しなどで行えるので、従来の鋳造を用いた方法よりも工程数が減少する。
　図２１は、γ相の面積占有比率と熱処理条件との関係を調べた実験の結果を示す。この実験では、図１８に示す試料Ｎｏ．３の組成をもったＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系銅合金に対して、異なる処理温度（試料の濃度）および温度保持時間の条件下で熱処理を加え、各熱処理後にγ相の面積占有比率（％）を調べた。熱処理後の４００℃までの冷却速度は、処理温度が４２５℃以下の時は０．４〜５Ｋ／ｓｅｃ、処理温度が４５０℃以下の時は５〜１０Ｋ／ｓｅｃであった。
　図２１から、熱処理温度が５５０℃から４００℃、保持時間が３０秒以上、冷却速度が５Ｋ／ｓｅｃから１０Ｋ／ｓｅｃの範囲内であれば、γ相の面積占有比率（％）が３％以上になることが分る。また、熱処理温度が５５０℃を越えると、保持時間を長くしてもγ相の面積占有比率は増加せず、逆に減少する傾向をした。したがって、γ相の面積占有比率（％）を３％以上にするには熱処理温度は５５０℃以下とすべきである。また、図２１における処理温度４００℃から４５０℃までの範囲の熱処理では「α＋γタイプ」の結晶組織ができ、処理温度４５０℃から５５０℃までの範囲の熱処理では「α＋β＋γタイプ」の結晶組織ができた。
　次に、「微細な結晶粒」について説明する。本発明の黄銅の上述した全ての実施例で、平均結晶粒径は１５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下である。このような微細は結晶粒は、従来品よりかなり低い温度で熱間鍛造することができ、且つ熱間延性（鍛造温度域での延性）及び降伏点強度（耐力）がかなり高いという利点を生む。
　結晶粒を微細にするには、製造工程中の諸条件が寄与する。例えば、図３に示した製造工程では、結晶粒を微細化するために、次のような条件を選ぶことができる。先ず、電気銅、電気亜鉛及びスクラップを混合して溶解鋳造を行なうとき（ステップ１）、再結晶温度域でのα相とβ相との比率が適切な範囲、つまりβ相の比率が３０％〜８０％となるように、亜鉛の混合量を調整する。β相の比率が上記範囲であることは、後の熱間押出しや熱間鍛造時に動的再結晶を起こすために有用である（動的再結晶が起きると結晶粒径は小さくなる）。次いで、鋳造後の凝固後の冷却において、４００℃以下になるまでは５Ｋ／ｓｅｃ以上の冷却速度で急冷して、中間成形体を製造する。このように急冷することで、結晶粒を微細化することができる。更に、鋳造後の凝固速度を５×１０〜１０５Ｋ／ｓｅｃの範囲内、より好ましくは１０２〜１０５Ｋ／ｓｅｃの範囲内とすることも、結晶粒の微細化に有効である。
　鋳造段階で結晶粒の微細化を助ける他の方法としては、原料中にＢ，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｐ，Ｃｏ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒ等の元素を添加することが有効である。その添加割合〔
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　次に、上記の中間成形体を４８０〜６５０℃の範囲内（より好ましくは４８０〜６００℃の範囲内）の温度まで加熱し、その温度で熱間押出を行って棒材若しくは線材に成形する（ステップ２）。この
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　この後、棒材若しくは線材を冷間引抜きし、焼鈍及び酸洗いを行い、所定寸法に切断して、鍛造用のビレットを得る（ステップ３）。こうして得られたビレットを、後続の熱間鍛造のための特性を確保するために加熱する。加熱温度は４８０〜７５０℃の範囲内とし、また加熱時間の短縮によって微細な結晶粒を維持する。
　次いで、加熱したビレットを鍛造用金型にセットし、４８０〜７５０℃の範囲内の温度で熱間鍛造を行なう（ステップ５）。この時も粗大粒の成長を抑制して微細な結晶粒を維持するため、加熱から鍛造までの時間を短縮することが有効である。鍛造後、酸洗やショットブラストへ移行するために冷却を行う。熱間鍛造時に動的再結晶が行われた後に結晶粒が粗大化するのを防ぐため、冷却速度を０．４Ｋ／ｓｅｃ以上とすることが有用である。
　上記したように、結晶粒の微細化には鋳造後の冷却速度や押出し条件などが寄与する。まず冷却速度の結晶粒微細化への寄与について、図２２〜図２５を用いて具体的に説明する。
　図２２Ａは鋳造後の冷却速度を１９Ｋ／ｓｅｃとして作った黄銅素材の結晶組織を示す顕微鏡写真であり、図２２Ｂは図２２Ａに基づいて作成した模式図である。図２３Ａは図２２Ｂの一部を拡大した顕微鏡写真であり、図２３Ｂは図２２Ａに基づいて作成した模式図である。一方、図２４Ａは鋳造後の冷却速度を１．３Ｋ／ｓｅｃとした場合の黄銅素材の結晶組織を示す顕微鏡写真であり、図２４Ｂは図２４Ａに基づいて作成した模式図である。図２５Ａは図２４Ａの一部を拡大した顕微鏡写真であり、図２５Ｂは図２５Ａに基づいて作成した模式図である。
　これらの図から明らかなように、鋳造後の冷却速度を速くすることで結晶の微細化が図れる。例えば、図２３Ａ，Ｂに示すように、冷却速度を１９Ｋ／ｓｅｃとした場合、平均結晶粒径は１５μｍ以下で且つはぼ全域でα相とβ相とが混合した組織となっていた。一方、図２５Ａ，Ｂに示すように、冷却速度を１．３Ｋ／ｓｅｃとした場合、平均結晶粒径は１５μｍ以上でしかもα相とβ相の境界にγ相が析出していた。ここで、平均結晶粒径の測定は日本工業規格（ＪＩＳ）の基準に従って測定した。更なる実験により、平均結晶粒径を１５μｍ以下とするには、冷却速度を５Ｋ／ｓｅｃ以上としなければならないことが判明した。
　次に、押出し条件の結晶粒の微細化への寄与について、図２６〜図２９を用いて具体的に説明する。図２６Ａは、Ｃｕが５８．３
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押出し比が５０
　図２６Ａ，Ｂに示す黄銅素材は、α相とβ相との混合であり、鍛造加熱中のβ相の比率は３０％以上８０％以下で、平均結晶粒径は１５μｍ以下であり、本発明の「α＋強化βタイプ」に属するものである。そして、図２７Ａ，Ｂに示すように、この黄銅素材は鋳造後も、結晶粒径、α相とβ相の比率及び結晶粒の形状に変化がない。鋳造割れも発生しなかった。
　図２８Ａは、Ｃｕが５８．７
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押出し比が５０
　図２８に示す黄銅素材も本発明の「α＋強化βタイプ」に属するものである。特にこの素材はＳｎの含有割合が、従来は鍛造割れが生じるとされていた１
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　熱間鍛造や熱間押出し時には、外力を加えられた結晶組織内で歪が生じる。これはミクロ的には、原子配列が乱れた状態、つまり転位が生じていることである。熱間加工中に動的再結晶が発生すると、転位の再配列が行われて歪が緩和又は消去されるので、良好な熱間延性が得られる。動的再結晶を起こすエネルギー源は、加熱による熱エネルギーと外力による歪エネルギーである。α相とβ相との混合組織では、外力が加わると硬質なα相粒子からのストレスにより軟質なβ相粒子内に転位が生じる。α相の結晶粒径が大きいと、（多分、転位の生じたβ結晶粒の移動が大きいα粒子に妨げられるために）β相内の歪は局所に集中する。一方、α相の結晶が微細であると、（多分、α結晶粒とβ結晶粒との間で粒界すべりが起きてβ結晶粒が移動するために）α相内の歪が分散する。局所的な歪より、分散している歪の方が、歪の全体的なポテンシャルエネルギーが大きいため、しきい値をこえて再結晶し、よって良好な熱間延性が得られる。
　また、Ｓｎの添加は、β相の耐食性の向上だけでなく、再結晶速度を高めるのにも寄与していると考えられる。再結晶速度を高まることによって、高速な外力に対する延性が向上する。
　更に、充分な加工を加えた後に再結晶を起こすと結晶粒は小さくなる。加工後の冷却速度を速くして、動的再結晶で生じた微細な結晶粒の粗大化を防止すれば、加工後の成形品でも、微細な結晶粒が維持でき良好な特性が得られる。
　図３０は、本発明の４タイプの黄銅について、常温での最終的な結晶組織、熱間加工時の（つまり、再結晶温度域での）結晶組織、及び組成に関する、好ましい条件を示している。図３１は、最初に黄銅素材を鋳造するときの典型条件として、その黄銅素材を熱間押出しして図３０に示す最終組成を得る場合の熱間押出しの典型条件とを示している。図３２は、黄銅素材を熱間押出しし更に熱間鍛造して最終組成を得る場合の、押出し及び鍛造の典型条件を示している。図３３は、黄銅素材を熱間押出しし次に熱間鍛造し更に熱処理して最終組成を得る場合の、押出し、鍛造及び熱処理の典型条件を示している。図中の括弧内には、特に好ましい数個範囲が示されている。
　以下、図３０〜図３３を参照して、本発明に従う黄銅の結晶組織、組成、典型的な製法例について説明する。
　（１）常温での結晶組織について（図３０）
　「α＋γ」タイプの黄銅はα＋γの結晶組織をもつ。α相の面積比率は９７〜７０％でγ相の面積比率は３〜３０％、好ましくはα相の面積比率が９５〜７０％でγ相の面積比率が５〜３０％である。α相の平均粒径は１５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下である。γ相の平均粒径（この場合は短径）は８μｍ以下、好ましくは５μｍ以下である。顕微鏡写真によれば、α相の結晶粒界に、γ相の薄い層（厚さ８μｍ以下）が形成されている。γ相のＳｎ濃度は８
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　「α＋β＋γタイプ」の黄銅はα＋β＋γの結晶組織をもつ。α相の面積比率は４０〜９４％であり、β相とγ相の各々の面積比率は３〜３０％である。例えば図２Ａ〜図２Ｃに示した実施例６〜１２では、α相が６５〜８２．５％、β相が９．８〜１３．４％、γ相が４〜２４％であった。α相とβ相の平均粒径は１５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下である。γ相の平均粒径（この場合は短径）は８μｍ以下、好ましくは５μｍ以下である。顕微鏡写真によれば、β相の結晶を包囲するように、γ相の薄い相（厚さ８μｍ以下）が形成されている。γ相のＳｎ濃度は８
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　「α＋ノーマルβタイプ」の黄銅はα＋βの結晶組織をもつ。β相の面積比率は２０％以上、好ましくは２５％以上であり、例えば図２Ａ〜図２Ｃに示す実施例１３〜１５では２３．１〜２５．６％であった。α相及びβ相の平均結晶粒径は１５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下である。
　「α＋強化βタイプ」の黄銅はα＋βの結晶組織をもつ。β相の面積比率は１５％以上、好ましくは２０％以上であり、例えば図２Ａ〜図２Ｃに示す実施例１６〜１９では２３〜３８％であった。α相及びβ相の平均結晶粒径は１５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下である。β相のＳｎ濃度は１．５
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（２）熱間加工時の（再結晶温度域での）結晶組織について（図３０）
　全てのタイプの黄銅が、再結晶温度域でα＋βの結晶組織をもち、β相の面積比率は３０〜８０％である。α相及びβ相の平均結晶粒径は１５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下である。α結晶粒子は実質的に均一に分散して存在する。
（３）組成について（図３０）
　「α＋γタイプ」及び「α＋β＋γタイプ」の黄銅では、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６
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　「α＋ノーマルβタイプ」の黄銅では、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４４
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　「α＋強化タイプ」の黄銅では、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４４
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（５）鋳造の条件について（図３１）
　鋳造時の凝固速度は５×１０１〜１０５Ｋ／ｓｅｃ、好ましくは１０２〜１０５Ｋ／ｓｅｃである。凝固速度１０５Ｋ／ｓｅｃはアモルファス状態にならない上限値である。凝固後の冷却速度は４００度以下になるまでは５Ｋ／ｓｅｃ以上である。
（６）最終組織を熱間押出しで得る場合の熱間押出し条件について（図３１）
　押出し時の温度は４８０〜６５０℃であり、好ましくは４８０〜６００℃である。断面減少率は９０％以上、好ましくは９５％以上である。押出し後の冷却速度は、４００℃以下になるまで、「α＋γタイプ」は０．４〜５Ｋ／ｓｅｃ、「α＋β＋γタイプ」は０．４〜１０Ｋ／ｓｅｃ、「α＋ノーマルβタイプ」は０．４℃／ｓｅｃ以上、「α＋強化βタイプ」は５〜１０００Ｋ／ｓｅｃである。例えば、図２Ａ〜図２Ｃに示す実施例では、「α＋γタイプ」（実施例１〜５）、「α＋β＋γタイプ」（実施例６〜１２）及び「α＋ノーマルβタイプ」（実施例１３〜１５）を作るときは冷却速度が０．８Ｋ（空冷）であり、「α＋強化βタイプ」を作るときは冷却速度が１００Ｋ／ｓｅｃ（水冷）であった。
（７）最終組織を熱間鍛造で得る場合の熱間押出しと熱間鍛造の条件について（図３２）熱間押出しの条件は、押出し後の冷却速度がタイプに関わらず４００℃以下になるまで０．４℃以上であればよいという点以外は、上記（６）で説明したそれと同様である。熱間鍛造の温度は４８０〜７５０℃であり、例えば図２Ａ〜図２Ｃに示す実施例では５００〜６００℃である。鍛造の歪速度は好ましくは１／ｓｅｃ以上である。鋳造後の冷却速度は、上記（６）で述べた押出し後のそれと同様である。
（８）最終組織を熱処理で得る場合の熱間押出し、熱間鍛造及び熱処理の条件について（図３３）
　熱間押出しの条件は上記（７）で説明したそれと同様である。熱間鍛造の条件も、鍛造後の冷却速度がタイプに関わらず４００℃以下になるまで０．４℃以上であればよいという点以外は、上記（７）で説明したそれと同様である。
　熱処理は、「α＋ノーマルβタイプ」を作る場合には不要である（つまり、熱間鍛造を上記条件で行えば「α＋ノーマルβタイプ」の最終組成が得られる）。熱処理の温度と保持時間については、「α＋γタイプ」は４００〜５５０℃で３０秒以上保持、「α＋β＋γタイプ」は４５０〜５５０℃で３０秒以上保持、「α＋強化βタイプ」は４７５〜５５０℃で３０秒以上保持である。熱処理後の冷却速度は、上記（６）で述べた押出し後のそれと同様である。
　以上、本発明にかかる黄銅及びその製造方法について典型的な例を説明したが、その趣旨はあくまで本発明を説明するための例示であって、本発明の範囲をそれら典型例のみに限定するものではない。本発明の原理は典型的には黄銅に適用されるが、黄銅以外の合金にも適用することができる。
６．産業上の利用可能性
　本発明に従うα＋β＋γ、α＋γ、α＋ノーマルβ及びα＋強化βタイプの黄銅は、バルブや水栓等の水接触部品、衛生陶器金具、各種継手、パイプ、ガス器具、ドアやノブ等の建材、家電製品等の従来から黄銅が用いられていた用途の他に、従来は表面粗度、耐食性、寸法精度等の理由から黄銅以外の材料を用いていた製品にまで適用することができる。本発明に従う黄銅が使用できる水接触部品として、給水栓や給湯器や温水洗浄便座等のための取付金具、給水管、接続管、及びバルブなどが例示的に列挙できる。以下に幾つかの具体例を示す。
　図３４は本発明の黄銅を使用した水栓金具の例を示す。一次圧のかかる耐圧の大きい本体２１に、二次圧側である耐圧の小さい継手２３を介して、スパウト２５が接続されている。本体２１の最低肉厚は０．２ｍｍ以上であり、継手及びスパウトの最低肉厚は０．１ｍｍ以上である。図３５に示した別の例では、水管２７と接続されたエルボー管２９に本発明の黄銅の鍛造品が使用されている。図３６に示す更に別の例では、シャワー用ホース３１への接続金具３３に本発明に係る黄銅の鍛造品が用いられている。図３７に示すさらに別の例では、配管３５、３７、３９間の継ぎ手４１に本発明に係る黄銅の鍛造品が用いられている。
　図３８、３９及び４０は、本発明の黄銅を使用した給湯機の部品を示す。図３８は給湯機の全体の断面図を示している。図３８に示すように、入水管５１に接続された減圧弁５３と、この減圧弁５３からの送水管５５に接続された逃がし弁５７とに本発明の黄銅が使用されている。具体的には、図３９に示す減圧弁５３では弁箱６１と弁棒６３（ハッチングで示した部分）とに、また、図４０に示す逃がし弁５７では弁箱７１（ハッチングで示した部分）に、本発明の黄銅が使用されている。
　本発明に係る黄銅は耐食性及び耐酸性に優れるため、上記のような水接触部品に用いると、水接触部品の経年変化による強度変化が少ない。また、本発明の黄銅は耐食性及び耐酸性に優れるだけでなく強度も大きいので、水接触部品の肉厚を薄くすることができる。具体的には、給水栓のＪＩＳ規格では一次圧のかかる接水耐圧に金属部には１７．５ｋｇ／ｃｍ２の耐圧性能が要求されている。この耐圧性能に、経時的な腐食による肉厚の減少を加味して、水接触部品の肉厚を決める必要がある。従来、１００ｍｍの円筒形状の水栓金具の最低肉厚は１．０ｍｍ〜１．５ｍｍ程度に決定されていた。これに対し、本発明に係る黄銅を用いると、最低肉厚を０．８ｍｍ〜１．２ｍｍ程度にすることができる。
　更に、本発明の黄銅は切削性がよいので切削加工時間が短縮でき、また、熱間延性が高いので鍛造等で短時間に成形できる。更に、鍛造による成形が可能であるから、デザインの自由度も増す。熱間延性が高く、６００℃以下での低温で鍛造も可能なことから、鍛造品精度や面精度も向上し酸化皮膜もつかない。
　本発明に従うα＋β＋γ、α＋γ、α＋ノーマルβ及びα＋強化βタイプの黄銅の用途は以下に例示列挙するように極めて広く、従来から黄銅が用いられていたもの、従来はステンレススチールのような別の金属が用いられていたもの、および従来は非金属材料が用いられていたものを含む。
（１）素材、中間品、最終製品および組立体
　板材、管材、棒材、線材および塊材などの各種形状の黄銅素材、中間品、最終製品、それらの組立体、及び他素材品と結合された複合品。溶接、融接、ろう付け、接着、熱切断、熱加工、鍛造、押出し、引抜き、圧延、せん断、板材成形、ロール成形、転造、スピニング、曲げ加工、矯正加工、高エネルギー速度加工、粉末加工、各種切削加工、および研削加工などの各種加工により造られた黄銅素材、中間品、最終製品、それらの組立体、及び他素材品と組み合わされた複合品。金属被膜処理、化成処理、表面硬化処理、非金属被膜処理および塗装などの各種表面処理を施された黄銅素材、中間品、最終製品、それらの組立体、及び他素材品と組み合わされた複合品。
（２）輸送機器用部品
（２−１）自動車及び二輪車用部品
　トランスミッション部品、例えばシンクロギア、軸受けなど。エンジン部品、例えばタインミングギア、プーリー、軸受け、継ぎ手、燃料配管、排気管、ガスケット、噴射ノズル、エンジンブロックなど。ラジエター部品、例えば継ぎ手など。車両ボディー。外装部品、例えばモール、ドアハンドル、ワイパーなど。内装部品、例えばメーター、警報器など。駆動系部品、例えばタイヤエアノズル、車軸、ホイールベースなど。ブレーキ部品、例えば継ぎ手など。操蛇部品、例えば油圧継ぎ手、ギアなど。空調機部品、例えば継ぎ手など。サスペンション部品、例えば軸受けなど。油圧ポンプ部品、例えばボディー、弁、ピストンなど。
（２−２）小型及び大型船舶用部品
　エンジン部品、例えばタイミンググギア、プーリー、軸受け、継ぎ手、燃料配管、排気管、ガスケット、噴射ノズル、エンジンブロックなど。船体。艤装部品、例えば手すり、モール、ドアハンドル、マストなど。駆動系部品、例えばスクリュー、プロペラ、シャフトなど。計器部品、例えばケーシング、ハンドルなど。操蛇部品。空調機部品。油圧ポンプ部品。
（２−３）鉄道車両用部品
　エンジン部品、例えばタイミンググギア、プーリー、軸受け、継ぎ手、燃料配管、排気管、ガスケット、噴射ノズル、エンジンブロックなど。モータ部品、例えば、ボディー、軸受け、冷却継ぎ手など。トランスミッション部品、例えばシンクロギア、軸受けなど。ラジエター部品、例えば継ぎ手など。車両ボディー。外装部品、例えばモール、ドアハンドル、ワイパーなど。内装部品、例えばメーター、警報器、手すりなど。駆動系部品、例えばタイヤエアノズル、車軸、ホイールベースなど。ブレーキ部品、例えば継ぎ手など。操蛇部品、例えば油圧継ぎ手、ギア、ハンドルなど。空調機部品、例えば継ぎ手など。サスペンション部品、例えば軸受など。油圧ポンプ部品、例えばボディー、弁、ピストンなど。パンタグラフ部品、例えば継ぎ手など。架線部品、例えば継ぎ手など。
（２−４）航空機、宇宙船、エレベータ、遊戯乗り物用部品
（３）産業機械用部品
（３−１）建設機械用部品
　エンジン部品、例えばタイミンググギア、プーリー、軸受け、継ぎ手、燃料配管、排気管、ガスケット、噴射ノズル、エンジンブロックなど。モータ部品、例えば、ボディー、軸受け、冷却継ぎ手など。トランスミッション部品、例えばシンクロギア、軸受けなど。ラジエター部品、例えば継ぎ手など。外装部品、例えばモール、ドアハンドル、ワイパーなど。内装部品、例えばメーター、警報器など。ブレーキ部品、例えば継ぎ手など。操蛇部品、例えば油圧継ぎ手、ギア、ハンドルなど。空調機部品、例えば継ぎ手など。サスペンション部品、例えば軸受など。油圧ポンプ部品、例えばボディー、弁、ピストンなど。
（３−２）溶接機用部品
　ガス溶接機用部品、例えばトーチなど。アーク溶接機用部品、例えばトーチなど。プラズマ溶接機用部品、例えばトーチなど。
（３−３）金型及びその部品
（３−４）ローラコンベア用部品
（３−５）ベアリング、歯車
（３−６）シンクロリングなどの機械的摺動部品
（３−７）熱交換機用部品
　ボイラー部品、例えばボディー、バルブなど。太陽熱温水器部品、例えばボディー、バルブなど。
（４）楽器用部品
（４−１）鍵盤楽器用部品
　ピアノ部品、例えばペダル、継ぎ手など。エレクトーン部品、例えばペダル、継ぎ手など。オルガン部品、例えばペダル、継ぎ手、共鳴パイプなど。
（４−２）管楽器用部品
　トランペット部品、例えばボディー、ピストン、レバー、継ぎ手など。トロンボーン部品、例えばボディー、ピストン、レバー、継ぎ手など。チューバ部品、例えばボディー、ピストン、レバー、継ぎ手など。クラリネット部品、例えばピストン、レバー、継ぎ手など。ファゴット部品、例えばストン、レバー、継ぎ手など。
（４−４）打楽器用部品
　ドラム部品、例えばホルダー、シンバルなど。太鼓部品、例えばホルダ、ケトルなど。木琴部品、例えば共鳴パイプ、フレームなど。
（５）電気製品用部品
（５−１）視聴覚機器用部品
　アンプ、ビデオプレーヤ、カセットプレーヤ、ＣＤプレーヤ及びＬＤプレーヤの部品、例えば調節つまみ、脚、シャーシ、スピーカコーンなど。
（５−２）気体・液体制御機器用部品
　ルーム空調機部品、例えば継ぎ手、冷媒管、弁など。給湯機及び電気温水器部品、例えばケーシング、貯湯容器、ガス配管、ガスノズル、バーナ、減圧弁、逃がし弁、比例弁、電磁弁、ポンプ部品など。ルームヒータ及びルームクーラー部品、例えば気化器、冷媒管、サービスバルブ、フレアナットなど。
（５−３）家庭電化製品用部品
洗濯機部品、例えばケーシング、洗濯槽など。
（５−４）縫い機、編み機用部品
（５−５）遊戯具用部品
　パチンコ台部品。ストットマシン部品。
（５−６）屋外電気製品用部品
　自動販売機部品、例えばコイン投入口、コインアクセプタなど。
（５−７）電気・電子回路用部品
　制御基板、プリント配線板、配電盤電極、スイッチ部品、抵抗器部品、電源プラグ部品、電球口金、ランプホルダー部品、放電電極、水浸電極、銅線、電池端子、ケーシング、半田など。
（６）住宅用品
（６−１）建材
　外装用建材、建材取付け部品、壁パネル、鉄筋、鉄骨など。
（６−１）外装品
　ドア部品、例えばドアパネル、ノブ、錠、モール、ヒンジなど。門部品、例えば門柱、門扉、モール、ヒンジなど。柵部品、例えば柵ボディー、モールなど。外灯部品、例えばケーシング、笠、支柱など。シャッター。ベランダフェンス。郵便受け。雨どい。雨どい受け金具。屋根。スプリンクラー。フレキシブル管。
（６−２）内装品
　手すり部品、例えば手すりパイプ、継ぎ手など。ドア部品、例えばノブ、錠、モール、ヒンジなど。台所用品、例えばガスバーナ、コロン台天板など。浴室品、例えば配水口の目皿、排水栓、排水栓の玉鎖、シャワーハンガー、散水板など。洗面所用品、例えばカウンター固定金具。タオルバーなど。居間用品、例えばシャンデリア部品、照明部品、装飾置物など。トイレ用品、例えばトイレブースの外壁パネルなど。家具部品、例えば椅子脚、テーブル脚、テーブル天板、ヒンジ、取っ手、レール、棚の調節ネジなど。
（６−３）神社仏閣用品
　手すり部品、例えば手すりパイプ、継ぎ手など。仏壇部品、例えば仏像、モール、燭台、鐘など。
（７）精密機械用部品
（７−１）光学機器及び測定・計測機器用部品
　カメラ、望遠鏡、顕微鏡及び電子顕微鏡の部品、例えばボディー、マウント、レンズケースなど。
（７−２）時計用部品
　腕時計、掛け時計及び置き時計の部品、例えばボディー、針、モール、ギア、振り子など。
（８）筆記具、事務用品
　筆記具、例えばボールペン、シャープペンシルなど。ハサミ、カッター、バインダ、ペーパークリップ、画鋲、スケール、定規、キャビネップ、テンプレート、マグネット、書類トレイ、電話台部品、ブックエンド、穿孔機部品、ステープラー部品、鉛筆削り機部品、キャビネットなど。
（９）給排水配管、バルブ及び水栓用品
　排水プラグ、硬質塩化ビニル管用継ぎ手、排水溝、エルボ管、継ぎ手、フレキシブル継ぎ手用ベローズ、給排水コック、バルブ、便器用接続フランジ、ステム、スピンドル、ボール弁、ボール、シートリング、パッキンナット、ＫＣＰジョイント、ヘッダー、分岐栓、フレキシブルホース、ホースニップル、水栓ボディー、水栓付属金具、バルブボディー、ボールタップ、止水栓、単機能水栓、サーモスタット付水栓、２バルブ壁付け水栓、２バルブ台付け水栓、スパウト、ＵＢエルボ、ミキシングバルブなど。
（１０）装飾品、服飾品
　ピアス、ペンダンド、指輪、ブローチ、ネームプレート、タイピン、タイバー、ブレスレット、鞄金具、靴金具、衣装金具、ボタン、ファスナー部品、ホック、ベルト金具などの装飾品及び服飾品部品。
（１１）スポーツ用品、武器
　ゴルブクラブ部品、例えばシャフト、ヘッド、トウ、ヒール、ソールなど。ダンベル、バーベル、ヨットのフレーム、トランポリンのフレーム、スターティングブロック、剣道の面、スケートブレード、スキーエッジ、スキービンディング、ダイビング部品、スポーツジム機器、自転車チェーン、テント固定具、拳銃部品、ライフル銃部品、火縄銃部品、刀剣部品、銃弾など。
（１２）缶、容器
　食物、飲料、燃料、塗料、粉、液、ガスなどを入れる缶及び容器。
（１３）医療器具
　ベッドのフレーム、メス、内視鏡部品、歯科器具部品、診察器具部品、手術器具部品、治療器具部品など。
（１４）工具、農具、土木具ペンチ、ハンマー、物差し、錐、やすり、鋸、釘、のみ、かんな、ドリル、固定具、締めつけ具、砥石台、ネジ、ボルト、ナット、ビス、鍬、斧、スコップなど。
（１５）食器、日常生活用品　鍋、釜、包丁、フライパン、おたま、スプーン、フォーク、ナイフ、缶切り、コルク抜き、フライ返し、てんぷら箸、ホットプレート、水切り籠、たわし、屑入れ、塵埃用籠、手桶、洗面器、じょうろなど。
（１６）雑貨、園芸具、小物カップ、レプリカ、ライター、燭台、キャラクターズグッズ、メダル、ベル、ヘアピン、ホットカーラー、灰皿、花瓶、キー、コイン、釣り具、ルアー、眼鏡フレーム、つめ切り、パチンコ玉、虫籠、傘、剣山、針、剪定ハサミ、園芸用支柱、園芸用フレーム、園芸用棚、花入れ、指抜き、灯篭、金庫、キャスターなど。
【図面】