(57)【要約】【課題】本件発明はリン青銅を代替可能とする銅−亜鉛−錫合金を提供することを目的とする。【解決手段】上記課題を解決するため、亜鉛：１６ｗｔ％〜２３ｗｔ％、錫：０．３ｗｔ％〜１．７ｗｔ％の範囲で、且つ式（０．２５Ｘ＋Ｙ≦５．９）の関係を満たす亜鉛（Ｘ）と錫（Ｙ）を含み、残部が銅及び不可避不純物からなる銅−亜鉛−錫合金とする。  また、本合金の製造にあたっては上述の式を満たす組成の溶湯を鋳造し、液相線温度から６００℃までの間を２７０℃／分以上の冷却速度で急冷して鋳塊とし、その後圧延、焼鈍をそれぞれ複数回繰り返して平均結晶粒径１μｍ〜３μｍの製品を得る。さらに高強度を要する場合には、０．２％耐力（σ０．２）が３９０ＭＰａ〜７８０ＭＰａ、ＭＢＲと、板厚（ｔ）と、０．２％耐力（σ０．２）とが式（ＭＢＲ／ｔ≦０．０１２５×σ０．２−６．４）の関係を満たすことを特徴とする製造方法を採用する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
耐応力腐食割れ性に優れた銅−亜鉛−錫合金であって、
亜鉛が１６ｗｔ％〜２３ｗｔ％、錫が０．３ｗｔ％〜１．７ｗｔ％の範囲で、且つ、数１に示した式（１）の関係を満たす亜鉛及び錫を含有し、残部が銅及び不可避不純物である組成を備え、
平均結晶粒径が３μｍ以下で、且つ、第２相の無い結晶組織を備えることを特徴とした銅−亜鉛−錫合金。
【数１】
2007056365.tif 000023
【請求項２】
請求項１に記載の銅−亜鉛−錫合金に対し、冷間加工を施し強化することにより得られる銅−亜鉛−錫合金であって、
０．２％耐力（σ０．２）が３９０ＭＰａ〜７８０ＭＰａであり、圧延方向と平行な方向を曲げ軸とした直角曲げで且つクラックの生じない最小の曲げ半径（ＭＢＲ）と、板厚（ｔ）と、０．２％耐力（σ０．２）とが、以下の数２に示した式（２）の関係を満たすことを特徴とする銅−亜鉛−錫合金。
【数２】
2007056365.tif 000024
【請求項３】
請求項１に記載の銅−亜鉛−錫合金に対し、冷間加工及び低温焼鈍を施し強化することにより得られる銅−亜鉛−錫合金であって、
０．２％耐力（σ０．２）が３９０ＭＰａ〜７８０ＭＰａであり、圧延方向と平行な方向を曲げ軸とした直角曲げで且つクラックの生じない最小の曲げ半径（ＭＢＲ）と、板厚（ｔ）と、０．２％耐力（σ０．２）とが、以下の数３に示した式（２）の関係を満たすことを特徴とする銅−亜鉛−錫合金。
【数３】
2007056365.tif 000025
【請求項４】
耐応力腐食割れ性に優れた銅−亜鉛−錫合金の製造方法であって、
亜鉛が１６ｗｔ％〜２３ｗｔ％、錫が０．３ｗｔ％〜１．７ｗｔ％の範囲で、且つ、数４に示した式（１）の関係を満たす亜鉛及び錫を含有し、残部が銅及び不可避不純物である組成の溶湯を鋳造し、液相線温度から６００℃までの間を２７０℃／分以上の冷却速度で急冷して鋳塊として、
その後、当該鋳塊に対し、適宜、圧延処理と焼鈍処理とを組み合わせて施す工程の中で、任意の粒径の焼鈍材を８３％以上の加工率で圧延した後、最終再結晶焼鈍を行い、平均結晶粒径が３μｍ以下で、且つ、第２相の無い結晶組織とすることを特徴とする請求項１に記載の銅−亜鉛−錫合金の製造方法。
【数４】
2007056365.tif 000026
【請求項５】
耐応力腐食割れ性に優れた銅−亜鉛−錫合金の製造方法であって、
亜鉛が１６ｗｔ％〜２３ｗｔ％、錫が０．３ｗｔ％〜１．７ｗｔ％の範囲で、且つ、数５に示した式（１）の関係を満たす亜鉛及び錫を含有し、残部が銅及び不可避不純物である組成の溶湯を鋳造し、液相線温度から６００℃までの間を２７０℃／分以上の冷却速度で急冷して鋳塊として、
その後、当該鋳塊に対し、適宜、圧延処理と焼鈍処理とを組み合わせて施す工程の中で、焼鈍処理により平均結晶粒径を１μｍ〜２μｍに調整した焼鈍材を得て、２５％〜８２％の加工率で圧延処理した後、最終再結晶焼鈍を行い、平均結晶粒径が３μｍ以下で、且つ、第２相の無い結晶組織とすることを特徴とする請求項１に記載の銅−亜鉛−錫合金の製造方法。
【数５】
2007056365.tif 000027
【請求項６】
耐応力腐食割れ性に優れた銅−亜鉛−錫合金の製造方法であって、
亜鉛が１６ｗｔ％〜２３ｗｔ％、錫が０．３ｗｔ％〜１．７ｗｔ％の範囲で、且つ、数６に示した式（１）の関係を満たす亜鉛及び錫を含有し、残部が銅及び不可避不純物である組成の溶湯を鋳造し、液相線温度から６００℃までの間を２７０℃／分以上の冷却速度で急冷して鋳塊として、
その後、当該鋳塊に対し、適宜、圧延処理と焼鈍処理とを組み合わせて施す工程の中で、平均結晶粒径を３〜６μｍに調整した焼鈍材を７０〜８２％の加工率で圧延した後、最終再結晶焼鈍を行い、平均結晶粒径が３μｍ以下で、且つ、第２相の無い結晶組織とすることを特徴とする請求項１に記載の銅−亜鉛−錫合金の製造方法。
【数６】
2007056365.tif 000028
【請求項７】
請求項４〜請求項６のいずれかに記載の銅−亜鉛−錫合金の製造方法により得られた最終再結晶焼鈍後の板材に対し、
５％〜５０％の加工率で最終冷間圧延することを特徴とする請求項２に記載の銅−亜鉛−錫合金の製造方法。
【請求項８】
請求項４〜請求項６のいずれかに記載の銅−亜鉛−錫合金の製造方法により得られた最終再結晶焼鈍後の板材に対し、
５％〜５０％の加工率で最終冷間圧延し、低温焼鈍することを特徴とする請求項３に記載の銅−亜鉛−錫合金の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本件発明は耐応力腐食割れ性に優れ、且つ、機械的強度及び曲げ加工性のバランスがとれた単相の銅−亜鉛−錫合金及びその製造方法を提供する。
【背景技術】
【０００２】
従来から黄銅材は機械的強度が比較的高く、導電率も比較的良好で安価であるため端子、コネクターなどの電子部材や機構部品に多用されている。しかし黄銅は応力腐食割れしやすいことがもっとも大きな欠点であり、さらなる高強度を得ようとして冷間加工率を高めると曲げ加工性が悪くなること、応力緩和しやすいことなどから、高信頼性を要求される電子部品用などにはリン青銅が使用されることが多かった。しかし、リン青銅は機械的強度、加工性、耐応力腐食割れ性、耐応力緩和性には優れるが、導電率が低く高価である。
【０００３】
このような背景から、これら黄銅の欠点を克服すべく、特許文献１、２、３等の銅−亜鉛−錫合金が提案されてきた。この系統の合金は特性が優れるだけでなく、原料として比較的安価で流通量の多い錫めっきされた黄銅を使用できること、そして錫めっきされた自身のスクラップも原料として再利用できることでリサイクル性に優れるという特徴をも併せ持っている。
【０００４】
この銅−亜鉛−錫合金について、非特許文献１では特許文献３の合金は低温焼鈍をすると耐応力緩和特性が極めて優れ、耐応力腐食割れ性も良好としている。そしてこの特許文献３には、この特性を得るためには熱間圧延の加熱温度を９００℃以下とし、その後繰り返される冷間圧延と焼鈍の行程では焼鈍温度を３００℃〜６５０℃として焼鈍後の結晶粒径を好ましくは１５μｍ以下、さらに好ましくは１０μｍ以下に調整すると記載されている。
なお特許文献３及び非特許文献１には銅−亜鉛−錫合金の特徴として、第２相（錫濃縮相）が粒界に析出しやすく、この傾向は亜鉛と錫が多く、冷却速度が遅いほど強くなることが記述されている。さらに特許文献３では、析出した第２相は熱間加工性に悪影響を与えるので適正な合金組成範囲に調整して且つ冷却速度を選定すべきであるとしており、熱間圧延の加熱温度は９００℃以下を推奨している。また、非特許文献１には熱間圧延では７００℃以上での板厚減少率を大きく設計することが推奨されている。
【０００５】
一方非特許文献２には、本件発明の組成範囲に近い合金の結晶粒を１．５μｍまで微細化すると、耐応力腐食割れ性が向上することが記述されている。
【０００６】
また、特許文献１では本件発明合金より亜鉛量の多い合金組成であるが、結晶粒を細かく均一にするには、再結晶焼鈍前の加工率を６０％以上にすべきことを述べている。
そして、特許文献４にも結晶粒度を微細化することにより７０／３０黄銅の機械的強度及び曲げ特性を向上できるとの記載がある。
【０００７】
もとより銅−亜鉛−錫合金そのものは公知であり、すでに規格化されているＣＤＡ  Ｃ４３５００合金は本件発明合金の組成とオーバーラップする。そして、非特許文献３によれば、Ｃ４３５００合金は２５μｍ程度に結晶粒調整され、楽器用などに使用されると記されている。
すなわち、リン青銅代替品の開発手法としては銅−亜鉛−錫合金の組成と加工工程の組み合わせに着目することが手法の一つとして一般化してきているのである。
【０００８】
【特許文献１】特開平１１−２６４０３９公報
【特許文献２】特開２００１−１６４３２８公報
【特許文献３】特開２００１−２９４９５７公報
【特許文献４】特開２００４−２９２８７５公報
【非特許文献１】銅と銅合金、日本伸銅協会、４１（２００２），１９７
【非特許文献２】Ｍ．Ｊ．ＰａＹｏｒ、Ｌ．Ｌｉｎ  ：Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ  Ｓｃｉｅｎｃｅ，３０（１９９０）、２６７
【非特許文献３】ＳＴＡＮＤＡＲＳ  ＨＡＮＤＢＯＯＫ、ＣＤＡ、（１９８５）  １０７
【非特許文献４】日本伸銅協会発行  伸銅品データブック    ｐ．２２６
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、非特許文献１に見る銅−亜鉛−錫合金（７４．２ｍａｓｓ％銅−０．８ｍａｓｓ％：錫−Ｒｅｍ．：亜鉛）は、応力腐食割れ性が黄銅に比べては優れているもののリン青銅のレベルに至っておらず、さらにリン青銅並みの機械的強度と曲げ加工性の両立が達成されたということもできない。また、非特許文献２に記載されている合金組成（銅−１９．７ａｔｏｍｉｃ％：亜鉛−０．５５ａｔｏｍｉｃ％：錫）ではＡｌｌｏｙ７６３：結晶粒径１．５μｍ材の、Ａｌｌｏｙ７７３：結晶粒径３０μｍ材に対する耐応力腐食割れ性の向上効果は２．１倍になったにすぎず、結晶粒微細化による性能の向上の効果が十分ではない。
【００１０】
また、非特許文献１におけるＦｉｇ．１〜Ｆｉｇ．３に関する説明によれば、状態図上の単相領域内組成であっても結晶粒界に沿って亜鉛と錫、特に錫が濃縮した第２相が形成され、この材料を熱間圧延した際に粒界に沿ってクラックが入ることがあると記載されている。また、安定した応力緩和性を得るために結晶粒径は１５μｍ〜２０μｍを選択している。このことは耐応力腐食割れ性及び機械的強度と曲げ加工性のバランスがリン青銅並にはならないことを意味するものである。すなわち、銅−亜鉛−錫合金の結晶粒径を安定的に３．０μｍ以下に小さくする方法は具体的には知られていなかったのである。
【００１１】
したがって、上述した材料は高信頼性を要求される電子部品用などに使用されているリン青銅の代替品として広く使用することの出来る素材である、との評価を得るまでには至っていないと考えざるを得ないのである。
【００１２】
よって、コネクターなどで高信頼性を要求される用途に使用されているリン青銅の代替素材として使用可能である、丹銅並みもしくはリン青銅に匹敵する耐応力腐食割れ性と、高い機械的強度及び曲げ加工性のバランスをもち、耐応力緩和性にも優れ且つ導電率も高く安価である銅−亜鉛−錫合金とその製造方法が求められているのである。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
そこで、本件発明者は鋭意研究の結果、リン青銅の代替素材として使用可能な、導電率も高く安価であって丹銅並みもしくはリン青銅に匹敵する耐応力腐食割れ性と高い機械的強度及び曲げ加工性のバランスをもち耐応力緩和性にも優れた銅−亜鉛−錫合金条の製造方法に想到したのである。この銅−亜鉛−錫合金の製造方法は現有設備の大幅な改造を必要とせずに目的とする特性を有する製品を安定的に生産することが可能であるため、工業的規模での生産に適し、従来のリン青銅の使用と比較すると産業界での大幅なコストダウンを可能とするものである。
【００１４】
本件発明にかかる銅−亜鉛−錫合金は、合金組成と鋳造以降の加工熱処理条件の設定により丹銅並みもしくはリン青銅に匹敵する耐応力腐食割れ性と、高い機械的強度と曲げ加工性のバランスをもち、耐応力緩和性にも優れた銅−亜鉛−錫合金条としたものである。
【００１５】
まず、非特許文献１に記述されたように、熱間圧延した際に粒界に沿って発生するクラックは、結晶粒界に亜鉛と錫、特に錫が濃縮した第２相に起因するためである。これは、状態図上では単相領域の組成配合であっても、実際の工程で製造された鋳塊内部には、ある範囲での組成のばらつきが発生してしまい、第２相としての錫濃縮相が共存し、しかも粒界に析出するためと考えられる。従って、この粒界への偏析が大であれば熱間圧延の際のクラックにつながるが、粒界への偏析が小さい場合にはクラックの発生はないが、応力腐食割れ性に悪影響を及ぼす可能性があると考えた。
【００１６】
そこで、本件発明にかかる合金組成を、状態図上の単相領域であり鋳造時のばらつきを考慮しても第２相が発生しない範囲に限定して調整し、鋳造時の液相線温度から６００℃までの冷却速度を急冷として第２相の形成を防止し、圧延工程と焼鈍行程を経ることにより、平均結晶粒径を３μｍ以下にすることを可能としたのである。
以下、本件発明における解決手段を個別に説明する。
【００１７】
まず、本件発明にかかる耐応力腐食割れ性に優れた銅−亜鉛−錫合金は、
亜鉛が１６ｗｔ％〜２３ｗｔ％、錫が０．３ｗｔ％〜１．７ｗｔ％の範囲で、且つ、数７に示した式（１）の関係を満たす亜鉛及び錫を含有し、残部が銅及び不可避不純物である組成を備え平均結晶粒径が３μｍ以下であることを特徴とする。以下、説明上本合金を「基本合金」と称する。
【００１８】
【数７】
2007056365.tif 000002
【００１９】
この数７は請求項４記載の鋳造方法において第２相を形成することがなく、その後の加工熱処理行程に最適な鋳塊を得ることのできる合金組成を示している。
【００２０】
次に、上記「基本合金」に対し冷間加工を施して強化することにより得られる銅−亜鉛−錫合金であって、
０．２％耐力（σ０．２）が３９０ＭＰａ〜７８０ＭＰａであり、圧延方向と平行な方向を曲げ軸とした直角曲げで且つクラックの生じない最小の曲げ半径（ＭＢＲ）と、板厚（ｔ）と、０．２％耐力（σ０．２）とが、以下の数８に示した式（２）の関係を満たすことを特徴とする銅−亜鉛−錫合金を提供する。以下、説明上本合金を「強化合金１」と称する。
【００２１】
【数８】
2007056365.tif 000003
【００２２】
本件発明ではこの数８を高い機械的強度及び曲げ加工性のバランスを保っている銅−亜鉛−錫合金であることの指標としている。
【００２３】
さらに、上記「基本合金」に対し冷間加工及び低温焼鈍を施して強化することにより得られる銅−亜鉛−錫合金であって、
０．２％耐力（σ０．２）が３９０ＭＰａ〜７８０ＭＰａであり、圧延方向と平行な方向を曲げ軸とした直角曲げで且つクラックの生じない最小の曲げ半径（ＭＢＲ）と、板厚（ｔ）と、０．２％耐力（σ０．２）とが、以下の数９に示した式（２）の関係を満たすことを特徴とする銅−亜鉛−錫合金を堤供する。以下、説明上本合金を「強化合金２」と称する。
【００２４】
【数９】
2007056365.tif 000004
【００２５】
この「強化合金２」は上記「強化合金１」を低温焼鈍により硬化させて、さらに機械特性を強化した銅−亜鉛−錫合金である。
【００２６】
そして、本件発明にかかる「基本合金」の第一の製造方法は、
亜鉛が１６ｗｔ％〜２３ｗｔ％、錫が０．３ｗｔ％〜１．７ｗｔ％の範囲で、且つ、数１０に示した式（１）の関係を満たす亜鉛及び錫を含有し、残部が銅及び不可避不純物である組成の溶湯を鋳造し、液相線温度から６００℃までの間を２７０℃／分以上の冷却速度で急冷して鋳塊として、
その後、当該鋳塊に対し、適宜、圧延処理と焼鈍処理とを組み合わせて施す工程の中で、熱間圧延上がり材を含む任意の粒径の焼鈍材を８３％以上の加工率で圧延した後、最終再結晶焼鈍を行い、平均結晶粒径が３μｍ以下で、且つ、第２相の無い結晶組織とすることを特徴とするものである。
【００２７】
【数１０】
2007056365.tif 000005
【００２８】
これは鋳造工程に於いて第２相の無い結晶組織を得、それにより後の加工熱処理行程により平均結晶粒径が３μｍ以下の銅−亜鉛−錫合金を得るために必要な鋳造以降の製造方法を示しているものである。
【００２９】
次に、本件発明にかかる「基本合金」の第二の製造方法は、
亜鉛が１６ｗｔ％〜２３ｗｔ％、錫が０．３ｗｔ％〜１．７ｗｔ％の範囲で、且つ、数１１に示した式（１）の関係を満たす亜鉛及び錫を含有し、残部が銅及び不可避不純物である組成の溶湯を鋳造し、液相線温度から６００℃までの間を２７０℃／分以上の冷却速度で急冷して鋳塊として、その後、当該鋳塊に対し、適宜、圧延処理と焼鈍処理とを組み合わせて施す工程の中で、焼鈍処理により平均結晶粒径を１μｍ〜２μｍに調整した焼鈍材を得て、２５％〜８２％の加工率で圧延処理したした後、最終再結晶焼鈍を行い、平均結晶粒径が３μｍ以下で、且つ、第２相の無い結晶組織とすることを特徴とするものである。
【００３０】
【数１１】
2007056365.tif 000006
【００３１】
そして、本件発明にかかる「基本合金」の第三の製造方法は、
亜鉛が１６ｗｔ％〜２３ｗｔ％、錫が０．３ｗｔ％〜１．７ｗｔ％の範囲で、且つ、数１２に示した式（１）の関係を満たす亜鉛及び錫を含有し、残部が銅及び不可避不純物である組成の溶湯を鋳造し、液相線温度から６００℃までの間を２７０℃／分以上の冷却速度で急冷して鋳塊として、
その後、当該鋳塊に対し、適宜、圧延処理と焼鈍処理とを組み合わせて施す工程の中で、平均結晶粒径を３〜６μｍに調整した焼鈍材を７０〜８２％の加工率で圧延した後、最終再結晶焼鈍を行い、平均結晶粒径が１μｍ〜３μｍで、且つ、第２相の無い結晶組織とすることを特徴とするものである。
【００３２】
【数１２】
2007056365.tif 000007
【００３３】
そして、第一の製造方法〜第三の製造方法のいずれかに記載の銅−亜鉛−錫合金の製造方法により得られた最終再結晶焼鈍後の「基本合金」の板材に対し、
５％〜５０％の加工率で最終冷間圧延して上記「強化合金１」を製造することも好ましい。
これは、「基本合金」の製造方法により得られた最終再結晶焼鈍後の板材に後加工を加え、安定的にさらに高強度の目標とする品質を作り込むための製造方法を示しているものである。
【００３４】
そして第一の製造方法〜第三の製造方法のいずれかに記載の銅−亜鉛−錫合金の製造方法により得られた最終再結晶焼鈍後の「基本合金」の板材に対し、
５％〜５０％の加工率で最終冷間圧延し、その後低温焼鈍して上記「強化合金２」を製造することも好ましい。
これは、「強化合金１」を低温焼鈍することにより硬化させると同時に均質化して、安定性をより高めて目標とする品質を作り込むための製造方法を示しているものである。
【００３５】
上述してきたように、本件発明にかかる銅−亜鉛−錫合金とは、銅−亜鉛−錫を限られた組成範囲とすることにより得られる耐応力腐食割れ性、機械的強度及び曲げ加工性及び耐応力緩和性に優れるという従来の銅−亜鉛−錫合金にはない特性を持つ、リン青銅を代替できる銅−亜鉛−錫合金条である。
【００３６】
この中で「基本合金」は微細結晶粒を持つ焼鈍材であるため機械的強度も大きく、成型加工性にも富むものとなっている。そしてさらに大きな機械的強度を必要とする場合には「強化合金１」または「強化合金２」を選択できる。このように、「基本合金」は「強化合金１」または「強化合金２」の中間材としての位置づけされるのみのものではなく、そのまま製品としての使用に耐えるものとなっているのである。
【００３７】
また、本件発明にかかる銅−亜鉛−錫合金の製造方法は、限定された組成の合金の溶湯を連続鋳造法などの冷却速度が速い工程で単相合金に鋳造後、圧延、焼鈍からなる加工熱処理工程をとる中で、
（１）熱間圧延上がり材を含む任意の粒径の焼鈍材を８３％以上の加工率で圧延した後、最終再結晶焼鈍する。
（２）平均結晶粒径を１μｍ〜２μｍに調整した焼鈍材を２５％〜８２％の加工率で圧延した後、最終再結晶焼鈍する。
（３）平均結晶粒径を３μｍ〜６μｍに調整した焼鈍材を７０％〜８２％の加工率で圧延した後、最終再結晶焼鈍する。
以上の（１）〜（３）のいずれかを採用することを特徴とする製造法である。
【００３８】
そして、（４）これをさらに５％〜５０％の最終冷間圧延により調質することを特徴とする製造方法であり、（５）さらにこれを低温焼鈍することを特徴とする製造方法でもある。
【発明の効果】
【００３９】
本件発明にかかる銅−亜鉛−錫合金は、限られた組成範囲の合金であり、第２相を含まず、結晶粒が細かい。この特徴により安定的に丹銅並みもしくはリン青銅並みの耐応力腐食割れ性をもち、リン青銅並みもしくはリン青銅を超える機械的物性を示し、機械的強度と曲げ加工性とのバランスにも優れているものとなった。さらに耐応力緩和性も黄銅よりはるかに優れたものとなり、リン青銅代替品として十分実用に耐えるものとなりうるのである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００４０】
以下、実施の形態と実施例とを通じて、本件発明をより詳細に説明する。
【００４１】
まず本件発明にかかる銅−亜鉛−錫合金の形態について説明する。
請求項１に示す本件発明にかかる銅−亜鉛−錫合金の組成は、亜鉛：１６ｗｔ％〜２３ｗｔ％、錫：０．３ｗｔ％〜１．７ｗｔ％の範囲で、且つ数（１３）に示した式（１）の関係を満たしてなる、亜鉛と錫を含み残部が銅及び不可避不純物からなる銅合金である。
【００４２】
【数１３】
2007056365.tif 000008
【００４３】
この組成範囲に限定する理由を次に述べる。先に記したように、熱間加工性を確保するために、特許文献３では適正な組成範囲と、冷却速度を選定している。本件発明者は、熱間加工性が悪化するのは第２相が細長く粒界に析出するからであり、粒状に細かく分散した状態では熱間加工性に悪影響は及ぼさないと考えた。
【００４４】
一方、細かく疎ではあっても第２相が存在すれば、電気化学的には腐食の基点となり応力腐食割れ性を悪化させるとも考えた。そこで耐応力腐食割れ性を改善するためには第２相を一切存在させないようにすることが必要であり、特許文献３以上に銅リッチにすることと、鋳造時の冷却をより早い速度に限定することが重要であると考えた。                
【００４５】
そこで、鋳造手段として用いうるイソライト断熱レンガの凹みへの鋳込み、鋳鉄製であり５ｋｇほどを鋳込めるブックモールド、連続鋳造用水冷銅鋳型（二次冷却シャワーつき）の３種類を使用した際の冷却速度を考えた。特許文献３で言う液相線温度から６００℃までの冷却速度は、連続鋳造用水冷銅鋳型ではその冷却モデルから類推しておよそ１４００℃／分〜５００℃／分程度、そして本件発明者の実測によれば、ブックモールドでは２７０℃／分、イソライト断熱レンガの凹みでは５０℃／分程度であった。したがって、イソライト断熱レンガの凹みで鋳込んだ場合には錫濃縮相が出現しやすいのである。
【００４６】
本件発明者は、連続鋳造工程では上記冷却モデルから異常事態を考えても少なくとも３００℃／分の冷却速度は確保できると考え、さらにブックモールドで第２相を生じない（６００倍の光学顕微鏡観察の数視野で観察されない）ぎりぎりの組成を探したのである（後述の実施例ではインゴット６の組成でブックモールドに鋳込むと第２相が観察されている）。
この結果が合金組成制限としての数１４に示す式（１）設定の理由である。
【００４７】
【数１４】
2007056365.tif 000009
【００４８】
すなわち、この組成範囲にすることによって熱間圧延割れを防止することができ、耐応力腐食割れ性が顕著に向上したのである。
【００４９】
この合金組成においては亜鉛の含有量１６ｗｔ％未満では機械的強度レベルが落ち、２３ｗｔ％を超えると錫濃縮相が現れる。また錫の含有量０．３ｗｔ％未満では耐応力腐食割れ性が不足となり、１．７ｗｔ％を超えると耐応力腐食割れ性の向上が飽和してくる一方で導電率が低下する。
【００５０】
次に結晶粒径の影響について説明する。
結晶粒径を細かくすると銅−亜鉛−錫合金は黄銅の場合と同様に機械的強度と曲げのバランスが優れたものとなり、耐応力腐食割れ性が向上する。そして本合金の場合、耐応力腐食割れ性の向上は特に顕著であり、リン青銅に匹敵するようにもなる。一方耐応力緩和性は粒径が細かくなると悪化してゆく傾向にある。本件発明者は耐応力腐食割れ性と、機械的強度と曲げ加工性のバランスの方が、リン青銅と対抗する上で特に重要と考え、ねらいの平均結晶粒径を１μｍ〜３μｍとし、好ましくは１μｍ〜２μｍとすることとした。
【００５１】
さらに、耐応力腐食割れ性について説明する。
まず、本件発明で、「優れた耐応力腐食割れ性」と表現するときの定義を行う。
本件発明の実施例では、応力腐食割れ性の試験には２種類の試験方法を用いた。第１の試験方法は細かな相違が検出されやすく合金の選定に適する方法であり、これを以下「方法１」と称する。具体的には小型の引張試験片の形状（ダンベル型）に加工したサンプルの上部チャッキング部分を上にして固定し、機械的強度測定部位となる平行部両端面を筒状にカバーできるよう底中央部分を切ったポリ袋をかぶせ、上下の開口部を輪ゴムで封止している。輪ゴムで止めた下側位置よりさらに下になるようにたるませたポリ袋部分には１８％アンモニア水を適量入れ、試片とアンモニア水は直接触れないようにしておく。そして下部チャッキング部分に所定の分銅をつるして静応力を付加し、破断までの時間を経時カウンターで測定する。方法１では破断時間にはばらつきが発生するため、付加する静応力を変えて繰り返し計測し、各素材に共通して使用できる条件を設定することにより直接比較可能な特性値を得ることが出来た。
【００５２】
この方法１で付加する静応力を５０ＭＰａとした場合の破断時間は、一般の一種黄銅で１時間、８５／１５丹銅で６〜２０時間、９０／１０丹銅で６０時間、リン青銅で４５０時間程度である。そこで「優れた応力腐食割れ性」と表現するのは最低でも８５／１５丹銅並と言える６時間、好ましくは９０／１０丹銅並と言える５０時間以上の破断時間である場合とし、「リン青銅並みの耐応力腐食割れ性」と表現するのは３００時間以上の破断時間である場合とした。
【００５３】
そして、第２の試験方法はより一般的な方法でありこれを以下「方法２」と称する。具体的には１８％アンモニア水を入れてアンモニアガスが充満したデシケータ内に、最大曲げ応力を耐力の８０％となるようアーチ状に試検片を固定した。一定時間毎に試験片をデシケータより取り出し、応力腐食による応力緩和率が８％以上となる時間を求めた。応力緩和率は（サンプル長さ−アーチ状に曲げた状態での両端間距離）の初期値に対し、除荷後の（サンプル長さ−両端間距離）の比率を％表示したものである。８％応力緩和した状態では、板表面には微細なクラックが観察される。方法２によれば、黄銅で０．５時間〜１時間、８５／１５丹銅で２時間〜３時間、リン青銅で５０時間程度が限界となる。この方法２による「優れた応力腐食割れ性」の目安は４時間以上と設定した。
【００５４】
本件発明にかかる銅−亜鉛−錫合金は、上記の評価方法の結果を持って表現される耐応力腐食割れ性が優れているのである。
【００５５】
次に機械的強度及び曲げ加工性について説明する。
素材の機械的強度の評価方法としては引張強さまたは０．２％耐力（σ０．２）が一般的に採用されているが、本件発明者は部品設計時の基準データとして多用されている０．２％耐力（σ０．２）の方が今回の比較評価にはより適切であると考えた。したがって、本件発明に於いては０．２％耐力（σ０．２）をもって機械的強度の指標としたのである。
【００５６】
そして、本件発明で曲げ加工性と称する場合、種々の曲げ試験のうち圧延方向と平行な方向を曲げ軸として行う所謂Ｂａｄ  Ｗａｙ曲げ試験を行った結果がどうであったかで評価している。なぜならば、黄銅系の場合は圧延方向と垂直な方向を曲げ軸（Ｇｏｏｄ  Ｗａｙ）として曲げ試験を行うと圧延方向と平行な方向を曲げ軸とした場合の曲げ試験に比べ必ずよい結果が得られるのが通常であるため、特性保証を主眼においた場合の製法の比較には不適当であると考えた。そこで本件明細書ではＢａｄ  Ｗａｙ曲げのみを評価し、曲げ加工性としたのである。
【００５７】
ここで曲げ加工性について述べると、ＭＢＲ／ｔが０．３以下であれば、金属条に対してどのような加工法を採用しても曲げでほとんど欠陥を生ぜず問題ないとされている。これに対し、ＭＢＲ／ｔが１以下であれば、材料設計上許容される場合が多いものの、ＭＢＲ／ｔが３を超えると曲げ加工がしにくくなり用途が大幅に制限される、という見方が一般的である。
【００５８】
次に、リン青銅の曲げ加工性について本件発明の銅−亜鉛−錫合金と対比可能なように説明を加えておくこととする。本件発明にかかる銅−亜鉛−錫合金の曲げ加工性評価に用いたと同じ評価法によるデータを非特許文献４で見ると、クラックの生じない最小の曲げ半径（ＭＢＲ）、板圧（ｔ）と０．２％耐力（σ０．２）とがリン青銅の場合、数１５に示す式（３）の関係を満たす。
【００５９】
【数１５】
2007056365.tif 000010
【００６０】
数１５から得られるリン青銅の曲げ加工性は、０．２％耐力（σ０．２）５９０ＭＰａ未満ではＭＢＲ／ｔが０．３以下となるが、０．２％耐力（σ０．２）８００ＭＰａ超ではＭＢＲ／ｔが３を超えることになり曲げ加工が困難になり実用的でない。実際にリン青銅を測定してみると、この数１５に添わない場合もある。たとえば、耐力が低い側また耐力が高い側では、数１５よりも高いＭＢＲ／ｔとなる傾向が見られる。このことを前提として、以下、本件発明にかかる銅−亜鉛−錫合金に関して詳細に説明する。
【００６１】
本件発明にかかる銅−亜鉛−錫合金は、０．２％耐力（σ０．２）が３９０ＭＰａ〜７８０ＭＰａであり、圧延方向と平行な方向を曲げ軸とした直角曲げで、クラックの生じない最小の曲げ半径（ＭＢＲ）、板厚（ｔ）と０．２％耐力（σ０．２）とが数１６に示す式（２）の関係を満たすことを特徴とするものである。これは、限定された組成の溶湯を指定条件で鋳造後、加工熱処理（熱間圧延加工、冷間圧延加工、中間焼鈍や低温焼鈍など）を加えて得られる銅−亜鉛−錫合金である。
【００６２】
【数１６】
2007056365.tif 000011
【００６３】
数１６は数１５に比べ０．６だけ数値を低めにずらせたものとなっているが、リン青銅の品質にもある程度のばらつきが存在することを考慮すると、本件発明にかかる銅−亜鉛−錫合金は数１６を満足する場合にはリン青銅並みの曲げ加工性をもっていると称することができる。
【００６４】
次に、強化合金１および強化合金２の耐力の適正範囲について述べる。下限は、基本合金を最低加工して少しでも加工硬化の効果が加わった場合の数値であるが、リン青銅を対抗品と考えている本件発明に係る合金では、リン青銅の１／２Ｈ材の実績値と考えるのが妥当である。即ち、非特許文献４から推定される３９０ＭＰａとすることが適切である。そして上限はＭＢＲ／ｔが３を超えない範囲となり、式（２）でＭＢＲ／ｔを３．４としたときの数値である７８０ＭＰａとすることが適切である。
【００６５】
上記に耐応力腐食割れ性、機械的強度と曲げ加工性について述べてきたが、本件発明の銅−亜鉛−錫合金はその他にも、リン青銅並みの疲労特性とばね限界値、リン青銅より優れた導電率、リン青銅と黄銅の中間程度の応力緩和性を示すという利点も併せ持っているのである。
【００６６】
次に、銅−亜鉛−錫合金の製造形態について説明する。
【００６７】
本件発明にかかる銅亜鉛錫系合金系においては、錫濃縮相からなる第２相を出現させない方法、ならびに微細な結晶粒からなる合金を製造する方法は知られていなかった。
【００６８】
特許文献３及び非特許文献１は、本件発明合金より亜鉛が多い組成に関するものであり、熱間加工性に支障のない合金組成と鋳塊の冷却速度について言及している。しかしながら非特許文献１によれば特許文献３は熱間加工性の確保を図ったものであり、本件発明者の追試の結果では鋳造後２７０℃／分の冷却速度を持ってしても耐応力腐食割れ性が不十分であり、錫濃縮相が点在して観察されている。
【００６９】
本件発明者は多数の組み合わせの合金組成について熔湯を作成し、ブックモールド鋳型を使用して鋳造した。そしてブックモールド鋳型内合金の実冷却速度の測定位置近くの試片を採取して光学顕微鏡観察を行った。その試験データを集積した結果として前記組成を決定したのであるが、製造方法としては本件発明の合金組成と鋳造時の冷却速度２７０℃／分以上を確保できる鋳造法を選択すれば錫濃縮第２相は出現しないと結論づけることができたのである。
【００７０】
具体的には、鋳型内での凝固シェルの再溶解等があったとしても、連続鋳造法（連続／半連続縦型連続鋳造法及び横型連続鋳造法）はこの冷却条件を満足させることが容易であり、実現可能な製造法である。
【００７１】
すなわち、本件発明者は鋭意研究の結果、具体的には知られていなかった、本件発明にかかる銅−亜鉛−錫合金組成を採用することにより平均結晶粒径３μｍ以下の微細粒を有する合金の製造を可能とする、工業的生産性に優れしかも製品品質のばらつきを少なくすることのできる、鋳造から始まる加工熱処理法に想到したのである。
【００７２】
しかも、以下に述べる加工熱処理法は工業的利用の容易なものである。
本件発明にかかる銅−亜鉛−錫合金を得るためには最終再結晶焼鈍前の冷間圧延加工の前の平均結晶粒径、最終再結晶焼鈍前の冷間加工率についても制御する。そして、最終再結晶焼鈍の条件（温度、時間）を調節して細かく均質な再結晶粒を得る。その後必要により所望の機械的強度が出るように条件を設定して圧延し、さらに低温焼鈍をするというものである。加工熱処理の間または後に、必要に応じて任意に、脱脂、酸洗、矯正、切断そしてリフロー錫めっき等のめっき工程を付加できることは、一般の伸銅品と同じである。
【００７３】
本件発明にかかる銅−亜鉛−錫合金の最終再結晶処理方法は、鋳造、熱間圧延の後、以下の（イ）、（ロ）、（ハ）のいずれかの手法で加工を施すものである。
（イ）熱間圧延加工の場合を含み、任意の粒径の板材を８３％以上の加工率で圧延した後、再結晶焼鈍する。したがって、熱間圧延加工の後実質１回の焼鈍工程で本件発明にかかる銅−亜鉛−錫合金を作りうる。加工率の上限は、耳割れの発生や能率などで制限され、９２％程度を上限とすることが好ましい。
（ロ）上記１回の焼鈍上がりでは厚みが厚すぎる場合、上記方法によって得られる平均結晶粒径１μｍ〜２μｍに調整した板材を２５％〜８２％、好ましくは５０％〜８２％の加工率で冷間圧延した後再結晶焼鈍する。
（ハ）さらに中間の冷間圧延の圧延荷重を幾分でも下げるため、前の焼鈍で結晶粒を２μｍまで小さくせず、平均結晶粒径を３μｍ〜６μｍに調整した板材を７０％〜８２％の加工率で冷間圧延した後、再結晶焼鈍する。
【００７４】
前述のように、加工率が８３％以上の場合は任意の粒径の焼鈍材を用いうる。一般的には強加工によって１μｍ前後のサブグレインが加工中に生じるようになるのであるが、均一に生ずるのは加工率が８３％以上の場合であり、本件発明者はこのサブグレインが微細再結晶につながると考えている。したがって８３％以上の加工率が望ましく、これ未満では当該加工前の結晶粒径が大きい場合には均一さが不足して再結晶させると混粒の程度が大きくなってしまうのである。
【００７５】
そして上記（イ）（ロ）（ハ）の各行程から得られた以外の板材を用いると、再結晶条件を調節しても混粒となって所望の平均結晶粒径が得られない。したがって、薄い製品を製造する場合には、上記（イ）（ロ）（ハ）のいずれかの加工熱処理行程を繰り返すことが好ましい。
【００７６】
本件発明の銅−亜鉛−錫合金を得るための焼鈍は、バッチ焼鈍法では再結晶粒が微細で粒成長が少なくなるように条件を選べばよいが、連続焼鈍法をとったほうがより均質な特性が得られるので好ましい。この場合の炉温は炉の能力にもよるが、４００℃〜６５０℃程度が推奨される。
【００７７】
再結晶焼鈍後に必要に応じて付加する調質用最終冷間加工の加工率は５％〜５０％の範囲を採用する。当該加工率が５％未満では有用な強度の向上が図られず、５０％を超えると加工硬化が進行するために機械的強度の向上は見られても曲げ加工性が、ＭＢＲ／ｔで３を超えるようになり加工性が劣ってしまうのである。
【００７８】
さらに、最終的に行う低温焼鈍は、単に低い温度で行う歪とり焼鈍をさすものではなく、所謂低温焼鈍硬化を伴う処理を言うのである。
【００７９】
すなわち、本件発明にかかる方法は上記のように工業的に問題なく実施しうるものであるだけではなく、前述のように原材料の調達及びスクラップのリサイクル性と併せてコストダウンにつなげることが出来、産業上有用なものである。
【実施例】
【００８０】
以下実施例を通じて本件発明をより詳細に説明する。但し、発明の性質上、実施例に使用する材料（インゴット）から製造条件を変えることで比較例としての試料を得ることも出来るため、同時に比較例も記述する。実施例１〜実施例１２及び比較例に用いた銅−亜鉛−錫合金のインゴットはすべて実験室で溶解し、鋳造時の冷却速度２７０℃／分以上を確保できる鋳造法であるブックモールドに鋳込んだものである。この表１からわかるように、インゴット６は本件発明にかかる組成範囲から外れている。
【００８１】
【表１】
2007056365.tif 000012
【００８２】
光学顕微鏡観察（６００倍で数視野を観察）によれば、インゴット１〜５では第２相は出現しておらずインゴット６では第２相がひも状に長いということはないが、点在していた。
【００８３】
熱間圧延後の結晶粒径は、０．１ｍｍ〜０．２ｍｍであった。表２に熱間圧延以降の製造条件の一覧を示す。焼鈍は連続焼鈍に似せるため、塩浴を用いた。
【００８４】
【表２】
2007056365.tif 000013
【００８５】
実施例１〜実施例５では、合金組成の影響を見ている。実施例１〜実施例４では数１７に示す式（１）における０．２５Ｘ＋Ｙの値をほぼ同じとし、実施例５ではさらに銅リッチにしている。
【００８６】
【数１７】
2007056365.tif 000014
【００８７】
実施例３と実施例６及び実施例９との比較によって、最終冷間加工率の影響を見ている。実施例７〜実施例１０では最終再結晶前の焼鈍でも１μｍ〜２μｍの微細粒を作るようにし、実施例７では熱間圧延の後、１回の圧延と焼鈍で微細粒を得ている。実施例１１と比較例２では、最終再結晶焼鈍前の焼鈍で粒径を１０μｍ以上にしている。
【００８８】
最終再結晶前の冷間加工率の適否については、実施例８〜実施例１１、比較例２で見ている。最終再結晶の粒径の応力腐食割れ等への影響は、実施例３、実施例１２、比較例３、比較例４の対比で分かる。粒径が大きい場合の曲げ加工性への影響は、比較例３、比較例４との対比で分かる。得られた結果を表３〜表５に示す。
【００８９】
【表３】
2007056365.tif 000015
【００９０】
【表４】
2007056365.tif 000016
【００９１】
【表５】
2007056365.tif 000017
【００９２】
表５には、参考例１として市販のばね用リン青銅Ｃ５２１０のＥＨ材と、参考例２として粒径を５μｍとした黄銅一種ＥＨ材の性能を示す。これらは実施例１〜実施例１１、比較例１〜比較例４と同様に測定した。ただし、参考例２の黄銅材は低温焼鈍を行っていない。
【００９３】
組成を変えた実施例１〜実施例５を見ると、錫を増すと機械的強度及び耐応力腐食割れ性が向上し、亜鉛が減少すると機械的強度が低下している。
【００９４】
加工熱処理法の違いは、比較例２に見るように、本件発明の方法から外れると混粒になる。また１回だけの加工熱処理をした実施例７及び再結晶前の加工率が低い実施例８は機械的強度がやや低い。
【００９５】
粒径の大きい比較例３及び比較例４では、機械的強度及び曲げ加工性が低下し、応力腐食割れによる破断時間も短くなるが、耐応力緩和性は良好である。
【００９６】
表３に示している実施例１〜実施例１２を見ると、最終再結晶焼鈍材の平均結晶粒径は１μｍ〜３μｍの範囲にすべて入っている。また、伸び率は２７％〜４２％、そしてエリクセン値は７．７ｍｍ〜９．９ｍｍと十分に大きく成形加工性が優れていることがわかる。応力腐食割れ性は、加工による結晶粒の微細化がないためか表５の結果に比べ全体に悪くなってはいるものの、丹銅並の応力腐食割れ性となっている。また、引っ張り強さは４４１ＭＰａ〜５４５ＭＰａとリン青銅１／４Ｈ〜１／２Ｈ、黄銅一種１／２Ｈ〜Ｈ材相当となっている。そして、０．２％耐力（σ０．２）は３１７ＭＰａ〜５１０ＭＰａと高い数値を示している。表中に転載したリン青銅１／２Ｈ材の機械的強度は実施例１０の数値にほぼ合致している。このように、「基本合金」は丹銅並みの耐応力腐食割れ性であることを確認すればリン青銅１／４Ｈ〜１／２Ｈ材の代替材として用いうるし、錫めっきされた黄銅のリサイクル先が少ないという問題点を改善する目的としては、錫めっきする黄銅の代替材としても好適に用いうる。
【００９７】
さらに、表５における低温焼鈍材では０．２％耐力（σ０．２）が５９９ＭＰａ〜６７５ＭＰａとリン青銅Ｅ，ＥＨのレベルまたはそれを上回っている。同じく表５での応力腐食割れ時間はすべて５０時間を超えて９０／１０丹銅を上回っており、実施例３及び実施例５ではリン青銅並み、実施例４ではリン青銅を大幅に上回っている。更に、表４及び表５から曲げ性は、以下の数１８に示す式（２）の関係を満足する。
【００９８】
【数１８】
2007056365.tif 000018
【００９９】
これに対し、比較例１では合金組成が本件発明の範囲から外れていながら機械的特性は目標範囲に入っているものの、応力腐食割れ時間は本件発明にかかる組成で同等の製造条件とした実施例５の十分の一にすぎず、本件発明の目的を果たすことはできていない。
【０１００】
応力緩和性は、低温焼鈍を加えることによりおよそリン青銅と黄銅の市販材の中間かそれよりやや改善された数値をとっている。電気伝導率は２５．０％ＩＡＣＳ〜２９．５％ＩＡＣＳと概略リン青銅の倍、黄銅と同等となり、実用的である。
【０１０１】
実施例３については、ばね限界値及び１００万回の疲労破断限界応力を求めた。結果得られたバネ限界値は４４０ＭＰａ、疲労破断限界応力は２７０ＭＰａでリン青銅と同等の値である。なお、図１に、実施例３の本件発明にかかる銅−亜鉛−錫合金の結晶組織の透過型電子顕微鏡観察像を掲載している。この結晶組織観察像から分かるように、平均結晶粒径が３μｍ以下で、且つ、第２相の無い結晶組織であることが理解できる。
【０１０２】
以下に示す実施例１３〜実施例１５は製造ラインを用いた実施例である。表６に示す使用した銅−亜鉛−錫合金のインゴット７およびインゴット８は、製造現場で半連続鋳造法で鋳込んだものであり、それぞれ本件発明の組成範囲内となっている。これらのインゴットも前述のインゴット１〜インゴット６と同様にして光学顕微鏡観察（６００倍で数視野を観察）を実施したが、第２相は出現しておらず単層合金であった。
【０１０３】
【表６】
2007056365.tif 000019
【０１０４】
実施例１３および実施例１４では表６に示すインゴット７を使用し、実施例１５では表６に示すインゴット８を使用した。実施例１３〜実施例１５では熱間圧延後面削し、その後８４％の冷間圧延を実施して板厚を１．８ｍｍとした。この板厚１．８ｍｍのコイルを５５０℃で連続焼鈍酸洗工程を通して、結晶粒径２μｍの基本合金を得た。実施例１３〜実施例１５では更に板厚の薄い基本合金を作成している。即ち、１．８ｍｍから０．５ｍｍまで７３％の冷間圧延率で圧延し、その後６００℃で連続焼鈍酸洗工程を通し、再結晶させて基本合金を得た。実施例１５の場合は、炉の設定温度６００℃は変わらないが実施例１３および実施例１４よりも連続焼鈍酸洗炉の通板速度を速くして実施している。これらから得られた特性を表７に示す。
【０１０５】
【表７】
2007056365.tif 000020
【０１０６】
そしてこれら素材に調質圧延を実施した。加工率は実施例１３では１６％、実施例１４では２２％、実施例１５では３２％の設定とした。得られた強化合金１の特性を表８に示す。
【０１０７】
【表８】
2007056365.tif 000021
【０１０８】
なお、加工率と耐力との関係を補完し、適正な加工率を定めるため、実施例１３で用いた０．５ｍｍの基本合金の端材を用いて、５％および５０％の加工率で冷間圧延を実施したところ、０．２％耐力（σ０．２）は４００ＭＰａおよび７２０ＭＰａを示すものとなった。
【０１０９】
上記で得られた調質圧延材に対してそれぞれ４３０℃に設定した連続焼鈍酸洗炉を用いて低温焼鈍を実施した。このようにして得られた強化合金２の特性を表９に示す。
【０１１０】
【表９】
2007056365.tif 000022
【産業上の利用可能性】
【０１１１】
本件発明にかかる銅−亜鉛−錫合金は、組成的にはＣ４３５００の範囲とも重なるが、さらに適正な組成範囲に限定して加工熱処理（鋳造、圧延及び熱処理）を施すことで、従来の銅−亜鉛−錫合金系にはなかった、リン青銅と同等もしくはこれを越える機械的強度と曲げ加工性あるいは成形加工性の両立ならびに良好な耐応力腐食割れ性を示すものとなる。このような銅−亜鉛−錫合金は、コネクター等の電子部品や機構部品に好適でリサイクル性にも優れ且つ原材料調達も容易であるため、リン青銅を代替できる安価な材料として産業界への安定供給が可能となるのである。
【０１１２】
また本件発明にかかる銅−亜鉛−錫合金の製造方法は、従来から使用している圧延製造ラインになんら改造を加えることなくそのまま使用することが可能であるため、特段の設備投資を要さず、工業的生産規模で高品質の銅−亜鉛−錫合金の効率のよい生産を可能とできるのである。
【図面の簡単な説明】
【０１１３】
【図１】実施例３の最終再結晶材の透過型電子顕微鏡観察像である。
【図１】
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