(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
見掛け上のＺｎ含有量が４３．９〜４７．５ｗｔ％で、且つＳｎ含有量が１．９〜３．５ｗｔ％である黄銅材を、４００〜４５０℃の温度域で塑性加工する方法であって、この塑性加工の際に該黄銅材にはγ相が存在していることを特徴とする黄銅材の塑性加工方法。
【発明の詳細な説明】
１．  技術分野
本発明は金属材料に関し、主として銅−亜鉛合金つまり黄銅及びその製造方法に関するが、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
黄銅は一般に機械加工性に優れ、耐食性が良好であり、塑性加工も容易であるため非常に広い分野で使用されている。中でもα＋βの２相合金は熱間領域（６５０〜７５０℃）において大きな延性を示し、さらにその変形低抗は鍛造用として提供される金属材料の中で最も低い部類に属する。
しかしながら、材料本来が持つ特性において、非常に古い歴史を有する材料でありながら材料本来の、研究開発が熱心に進められてきたとは言えず、最近ではα系黄銅の脆性温度域における超塑性の報告などが見られる程度である。〔武藤侃ほか：日本金属学会誌、５９（１９９５）、２８〕
本発明は上記のような事情を考慮してなされたものであり、その目的は、熱間加工性を向上させた金属材料、黄銅及びその製造方法を提供することにある。
また、本発明の他の目的は、金属材料として代表的な黄銅材の塑性加工方法において熱間加工性を向上させることである。
また、本発明の他の目的は、４５０℃以下の低温域において鍛造性を向上させた黄銅及びその製造方法並びに黄銅材の塑性加工方法を提供することにある。
３．  発明の開示
本発明の第１態様に係る金属材料は、外力を受けたとき変形して歪みが分散して生じる結晶組織を有し、前記変形による歪みエネルギーが前記金属結晶の再結晶化のエネルギー源となる金属材料であって、前記結晶組織は、硬度の異なる第１乃至第３の結晶もしくは相を含むことを特徴とする。このため、この金属材料では、２相の結晶組織に比べて、異相界面が増加して異相界面でのすべりが有効に働く。これにより、歪みが局所的でなく分散し、その結果大きな歪みエネルギーが再結晶化のエネルギー源に供されることになり、高い熱間延性を得るものである。
好適には、前記第１乃至第３の結晶は、外力を受けたとき異相界面でのすべりによって、最も軟質な第１の結晶に生じた歪みが分散するように、十分微細化されていることが望ましい。このような構成にすれば、異相界面でのすべりと協調して歪みを分散させやすくなるからある。
本発明の第２態様に係る黄銅は、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを１．７〜２．２ｗｔ％含有することを特徴とする。すなわち、まず見掛け上のＺｎ含有量を３７〜４６ｗｔ％とすることにより再結晶温度域におけるβ、γ相の面積比率をある程度確保するのであるが、ここでＺｎ含有量を増やすだけだと、β、γ相は確保できてもα相が確保できなくなってしまう。
そこで、第２態様に係る黄銅は、Ｚｎ当量の大きい元素であるＳｎを添加することによって、再結晶温度域においてβ、γ相を確保しつつα相も十分確保し、３相による異相界面すべりが有効に働くようにしている。そして、１．７〜２．２ｗｔ％の範囲にＳｎ量を規定するのが好ましい。
ここで、「見掛け上のＺｎ含有量」という用語は、ＡをＣｕ含有量〔ｗｔ％〕、ＢをＺｎ含有量〔ｗｔ％〕、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〔ｗｔ％〕としたとき、「｛（Ｂ＋ｔ×Ｑ）／（Ａ＋Ｂ＋ｔ×Ｑ）｝×１００」の意味で用いる。
本発明の第３態様に係る黄銅は、塑性加工を行う材料としての黄銅であって、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜５０ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを１．５〜７ｗｔ％含有することを特徴とする。また、より好ましくは、塑性加工を行う材料としての黄銅であって、見掛け上のＺｎ含有量が４５〜５０ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを１．５〜７ｗｔ％含有することを特徴とする黄銅である。
本発明の第４態様に係る黄銅は、塑性加工を行う材料としての黄銅であって、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜５０ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを３．５〜７ｗｔ％含有することを特徴とする。
本発明の第５態様に係る黄銅は、外力を受けて塑性変形する際の結晶組織がα＋β＋γの３相であるとともに、α相の面積比率が４４〜６５％、β相の面積比率が１０〜５５％、γ相の面積比率が１〜２５％であること、α、β、γ相の平均結晶粒径が１５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下であること、前記α、γ相が分散して存在していること、の全条件を満たすことを特徴とする。
ここで、α＋β相の２相であれば、β相の面積比率が３０％を下回ると変形による外力吸収が有効に働かなくなるのであるが、本発明では、β相の面積比率が３０％を下回った場合には必ずα、β、γ相の３相になるように規定しており、この場合異相界面でのすべりが有効に働いて高い延性を実現できるのである。
一方、β相の面積比率が８０％を超えると結晶粒の成長、粗大化が起こって延性が低下するのであるが、本発明のようにα、β、γ相を共存させる温度域ではβ相の面積比率がこれほど大きくなることはない。また、γ相の面積比率が２５％を超えるとγ相の脆性が支配的になって延性が低下し、α相の面積比率が６５％を超えるとβ、γ相の最適比率を確保しにくくなる。
さらに、α、β、γ相の平均結晶粒径が１５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下であって、α、γ相が分散して存在するようにしたのは、β相に生じる歪みを局所的でなく分散させるためである。
本発明の第６態様に係る黄銅は、再結晶温度域においてα＋β＋γの結晶組織を有し、この再結晶温度域におけるα相の面積比率が４４〜６５％、β相の面積比率が１０〜５５％、γ相の面積比率が１〜２５％であること、α、β、γ相の平均結晶粒径が１５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下であること、前記α、γ相が分散して存在していること、の全条件を満たすことを特徴とする。
本発明の第７態様に係る黄銅は、３００〜５５０℃、好ましくは４００〜５５０℃の温度域においてα＋β＋γの結晶組織を有し、この温度域におけるα相の面積比率が４４〜６５％、β相の面積比率が１０〜５５％、γ相の面積比率が１〜２５％であること、α、β、γ相の平均結晶粒径が１５μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下であること、前記α、γ相が分散して存在していること、の全条件を満たすことを特徴とする。
本発明の第５態様に係る黄銅は、塑性加工を行う材料としての黄銅であって、少なくともγ相の結晶組織を有することを特徴とする。
また、本発明の第８態様に係る黄銅において、上記γ相の面積比率が１〜５０ｗｔ％であることが好ましい。また、上記γ相の短軸の平均結晶粒径が１５μｍ以下であることが好ましい。また、上記γ相の短軸の平均結晶粒径が５μｍ以下であることがさらに好ましい。
また、本発明の第８態様に係る黄銅において、全結晶の短軸の平均結晶粒径が１５μｍ以下であることが好ましい。また、上記γ相の結晶粒が球状であることが好ましい。これにより、該黄銅の鍛造性を向上させることができる。
本発明の第９態様に係る黄銅は、塑性加工を行う材料としての黄銅であって、少なくともβ相及びγ相の結晶組織を有し、β相の面積比率が２５〜４５ｗｔ％、γ相の面積比率が２５〜４５ｗｔ％であることを特徴とする。
本発明の第１０態様に係る黄銅は、塑性加工を行う材料としての黄銅であって、少なくともα相及びβ相の結晶組織を有し、α相の面積比率が３０〜７５ｗｔ％、β相の面積比率が５〜５５ｗｔ％であることを特徴とする。
本発明の第１１態様に係る黄銅の製造方法は、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを１．７〜２．２ｗｔ％含有する黄銅の製造方法であって、押し出し時の温度が３００〜６５０℃、好ましくは５３０〜５８０℃の範囲内であり、かつ押し出し時の断面減少率が９０％以上、好ましくは９５％以上である条件下で、上記黄銅を熱間押し出しする工程を具備することを特徴とする。この工程を施すことによって、再結晶温度域におけるα、β、γ相の結晶粒の微粒化を行うことができ、高い熱間延性を実現できる。
本発明の第１２態様に係る黄銅の製造方法は、所定の温度でγ相が析出する組成を有し、塑性加工を行う材料としての黄銅の製造方法であって、結晶粒径を微細化する工程を具備することを特徴とする。この工程が、押し出し時の再結晶により結晶粒径を微細化するものであっても良い。この押出しの温度が３００〜６５０℃であり、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜５０ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを０．５〜７ｗｔ％含有することが好ましい。また、上記工程が、冷間加工後の燒鈍時に再結晶させるものであっても良い。
本発明の第１３態様に係る黄銅の製造方法は、所定の温度でγ相が析出する組成を有し、塑性加工を行う材料としての黄銅の製造方去であって、結晶粒径を微細化するための押し出し工程と、押出された黄銅を５℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却する工程と、を具備することを特徴とする。この冷却速度により、一旦微細化した結晶が再粗大化することを可及的に防止できる。
また、本発明の第１２態様に係る黄銅の製造方法において、上記工程が、上記黄銅を加熱した後に冷却するものであって、この冷却中に結晶粒内に異相を析出させて結晶粒径を微細化するものであっても良い。この異相がγ相であることが好ましい。また、このγ相がβ相粒内に析出することが好ましい。また、上記γ相が粒界に析出するのを抑制するように、上記黄銅の冷却速度を制御することが好ましい。
また、本発明の第１２態様に係る黄銅の製造方法において、上記黄銅は、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜５０ｗｔ％、Ｓｎを０．５〜７ｗｔ％含有する。また、この黄銅の組成を粒界にγ相が析出するのを抑制するように調整することが望ましい。
また、本発明の第１２態様に係る黄銅の製造方法における上記黄銅を加熱した後に冷却する工程において、該黄銅を６５０〜７５０℃又はβ相が５０〜１００％析出する温度域に加熱した後、該黄銅を１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で１００℃以上温度降下させて、４５０℃以下まで冷却することが好ましい。このように１００℃以上温度降下させるのは、１００℃未満の温度降下では、γ相の面積比率を十分に確保できない虞があるからである。
本発明の第１２態様に係る黄銅の製造方法において、上記黄銅は、見掛け上のＺｎ含有量が４５〜５０ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを０．５〜７ｗｔ％、または、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜５０ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを３、５〜７ｗｔ％含有することが望ましい。
また、本発明の第１２態様に係る黄銅の製造方法における上記黄銅を加熱した後に冷却する工程において、該黄銅を５００〜６５０℃の温度域に加熱した後、該黄銅を４５０℃以下まで冷却することが望ましい。
また、本発明の第１２態様に係る黄銅の製造方法における上記黄銅を加熱した後に冷却する工程において、該黄銅を５℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却した後、γ相球状化のための燒鈍を行うことが望ましい。この燒鈍は、４５０℃以下で３０分以上行うことが望ましい。なお、上記黄銅にはあらかじめ冷間加工を施しておくのが好ましい。また、５℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却する場合、冷却中に加工を加えるようにすれば、冷却後にγ相を球状化できる。
また、本発明の第１２態様に係る黄銅の製造方法における上記黄銅を加熱した後に冷却する工程において、該加熱は、該黄銅を熱間押出しすることによるものであっても良い。この押出しを行う際の温度は３００〜６５０℃であることが好ましい。また、この押出しを行った後の上記黄銅を４５０℃以下に保持して焼鈍に移行することが好ましい。
本発明の第１４態様に係る黄銅材の塑性加工方法は、所定の温度でγ相が析出する組成を有し、結晶粒径を微細化する工程を施した黄銅材の塑性加工方法であって、再結晶を起こすような温度まで加熱して該黄銅を塑性加工する工程を有することを特徴とする。
また、本発明の第１４態様に係る黄銅材の塑性加工方法において、上記工程が、押し出し時の再結晶により結晶粒径を微細化するものであることをが好ましい。また、上記押出しの温度が３００〜６５０℃であり、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜５０ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを０．５〜７ｗｔ％含有することが好ましい。また、上記工程が、冷間加工後に燒鈍して再結晶させるものであることが好ましい。
本発明の第１５態様に係る黄銅材の塑性加工方法は、所定の温度でγ相が析出する組成を有する黄銅材の塑性加工方法であって、結晶粒径を微細化するための押し出し工程と、押出された黄銅を５℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却する工程と、再結晶を起こすような温度まで加熱して該黄銅を塑性加工する工程と、具備することを特徴とする。
また、本発明の第１４態様又は第１５態様に係る黄銅材の塑性加工方法において、上記再結晶を起こすような温度が、３００〜５５０℃であっても良い。また、本発明の第１４態様又は第１５態様に係る黄銅材の塑性加工方法において、上記塑性加工する工程では上記黄銅にγ相が存在していることが好ましい。
また、本発明の第１４態様に係る黄銅材の塑性加工方法において、上記工程が、上記黄銅を加熱した後に冷却するものであって、この冷却中に結晶粒内に異相を析出させて結晶粒径を微細化することが好ましい。また、上記異相がγ相であることが好ましい。また、上記γ相がβ相粒内に析出することが好ましい。また、上記黄銅は、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜５０ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを０．５〜７ｗｔ％含有することが好ましい。また、上記γ相が粒界に析出するのを抑制するように、上記黄銅の冷却速度を制御することが好ましい。また、上記黄銅を加熱した後に冷却する工程において、該黄銅を６５０〜７５０℃又はβ相が５０〜１００％析出する温度域に加熱した後、該黄銅を１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で１００℃以上温度降下させて、４５０℃以下まで冷却することが好ましい。また、上記黄銅の組成を粒界にγ相が析出するのを抑制するように調整することが好ましい。また、上記黄銅は、見掛け上のＺｎ含有量が４５〜５０ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを０．５〜７ｗｔ％含有することが好ましい。また、上記黄銅は、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜５０ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを３．５〜７ｗｔ％含有することが好ましい。また、上記黄銅を加熱した後に冷却する工程において、該黄銅を５００〜６５０℃の温度域に加熱した後、該黄銅を４５０℃以下まで冷却することが好ましい。また、上記黄銅を５℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却した後、γ相球状化のための燒鈍を行うことが好ましい。また、上記燒鈍は、４５０℃以下で３０分以上行うことが好ましい。また、上記加熱は、上記黄銅を熱間押出しすることにより行われることが好ましい。また、上記押出しを行う際の温度が３００〜６５０℃であることが好ましい。また、上記押出しを行った後の上記黄銅を４５０℃以下に保持して焼鈍に移行することが好ましい。
本発明の第１６態様に係る黄銅は、０．０００８３／ｓｅｃの歪み速度で１６０％の歪みを再結晶温度域で与えても破損の無い高い熱間延性を有することを特徴とする。
本発明の第１７態様に係る黄銅は、０．０００８３／ｓｅｃの歪み速度で５０％の歪みを４５０℃の温度下で与えても破損の無いこと、０．００８３／ｓｅｃの歪み速度で２５％の歪みを４５０℃の温度下で与えても破損の無いこと、０．０８３／ｓｅｃの歪み速度で３０％の歪みを４５０℃の温度下で与えても破損の無いこと、の少なくとも一つの条件を満たすことを特徴とする。従来の黄銅には、このような低温域でこれほどの延性を満たすものはない。
本発明の第１８態様に係る黄銅材の塑性加工方法は、所定の温度でγ相が析出する組成を有し、結晶粒径を微細化する工程を施した黄銅材の塑性加工方法であって、上記黄銅を３００〜５５０℃に加熱して塑性加工する工程を有し、この工程における該黄銅の据え込み率が４０％以上であることを特徴とする。また、上記微細化する工程が、押し出し時の再結晶により結晶粒径を微細化するものであることが好ましい。また、上記押出しの温度が３００〜６５０℃であり、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜５０ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを０．５〜７ｗｔ％含有することが好ましい。
本発明の第１９態様に係る黄銅材の塑性加工方法は、所定の温度でγ相が析出する組成を有する黄銅材の塑性加工方法であって、結晶粒径を微細化するための押し出し工程と、押出された黄銅を５℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却する工程と、上記黄銅を３００〜５５０℃に加熱して塑性加工する工程と、を具備し、この塑性加工する工程における該黄銅の据え込み率が４０％以上であることを特徴とする。
また、本発明の第１８態様に係る黄銅材の塑性加工方法において、上記工程が、上記黄銅を加熱した後に冷却するものであって、この冷却中に結晶粒内に異相を析出させて結晶粒径を微細化することが望ましい。また、上記異相がγ相であることが望ましい。また、上記γ相がβ相粒内に析出することが望ましい。また、上記黄銅は、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜５０ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを０．５〜７ｗｔ％含有することが望ましい。また、上記γ相が粒界に析出するのを抑制するように、上記黄銅の冷却速度を制御することが望ましい。また、上記黄銅を加熱した後に冷却する工程において、該黄銅を６５０〜７５０℃又はβ相が５０〜１００％析出する温度域に加熱した後、該黄銅を１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で１００℃以上温度降下させて、４５０℃以下まで冷却することが望ましい。また、上記黄銅の組成を粒界にγ相が析出するのを抑制するように調整することが望ましい。また、上記黄銅は、見掛け上のＺｎ含有量が４５〜５０ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを０．５〜７ｗｔ％含有することも可能である。また、上記黄銅は、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜５０ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを３．５〜７ｗｔ％含有することも可能である。また、上記黄銅を加熱した後に冷却する工程において、該黄銅を５００〜６５０℃の温度域に加熱した後、該黄銅を４５０℃以下まで冷却することが好ましい。また、上記黄銅を５℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却した後、γ相球状化のための燒鈍を行うことが好ましい。また、上記燒鈍は、４５０℃以下で３０分以上行うことが好ましい。また、上記加熱は、上記黄銅を熱間押出しすることにより行われることが好ましい。また、上記押出しを行う際の温度が３００〜６５０℃であることが好ましい。また、上記押出しを行った後の上記黄銅を４５０℃以下に保持して焼鈍に移行することが好ましい。
本発明の第２０態様に係る黄銅材の塑性加工方法は、所定の温度でγ相が析出する組成を有し、結晶粒径を微細化する工程を施した黄銅材の塑性加工方法であって、上記黄銅を３００〜５５０℃に加熱して塑性加工する工程を有し、この工程における該黄銅の据え込み率が７０％以上であることを特徴とする。また、上記黄銅の組成を粒界にγ相が析出するのを抑制するように調整することが好ましい。また、上記黄銅は、見掛け上のＺｎ含有量が４５〜５０ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを０．５〜７ｗｔ％含有することも可能である。また、上記黄銅は、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜５０ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを３．５〜７ｗｔ％含有することも可能である。また、上記微細化する工程が、上記黄銅を加熱した後に冷却するものであって、該黄銅を５００〜６５０℃の温度域に加熱した後、該黄銅を４５０℃以下まで冷却することが好ましい。
本発明の第２１態様に係る黄銅材の塑性加工方法は、黄銅を３００〜５５０℃に加熱して塑性加工を行う黄銅材の塑性加工方法であって、この塑性加工の際の該黄銅の据え込み率が４０％以上であることを特徴とする。
本発明の第２２態様に係る黄銅材の塑性加工方法は、黄銅を３００〜５５０℃に加熱して塑性加工を行う黄銅材の塑性加工方法であって、この塑性加工の際の該黄銅の据え込み率が７０％以上であることを特徴とする。
本発明の第２３態様に係る黄銅は、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜５０ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを０．５〜７ｗｔ％含有する黄銅であって、該黄銅を加熱した後に冷却することにより結晶粒内に析出した異相を有し、該黄銅は該γ相を１〜５０ｗｔ％有し、該γ相の短軸の平均結晶粒径が５μｍ以下であることを特徴とする。
本発明の第２４態様に係る黄銅は、見掛け上のＺｎ含有量が４５〜５０ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを０．５〜７ｗｔ％含有する黄銅であって、該黄銅を加熱した後に冷却することにより結晶粒内に析出した異相を有し、該黄銅は該β相を２５〜４５ｗｔ％有するとともにγ相を２５〜４５ｗｔ％有し、、該γ相の短軸の平均結晶粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする。
本発明の第２５態様に係る黄銅は、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜５０ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを３．５〜７ｗｔ％含有する黄銅であって、該黄銅を加熱した後に冷却することにより結晶粒内に析出した異相を有し、該黄銅は該β相を２５〜４５ｗｔ％有するとともにγ相を２５〜４５ｗｔ％有し、該γ相の短軸の平均結晶粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする。
本発明の第２６態様に係る黄銅材の塑性加工方法は、黄銅材を３００〜５５０℃に加熱して塑性加工を行う黄銅材の塑性加工方法であって、上記塑性加工の際に該黄銅材に動的再結晶が生じていることを特徴とする。また、上記塑性加工の際に上記黄銅材にはγ相が存在していることが好ましい。
本発明の第２７態様に係る黄銅の製造方法は、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを１．７〜２．２ｗｔ％含有する黄銅の製造方法であって、該黄銅を３００〜５５０℃又は４００〜５５０℃の範囲内で熱間加工する工程を具備することを特徴とする。この温度範囲内で熱間加工することにより、該黄銅の再結晶温度域において、α、β、γ相の最適比率を確保して３相による異相界面すべりを有効に働かせることができる。さらには、低温域での高い熱間加工性を実現することによって、加工設備の耐久性向上にも寄与する。つまり、加工の際の寸法精度が良くなるとともに、金型寿命が長くなる。
本発明の第２８態様に係る黄銅の製造方法は、見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４６ｗｔ％であるとともに、Ｓｎを１．７〜２．２ｗｔ％含有する黄銅の製造方法であって、押し出し時の温度が３００〜６５０℃の範囲内であり、かつ押し出し時の断面減少率が９０％以上である条件下で、上記黄銅を熱間押し出しする工程と、該黄銅を３００〜５５０℃又は４００〜５５０℃の範囲内で熱間加工する工程と、を具備することを特徴とする。
本発明の第２９態様に係る黄銅材の塑性加工方法は、Ｓｎを０．５〜７ｗｔ％含有する黄銅材の塑性加工方法であって、この塑性加工を３００〜５５０℃の範囲内で行うことを特徴とする。
本発明の第３０態様に係る黄銅材の塑性加工方法は、Ｓｎを０．５〜７ｗｔ％含有する黄銅材の塑性加工方法であって、この塑性加工の際の該黄銅材の温度が、該加工中に再結晶を起こす温度域で且つ５５０℃以下の温度域であることを特徴とする。
本発明の第３１態様に係る黄銅材の塑性加工方法は、３００℃以上の温度域又は加工中に再結晶を起こす温度域で黄銅材を塑性加工する方法であって、この塑性加工の際に該黄銅材にはγ相が存在していることを特徴とする。また、上記γ相が存在する比率が１〜５０ｗｔ％の範囲内であることが好ましい。また、上記γ相が存在する比率が２５〜４５ｗｔ％の範囲内であり、上記塑性加工の際の黄銅材にはさらにβ相が存在し、その存在比率が２５〜４５ｗｔ％であることがさらに好ましい。
本発明の第３２態様に係る黄銅の塑性加工方法は、３００℃以上の温度域又は加工中に再結晶を起こす温度域で黄銅材を塑性加工する方法であって、この塑性加工の際に該黄銅材にはα相及びβ相が存在し、該α相の存在比率が３０〜７５ｗｔ％の範囲内であり、該β相の存在比率が５〜５５ｗｔ％の範囲内であることを特徴とする。
また、本発明の第３１態様に係る黄銅の塑性加工方法において、上記γ相の短軸の平均結晶粒径が１５μｍ以下であることが好ましい。また、上記γ相の短軸の平均結晶粒径が５μｍ以下であることが好ましい。
また、本発明の第３１態様又は第３２態様に係る黄銅材の塑性加工方法において、上記黄銅材の結晶粒における短軸の平均結晶粒径が１５μｍ以下であることが好ましい。また、上記γ相の結晶粒が球状であることが好ましい。
本発明の第３３態様に係る黄銅材の塑性加工方法は、常温でγ相を有する黄銅材を塑性加工する方法であって、この塑性加工の際の黄銅材の温度が５５０℃以下であることを特徴とする。
本発明の第３４態様に係る黄銅材の塑性加工方法は、３００℃以上の温度域又は加工中に再結晶を起こす温度域で黄銅材を塑性加工する方法であって、黄銅材を準備する第１の工程と、該黄銅材を上記温度域まで加熱する第２の工程と、該加熱された黄銅材に塑性加工を施す第３の工程と、を具備し、上記第３の工程中のγ相の面積比率が上記第１の工程中のそれに比べて増加していることを特徴とする。また、上記第２の工程終了後のγ相の面積比率は、上記第１の工程中のそれに比べて増加していることが好ましい。また、上記黄銅材をγ相が析出する温度域より高い温度域に加熱し、その後、該黄銅材を急冷する工程を、上記第１の工程中にさらに含むことが好ましい。また、上記黄銅材を急冷した際に上記γ相が析出する温度域を通過する時の冷却速度が、γ相の析出が飽和しない冷却速度であること、具体的には５℃／ｓｅｃ以上であることが好ましい。また、上記黄銅材を急冷した際に上記γ相が析出する温度域を通過する時の冷却速度が、γ相が析出しない冷却速度であること、具体的には１５℃／ｓｅｃ以上であることが好ましい。
本発明の第３５態様に係る黄銅材の塑性加工方法は、３００℃以上の温度域又は加工中に再結晶を起こす温度域で黄銅材を塑性加工する方法であって、黄銅材を準備する第１の工程と、該黄銅材を上記温度域まで加熱する第２の工程と、該加熱された黄銅材に塑性加工を施す第３の工程と、を具備し、上記第３の工程中の該黄銅材は、上記第１の工程中のそれに比べて平均結晶粒径が微細化していることを特徴とする。また、上記第２の工程終了後の黄銅材は、上記第１の工程中のそれに比べて平均結晶粒径が微細化していることが好ましい。また、上記黄銅材をγ相が析出する温度域より高い温度域に加熱し、その後、該黄銅材を急冷する工程を、上記第１の工程中にさらに含むことが好ましい。また、上記黄銅材を急冷した際に上記γ相が析出する温度域を通過する時の冷却速度が、γ相が析出しない冷却速度であること、具体的には１５℃／ｓｅｃ以上であることが好ましい。なお、上記冷却速度をγ相が析出しない速度とした理由は、γ相の析出が飽和しない（５℃／ｓｅｃ以上）速度とすると上記第２の工程で黄銅材を加工温度まで加熱した際に、β粒界にγ相が析出し、結晶粒が微細化されない可能性があるからである。
５．  発明を実施するための最良の形態
以下、図面を参照して本発明の第１の実施の形態について説明する。
［供試材の作製］
第１図は、本発明の第１の実施の形態による黄銅材の一例としての供試材の化学成分を示す図である。第２図は、供試材（サンプル）の製造条件を示す図である。第３図は、供試材の作製フローを示す図である。
供試材としての開発材１〜３及び従来材を第３図に示す作製フローにより作製する。
すなわち、黄銅スクラップに錫、鉛を添加して溶解する。この際、溶解成分を第１図に示すように調整した後、鋳造してインゴットを製造する。このインゴットのサイズは、第２図に示すように、開発材１〜３がφ１８０ｍｍであり、従来材がφ２５０ｍｍである。
次に、インゴットを所定の大きさに切断した後、このインゴットを第２図に示す押出温度まで加熱する。次いで、開発材１〜３については１６５０トンの直接押出機を用いて第２図に示す押出温度で熱間押出しを行う。また、従来材については３２００トンの直接押出機を用いて第２図に示す押出温度７００℃で熱間押出しを行う。その後、供試材を冷却することによりサンプルを製造した。このサンプルのサイズは開発材１〜３及び従来材ともにφ３０ｍｍである。
上記供試材の中で開発材１〜３を第１図に示す成分にしているのは、熱間鍛造温度域でのβ相比率を上げるように成分を決定したからである。また、耐食性を向上させる目的で錫を添加している。錫は、亜鉛当量が２であることから、見かけ上の亜鉛量の増加やγ相の析出に寄与するものである。
ここで、開発材１〜３において、押出し温度を従来材の７００℃から５３０〜５８０℃へと低下させたのは、結晶粒径を微細化させるためである。
［据え込み試験］
開発材１〜３及び従来材それぞれのサンプルから試験片を切り出し、据え込み試験を行った。第４図は、据え込み試験片を示す斜視図である。この据え込み試験片は、φ３０ｍｍで高さ３０ｍｍの円柱形状を有するものである。
第５図は、据え込み試験条件を示す図である。この試験は、試験片を２５分で５００〜７００℃まで昇温し、この温度で５分間保持した後、４．７／ｓｅｃの歪み速度で据え込みを行うものである。なお、本試験には、２５０トンのＮＣ制御油圧プレスを使用した。
［据え込み試験実験結果］
第６図は、６００℃、据え込み率７０％の時の開発材２と従来材の試験片の平面写真を示す図である。第７図は、第６図に示す開発材２と従来材の試験片の側面写真を示す図である。これらの写真によれば、従来材には大きな割れが発生していたが、開発材２には割れが発生しなかった。
第８図は、第４図及び第５図に示す据え込み試験の結果をまとめて示す図である。この図から従来材に比べ開発材２及び３は良好な据え込み性を有している事が分かった。特に開発材２は５００〜７００℃という低温から高温までの広い温度範囲にわたって熱間加工性に優れている事を確認できた。また、開発材３は６００〜７００℃という高温側での熱間加工性に優れている。これに対して開発材１は、第１図に示すように銅含有量が高く錫含有量が低いため、従来材と同等以下の据え込み性しか得られなかった。
第９図は、歪み速度を変えた場合における開発材２と従来材の限界据え込み率の結果を示す図である。開発材２は、すべての温度域で従来材を上回る延性を示し、４５０℃の低温域で５０％の限界据え込み率を示した。さらに、従来材は、４５０℃になると急激に延性が低下するのに対し、開発材２は４５０℃でもさほど延性は低下していない。
また、開発材２は、歪み速度を遅くすることにより据え込み性が向上する効果が確認された。この据え込み試験条件は後述する引張試験より高速域（実用域）であるが、開発材２の熱間延性は、歪み速度＝８．３×１０−２ｓｅｃ−１の引張試験結果と比較してもさほど低下していない。
［高温引張り試験］
開発材２及び従来材それぞれから試験片を切り出し、高温引張り試験を行った。第１０図は、高温引張り試験片を示す断面図である。この試験片は、標点間距離１２ｍｍ、外径φ２．５ｍｍの形状を有する。
第１１図は、高温引張り試験条件を示す図である。この試験は、試験片を１０分で４００〜６５０℃まで昇温し、この温度で５分間保持した後、８．３×１０−４ｓｅｃ−１、８．３×１０−３ｓｅｃ−１又は８．３×１０−２ｓｅｃ−１の初期歪み速度で引張り試験を行うものである。なお、使用した引っ張り試験機は機械式を用い、加熱は電気ヒータで、雰囲気は大気中とした。
［高温引張り試験結果］
据え込み試験で最も良好な結果を示した開発材２について高温引張り試験を実施した。また、従来材についても高温引張り試験を実施した。第１２図は、高温引張り試験における温度と伸びとの関係を示す図である。
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３×１０−３，８．３×１０−２）および全ての温度範囲において、開発材２は従来材と比較して著しく延性が向上していることを確認した。特に４００〜４５０℃という低温側における延性が大幅に改善されているとが分かった。また、低歪み速度（８．３×１０−４）において、開発材２は５００〜６００℃で２００％の伸びを、４００〜４５０℃で３００％近い伸びを示している。このように、従来材では脆性域である温度領域の方が延性が大きくなっていることが分かった。
第１３図は、高温引張り試験における温度と変形抵抗の関係の一例と
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示す図である。変形抵抗は、引っ張り試験における最大のみかけ応力により表している。最大のみかけ応力とは、Ｐｍａｘ／Ａ０をいう。Ｐｍａｘは最大荷重であり、Ａ０は試験片の初期断面積である。
従来材がほぼ温度の上昇に比例して変形抵抗が低下しているのに対して、開発材２は変形抵抗の温度依存性が極めて低いことが分かった。このため、６５０℃における従来材と開発材２の変形抵抗がほぼ同等であるものの、それ以下の全温度域における開発材２の変形抵抗は従来材のそれを大きく下回った。
第１４図は、開発材２の引張り試験における応力−歪み線図を示す図
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を見ると、引張り開始直後に急激に応力が上昇した後、伸びが増加するにもかかわらず応力は減少、その後はほぼ一定の応力で伸びが継続している事が分かる。
［結晶組織の観察］
開発材２が広い温度範囲において大きな延性を示すことについて考察するために、各温度域における開発材２の結晶組織の観察を実施した。開発材２を試験温度まで加熱・保持した後、水冷により急冷した。このようにして各温度域での組織観察を行った。なお、本試験の各材料については、急冷による変態などの組織変化が発生しないことを確認している。
第１５図は、４５０℃まで加熱・保持した後、水冷により急冷した開発材２と従来材の結晶組織写真を示す図である。第１６図は、５５０℃まで加熱・保持した後、水冷により急冷した開発材２と従来材の結晶組織写真を示す図である。第１７図は、６５０℃まで加熱・保持した後、水冷により急冷した開発材２と従来材の結晶組織写真を示す図である。第１８図は、７００℃まで加熱・保持した後、水冷により急冷した開発材２と従来材の結晶組織写真を示す図である。
第１５図に示すように、開発材２と従来材はともに４５０℃での結晶粒径が約１０μｍ程度であった。また、第１５図〜第１８図に示すように、開発材２が温度上昇によらず結晶粒の粗大化が見られなかったのに対して、従来材は温度上昇とともに若干粗大化する傾向を示した。また、第１６図及び第１７図に示すように、５５０℃、６５０℃での開発材２は「α＋β」の２相混合組織であるが、第１５図に示すように、４５０℃での開発材２はγ相が析出し「α＋β＋γ」の３相混合組織となった。このγ相はα相とβ相の境界域に析出した。
なお、第１５図〜第１８図の写真中に見られる黒点は切削性改善のために入れられた鉛であり、浜崎らの報告［浜崎正直ほか：日本金属学会秋期大会講演概要集（１９９４）、１０３］で熱間延性に対しては阻害要因となることが示されている。
第１９図は、開発材２及び従来材それぞれの各温度域における相比率と結晶粒径を示す図である。開発材２は、４５０℃で３相混合相となり、５００℃以上の温度域では温度の上昇に伴いβ相の比率が大きくなり、６５０℃では１０％のα相が島状に浮かんだ状態となり、７００℃ではα相は消失しβ単相となった。一方、従来材は、第１図に示すように銅を多く含有し錫をほとんど含まないことから、「α＋β」の２相混合組織となり、６５０℃においてもα相が５０％以上残留していた。
［考察］
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×１０−４）場合で比較する。第１２図及び第１９図に示すように、α＋βの２相領域で２００％程度の良好な伸びを示すのは５００〜６００℃の温度域である。この温度域では、第１９図に示すようにβ相比率が５０〜７０％である。β相比率が９０％となるのは６５０℃の温度域であり、この温度域になると第１２図に示すように延性が低下した。
一方、従来材は４５０〜６５０℃の範囲では第１９図に示すようにα＋βの２相組織である。開発材２と同様に、相比率と伸びを低歪み速度
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なる４００〜５５０℃の温度域ではβ相が少なすぎるために、第１２図に示すように高延性は得られなかった。
このような事から、延性の向上はβ相が一定の比率にあるとき得られる事が考えられる。この機構は次のように考えられる。
まず、α、β相の硬度は３５０℃付近で同程度であるが、４００℃付近になるとβ相は急速に軟化しα相の約１／２の硬度になり、α、β相の硬度差が大きくなる。このような状態で外力を受けると、β相はα相に比較して高い延性を有するため、熱間温度域において軟質なβ相粒は硬質なα相粒により変形を受けやすい。
熱間温度域における変形がα相とβ相の異相界面のすべりにより生じるに当たり、α相からβ相に与えられた歪みエネルギーによりすべり面近傍の再結晶を促進し、与えられたひずみ状態を緩和・消去して変形前の初期状態に戻すことの一連の循環により高延性を示すことが考えられる。この異相昇面における粒界すべりを最も多く生じさせる幾何学的条件が、α・β相比の適正域を生じさせているものと考えられる。
つまり、α（硬）、β（軟）という異相を適正な比率で存在させ、異相界面でのすべり易さ［橋本敏ほか：日本金属学会会報、３１（１９９２）、１１６］を利用すること、さらに歪みを分散・均一化し、動的再結晶速度を上げるために結晶粒を微細化することにより、従来材よりも、より低温側で高延性を得ることができた。
なお、β相比率が９０％以上と非常に多くなると、結晶粒の成長、粗大化が起こる［日本伸銅協会：銅および銅合金の基礎と工業技術（１９９４）、５４１］と同時に前述のα相粒によるβ相粒へのひずみエネルギー付与が行われなくなることから、延性が低下するものと考えられる。
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以下のα＋β＋γの３相領域では、さらに延性が向上した。これは硬度差の大きいα、β相によるα−β界面に加え、さらに硬いγ相の存在によるα−γ界面とβ−γ界面が加わり、すべりを生ずる異相界面が結晶粒の３相化により増加したためと考えられる。ただし、現時点ではγ相の各温度域での機械的特性等の詳細が不明であることから、各相の延性に及ぼす役割は明確になっていない。
また、延性向上の他の理由としては、開発材２は結晶粒径が約１０μｍまで微細化された材料であり（従来材は約１５μｍ）、異相界面の面積が増加したことが考えられる。
一方、第１２図に示すように、歪み速度を８．３×１０−４ｓｅｃ−１からその１０倍、１００倍に上げた場合は、最大伸びは１００％付近まで減少し伸びのピークも高温側へ移動する。これは、歪み速度が速くなると、動的再結晶の速度が追いつかなくなって、最大伸びが減少する一方、低温側に比べて動的再結晶の速度が速い高温側は、伸びの減少が小さいためだと考えられる。また、変形の主体が粒界すべりから粒内変形に移行したことも考えられる。
なお、従来材において６００℃で急激に延性が向上した。これは引っ張り試験における変形の際の条件が開発材２と同様な温度域・ひずみ速度条件となったため、結晶粒が微細化されて延性向上をもたらしたものと考えられる。これを確認するために、引っ張り試験開始後の破断前に試験を中止し、水冷により急冷して組織観察を行ったところ、結晶粒径は９μｍであった。
以上のように、開発材２では結晶制御（αβ相比率制御、結晶粒微細化）により、従来の銅−亜鉛合金にない優れた熱間延性を得ることができた。
また、開発材２では錫添加によりγ相を析出させ、結晶粒微細化と併せてαβγ相比率を制御することにより、従来得られなかった低温での大きな延性を得ることができた。
よって、６００℃以下の低温での鍛造が行え、高精度・高面粗度・複雑形状を同時に実現するニアネットシェイプ鍛造の可能性を大きなものとすることができた。
次に、図面を参照して本発明の第２の実施の形態について説明する。
［供試材の作製］
第２０図は、本発明の第２の実施の形態による黄銅材の一例としての供試材の組成及び見掛け上のＺｎ含有量を示す図である。第２１図は、供試材からなる棒材の製造方法を示す図である。
供試材としての開発材２，４〜７及び比較材からなる棒材を以下の方法により製造する。
まず、黄銅スクラップに錫、鉛を添加して溶解する。この際、溶解成分を第２０図に示すように調整した後、鋳造してインゴットを製造する。次に、インゴットを所定の大きさに切断した後、このインゴットを第２１図に示す押出し温度まで加熱する。この際の温度は、開発材２，４〜７が５５０℃で、比較材が７００℃である。次いで、開発材２，４〜７については直接押出機を用いて５５０℃の押出温度で熱間押出しを行う。この押出しによって開発材の結晶粒径が微細化される。押出し時に結晶粒が再結晶化されるためである。また、比較材については直接押出機を用いて７００℃の押出温度で熱間押出しを行う。
この後、第２１図に示すように、開発材４については水冷により１５℃／ｓｅｃ程度の速度で急冷することによってサンプルを製造した。また、開発材２，５及び比較材については空冷（５℃／ｓｅｃ程度）することによりサンプルを製造した。なお、５℃／ｓｅｃの冷却速度は、冷却中に結晶粒径が粗大化しない速度である。（開発材中にγ相は析出するがそのγ相の析出が飽和しない速度である。）１５℃／ｓｅｃの冷却速度は、開発材中にγ相が析出しない速度である。
また、開発材６については、空冷した後、結晶組織がβ単相となる７００℃まで加熱し、その後、１０℃／ｓｅｃ程度の速度で急冷することにより４５０℃まで冷却し、その後空冷することによりサンプルを製造した。また、開発材７については、空冷した後、結晶組織がβ単層となる７００℃まで加熱し、その後、１０℃／ｓｅｃ程度の速度で急冷することにより４５０℃まで冷却し、次に、球状化処理を施すべく、この４５０℃で２時間保持した後、空冷することによりサンプルを製造した。
上記供試材の中で開発材２，４〜７を第２０図に示す成分にしているのは、熱間鍛造温度域でのが相比率を上げるように成分を決定したからである。また、耐食性を向上させる目的で錫を添加している。錫は、亜鉛当量が２であることから、見かけ上の亜鉛量の増加やγ相の析出に寄与するものである。
また、開発材２，４〜７において、押出し温度を比較材の７００℃から５５０℃へと低下させたのは、結晶粒径を微細化させるためである。
また、開発材６，７において、加熱した後に急冷するのは、該冷却中に結晶粒内に異相を析出させて結晶を微細化させるためである。（急冷でないと、異相析出が結晶粒界に起こるため、結晶は微細化されない。）この場合、β相粒内にγ相が析出される。なお、開発材５では、Ｓｎ添加量、見掛け上のＺｎ含有量が大きいため、加熱後に急冷せずとも異相析出が結晶粒内に起こって結晶が微細化される。
［据え込み試験］
開発材２，４〜７及び比較材それぞれのサンプルから試験片を切り出し、据え込み試験を行った。
開発材２，４〜７及び比較材については、試験片を２５分で４５０℃まで昇温し、この温度で５分間保持した後、０．９ｓｅｃ−１の歪み速度で据え込みを行った。さらに開発材５については、各試験片を３００℃、３５０℃、４００℃までそれぞれ昇温し、これらの温度で５分間保持した後、０．９ｓｅｃ−１の歪み速度で据え込みを行った。なお、本試験には、２５０トンのＮＣ制御油圧プレスを使用した。
また、上記のように開発材２，４〜７に据え込みを行っている時には、該開発材にγ相が存在している。また、この据え込みを行っている際には動的再結晶を起こしていると考えられる。
［据え込み試験実験結果］
第２２図は、上記据え込み試験の結果としての開発材２，４〜７と比較材の限界アップセット率（据え込み試験における限界据え込み率）を比較するための図である。なお、限界アップセット率４０％以上のものが好ましい材料である。開発材２，４〜７は、比較材を上回る延性を示している。４５０℃で据え込みを行った開発材２，４〜７は、４０％以上の限界アップセット率を示した。特に、４５０℃で据え込みを行った開発材５，７は、７０％以上の限界アップセット率を示した。また、開発材５については、３００〜４００℃の低温域でも４０％以上の限界アップセット率を示した。
このようにアップセット率が向上したのは、開発材の結晶粒径を微細化することによりアップセット時に粒界すべりが有効に働いたためと考えられる。
また、開発材５において４５０℃での限界アップセット率が８０％という非常に高い鍛造性の向上を示しているのは、α相、β相、γ相が同程度の比率で、α相とβ相、α相とγ相、β相とγ相という硬度の異なる異相界面が分散し、粒界すべりがバランス良く働いたためだと考えられる
［結晶組織の観察］
開発材２，４〜７が４５０℃の低温において高い限界アップセット率を示すことについて考察するために、４５０℃における開発材２，４〜７及び比較材それぞれの結晶組織の観察を実施した。なお、本試験の各材料については、急冷による変態などの組織変化が発生しないことを確認している。
第２４図は、第２１図に示す棒材の製造方法により製造された開発材２，４，５を、４５０℃まで加熱・保持した後、水冷により急冷した場合の結晶組織写真を示す図である。
第２４図に示すように、４５０℃での開発材２において、α相の結晶粒径が約１３μｍ程度であり、γ相の短軸粒径が約３μｍ程度であった。また、開発材４において、α相の結晶粒径が約１０μｍ程度であり、γ相の短軸粒径が約３μｍ程度であった。また、開発材５において、α相の短軸の結晶粒径が約３μｍ程度であり、γ相の短軸粒径が約５μｍ程度であった。また、開発材５では、γ相が粒界に析出するのが抑止されている。これは、開発材５の組成を第２０図に示すように調整したためである。また、γ相が粒界に析出すると結晶粒径が微細化しないからである。
第２５図は、第２１図に示す棒材の製造方法により製造された開発材６，７及び比較材を、４５０℃まで加熱・保持した後、水冷により急冷した場合の結晶組織写真を示す図である。
第２５図に示すように、４５０℃での開発材６において、α相の短軸の結晶粒径が約３μｍ程度であり、γ相の短軸粒径が約３μｍ程度であった。また、開発材７において、α相の結晶粒径が約５μｍ程度であり、γ相の短軸粒径が約３μｍ程度であり、γ相の結晶が球状となった。また、比較材において、α相の結晶粒径が約１５μｍ程度であった。また、開発材６，７では、γ相が粒界に析出されるのが抑止されている。これは、開発材６，７の製造過程で冷却速度を上述したように制御したためである。
第２６図は、第２１図に示す棒材の製造方法により製造された開発材４の常温での結晶組織写真を示す図である。常温での開発材４におけるα相の結晶粒径は約１０μｍ程度であった。
また、第２４図に示す開発材４の結晶組織は、第２６図に示す開発材４の結晶組織に比べてγ相の面積比率が増加している。この事から、第２１図に示す棒材の製造方法により製造された開発材４を４５０℃まで加熱すると、加熱する前（即ち棒材の状態）に比べてγ相の面積比率が増加することが分かる。従って、前述したように開発材４を４５０℃の温度で据え込みを行っている時のγ相の面積比率は、４５０℃に加熱する前の常温での開発材４のそれに比べて増加しているといえる。
また、第２４図に示す開発材４の結晶組織は、第２６図に示す開発材４の結晶組織に比べて平均結晶粒径が微細化している。この事から、第２１図に示す棒材の製造方法により製造された開発材４を４５０℃まで加熱すると、加熱する前（即も棒材の状態）に比べて平均結晶粒径が微細化することが分かる。従って、前述したように４５０℃の温度で据え込みを行っている時の開発材４の平均結晶粒径は、４５０℃に加熱する前の常温での開発材４のそれ比べて微細化しているといえる。
第２４図〜第２６図に示すように、開発材２，４〜７は比較材に比べてα相の結晶粒径が小さいことが分かる。また、比較材はγ相を有しないのに対して、開発材２，４〜７はγ相を有する。
第２３図は、開発材２，４〜７及び比較材が棒材（常温）の時の相比率と結晶粒径、並びに、４５０℃の時の相比率と結晶粒径を示す図である。開発材２，４〜７は、常温又は４５０℃で少なくともα相とγ相を有する。一方、比較材は、第２０図に示すように銅を多く含有し錫をほとんど含まないことから、「α＋β」の２相混合組織となっていた。
［考察］
第２３図に示すように、比較材はγ相を有しないが、開発材２，４〜７は少なくとも４５０℃の時にはγ相を有する。この事から、延性はγ相を有するときにさらに向上する事が考えられる。すなわち、第２２図に示すように、開発材２より開発材４〜７の方が限界アップセット率は良いことから、γ相の比率が大きい方がさらに延性が向上することが考えられる。
以上のように、開発材２，４〜７では結晶制御（αβγ相比率制御、結晶粒微細化）により、従来の銅−亜鉛合金にない優れた熱間延性を得ることができた。  よって、４５０℃以下の低温での鍛造が可能となり、高精度・高面粗度・複雑形状を同時に実現するニアネットシェイプ鍛造の可能性をより大きなものとすることができた。
第２７図は、開発材２，４〜７及び比較材それぞれについて、強度（０．２％耐力）、耐食性（耐脱亜鉛腐食性）、耐エロージョン腐食性及び耐応力腐食割れ性を試験した結果を示す図である。
強度（０．２％耐力）については、２５０Ｎ／ｍｍ２以上を合格「○」とし、２５０Ｎ／ｍｍ２未満を不合格「×」とした。
耐食性（耐脱亜鉛腐食性）については、日本伸銅協会技術標準（ＪＢＭＡＴ−３０３）による脱亜鉛腐食試験にて、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以下を合格「○」とし、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以下を合格「○」とし、これらの基準に満たないものを不合格「×」とした。
耐エロージョン腐食性については、１５００時間経過後の漏れない締め付けトルクが、０．８Ｎ・ｍ以上を不合格「×」とし、０．８Ｎ・ｍ未満を合格「○」とした。
耐応力腐食割れ性については、試験材に荷重を加えながら２４時間経過後に割れない最大応力が、１８０Ｎ／ｍｍ２以上を合格「○」とし、１８０Ｎ／ｍｍ２未満を不合格「×」とした。
第２７図によれば、開発材２，４〜７は全試験について合格であったのに対して比較材は全試験について不合格であった。この事から、開発材２，４〜７は、鍛造性において優れているだけでなく、強度、耐食性、耐エロージョン腐食性及び耐応力腐食割れ性についても優れていることが確認できた。
本発明は上記実施の形態に限定されず、種々変更して実施することが可能である。例えば、外力を受けたとき変形して歪みが分散して生じる結晶組織を有し、前記変形による歪みエネルギーが前記金属結晶の再結晶化のエネルギー源となる金属材料であって、前記結晶組織が、硬度の異なる第１乃至第３の結晶もしくは相を含む金属材料であれば、上述した金属材料以外の他の金属材料に本発明を適用することも可能である。
６．  産業上の利用の可能性
本発明の金属材料、黄銅及びその製造方法並びに黄銅材の塑性加工方法は、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。以下に幾つかの具体例を示す。
本発明は、板材、管材、棒材、線材および塊材のいずれかの形態である金属素材、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、切削加工および研削加工のいずれかの加工を施された金属素材、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；並びに、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のいずれかの表面処理を施された金属素材、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；などの金属製品に適用することができる。
また、本発明は、自動車、二輪車、大型船舶、小型船舶、鉄道車両、航空機、宇宙船、エレベータ、遊戯乗り物、輸送機器、建設機械、溶接機、金型、ローラコンベア、熱交換機、産業機械、鍵盤楽器、管楽器、打楽器、視聴覚機器、気体・液体制御機器、家庭電化製品、縫い機、編み機、遊戯具、屋外電気製品、屋内電気製品、電気・電子回路、住宅用品、建材、住宅外装品、住宅内装品、神社仏閣用品、精密機械、光学機器、測定・計測機器、時計、筆記具、事務用品、給排水配管用品、バルブ、水栓、装飾品、服飾品、スポーツ用品、武器、缶、容器、医療器具、工具、農具、土木具、食器、日常生活用品、雑貨、園芸具及び小物などの金属製品に適用することができる。
また、本発明は、トランスミッション部品、エンジン部品、ラジエター部品、車両ボディー、外装部品、内装部品、駆動系部品、ブレーキ部品、操舵部品、空調機部品、サスペンション部品、油圧ポンプ部品、船舶艤装部品、計器部品、歯車、軸受け、プーリー、動力継ぎ手、配管継ぎ手、燃料管、排気管、ガスケット、燃料ノズル、エンジンブロック、機械ケーシング、モール、ドアハンドル、ワイパー、メーター部品、警報器部品、エアノズル、車軸、ホイールベース、弁、ピストン、マスト、スクリュー、プロペラ、ファン、機械ハンドル、ガス溶接機部品、アーク溶接機部品、プラズマ溶接機部品、溶接トーチ、金型、ベアリング、機械的摺動部品、熱交換機用部品、ボイラー部品、太陽熱温水器部品、楽器ペダル、共鳴パイプ、楽器レバー、楽器フレーム、太鼓ケトル、シンバル、オーディオアンプ部品、ビデオプレーヤ部品、カセットプレーヤ部品、ＣＤプレーヤ部品、ＬＤプレーヤ部品、調節つまみ、機器脚、機器シャーシ、スピーカコーン、給湯機部品、電気温水器部品、減圧弁、逃がし弁、ルームヒータ部品、気化器、ルームクーラー部品、冷媒管、サービスバルブ、フレアナット、貯湯容器、ガス配管、ガスノズル、バーナ、ポンプ部品、洗濯機部品、パチンコ台部品、スロットマシン都品、自動販売機部品、コイン投入口、コインアクセプタ、制御基板部品、プリント配線部品、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、半田、建材取付け部品、住宅壁パネル、鉄筋、鉄骨、ドアパネル、ドアノブ、錠、ヒンジ、門柱、門扉、フェンス、外灯笠、外灯支柱、シャッター、郵便受け、スプリンクラー、フレキシブル管、雨どい、屋根、手すり、コンロ台天板、ガスコンロバーナ、配水口目皿、排水栓、玉鎖、ハンガー、散水板、固定金具、タオルバー、シャンデリア部品、照明部品、装飾置物、椅子脚、テーブル脚、テーブル天板、家具取っ手、家具レール、棚の調整ネジ、仏壇部品、仏像、燭台、鐘、カメラ部品、望遠鏡部品、顕微鏡部品、電子顕微鏡部品、レンズマウント、レンズホルダー、腕時計部品、掛け時計部品、置き時計部品、時計針、時計振り子、ボールペン部品、シャープペンシル部品、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、排水プラグ、硬質塩化ビニル管継ぎ手、排水溝、エルボ管、管継ぎ手、フレキシブル継ぎ手用ベローズ、給排水コック、便器用接続フランジ、ピアス、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、ペンダント、指輸、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、衣裳金具、ボタン、ファスナー部品、ホック、ベルト金具、ゴルフクラブ部品、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、燃料缶、塗料缶、粉缶、液缶、ガス缶、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、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、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、カップ、レプリカ、ライター、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、及びキャスターなどの金属製品に適用することができる。
【図面の簡単な説明】
第１図は、本発明の第１の実施の形態による黄銅の一例としての供試材の化学成分を示す図である。
第２図は、本発明の第１の実施の形態による黄銅の製造方法における供試材（サンプル）の製造条件を示す図である。
第３図は、本発明の第１の実施の形態による黄銅の製造方法における供試材の作製フローを示す図である。
第４図は、据え込み試験片を示す斜視図である。
第５図は、据え込み試験条件を示す図である。
第６図は、６００℃、据え込み率７０％の時の開発材２と従来材の試験片の平面写真を示す図である。
第７図は、第６図に示す開発材２と従来材の試験片の側面写真を示す図である。
第８図は、第４図及び第５図に示す据え込み試験の結果をまとめて示す図であ。
第９図は、歪み速度を変えた場合における開発材２と従来材の限界据え込み率の結果を示す図である。
第１０図は、高温引張り試験片を示す断面図である。
第１１図は、高温引張り試験条件を示す図である。
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ある。
第１３図は、高温引張り試験における温度と変形抵抗の関係の一例と
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示す図である。
第１４図は、開発材２の引張り試験における応力−歪み線図を示す図である。
第１５図は、４５０℃まで加熱・保持した後、水冷により急冷した開発材２と従来材の結晶組織写真を示す図である。
第１６図は、５５０℃まで加熱・保持した後、水冷により急冷した開発材２と従来材の結晶組織写真を示す図である。
第１７図は、６５０℃まで加熱・保持した後、水冷により急冷した開発材２と従来材の結晶組織写真を示す図である。
第１８図は、７００℃まで加熱・保持した後、水冷により急冷した開発材２と従来材の結晶組織写真を示す図である。
第１９図は、開発材２及び従来材それぞれの各温度域における相比率と結晶粒径を示す図である。
第２０図は、本発明の第２の実施の形態による黄銅材の一例としての供試材の組成及び見掛け上のＺｎ含有量を示す図である。
第２１図は、供試材からなる棒材の製造方法を示す図である。
第２２図は、上記据え込み試験の結果としての開発材２，４〜７と比較材の限界アップセット率を比較するための図である。
第２３図は、開発材２，４〜７及び比較材が棒材（常温）の時の相比率と結晶粒径、並びに、４５０℃の時の相比率と結晶粒径を示す図である。
第２４図は、第２１図に示す棒材の製造方法により製造された開発材２，４，５を、４５０℃まで加熱・保持した後、水冷により急冷した場合の結晶組織写真を示す図である。
第２５図は、第２１図に示す棒材の製造方法により製造された開発材６，７及び比較材を、４５０℃まで加熱・保持した後、水冷により急冷した場合の結晶組織写真を示す図である。
第２６図は、第２１図に示す棒材の製造方法により製造された開発材４の常温での結晶組織写真を示す図である。
第２７図は、開発材２，４〜７及び比較材それぞれについて、強度（０．２％耐力）、耐食性（耐脱亜鉛腐食性）、耐エロージョン腐食性及び耐応力腐食割れ性を試験した結果を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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【図１９】
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【図２０】
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【図２１】
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【図２２】
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【図２３】
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【図２４】
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【図２５】
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【図２６】
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【図２７】
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