(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
見掛け上のＺｎ含有量が３３．５〜４３ｍａｓｓ％であり、Ｓｎ含有量が０．５〜２．０ｍａｓｓ％である黄銅管材を準備する第１の工程と、
前記黄銅管材に熱処理を施すことにより、前記黄銅管材の結晶組織中のα相の面積比率を９５％以上に増加させる第２の工程と、
前記黄銅管材に冷間加工を施す第３の工程と、
前記黄銅管材を４００〜５００℃に加熱することにより、前記黄銅管材の結晶組織中のγ相の面積比率を３〜１０％に増加させる第４の工程と、
を具備することを特徴とする黄銅管材の製造方法。
【請求項２】
見掛け上のＺｎ含有量が３３．５〜４３ｍａｓｓ％であり、Ｓｎ含有量が０．５〜２．０ｍａｓｓ％である黄銅管材を準備する第１の工程と、
前記黄銅管材に熱処理を施すことにより、前記黄銅管材の結晶組織中のα相の面積比率を９５％以上に増加させる第２の工程と、
前記黄銅管材に冷間加工を施す第３の工程と、
前記黄銅管材を４００〜５００℃に加熱することにより、前記黄銅管材の結晶組織中のγ相の面積比率を３〜１０％に増加させる第４の工程と、
前記黄銅管材を冷却することにより、前記γ相中のＳｎ濃度を８ｍａｓｓ％以上にする第５の工程と、
を具備することを特徴とする黄銅管材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
技術分野
本発明は黄銅材及びその製造方法に関し、主として黄銅管材及びその製造方法に関る。
背景技術
従来、黄銅管材は、α単相のものが一般的であった。これは、冷間での抽伸（引き抜き）や冷間での曲げ加工に備えて、冷間延性を阻害するβ相比率を小さくした結果であった。
しかしながら、α単相の黄銅管材は、切削性、研摩性に優れたβ相を利用していないため、切削性、研摩性に劣る問題があった。
また、従来の黄銅管材は、同様に冷間延性を確保するために結晶粒径を大きめにしていたため、耐食性、強度に劣る問題があった。
本発明は、冷間加工を経て製造される黄銅材、特に黄銅管材において、切削性、研摩性を向上させることを目的とする。
発明の開示
本発明に従う黄銅材の製造方法では、押し出し又は圧延後に、α相以外の結晶相の面積比率を増加させることにより、切削性、研摩性に優れた黄銅材を提供することができる。
好適な実施形態としては、見掛け上のＺｎ含有量が３３．５〜４３ｍａｓｓ％の組成の場合は、５５０〜８００℃に加熱することにより、見掛け上のＺｎ含有量が３８．５〜４３ｍａｓｓ％の場合は、５５０〜８００℃又は４００〜５００℃の温度域に加熱することにより、β相の面積比率を増加させ、好ましくはβ相の面積比率を５％以上にすることができる。
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。
一旦増加したβ相が冷却中に減少させないためには、加熱する温度域が５５０〜８００℃の場合は、４００℃までの冷却速度が５℃／ｓｅｃ以上、加熱する温度域が４００〜５００℃の場合は、４００℃までの冷却速度が１℃／ｓｅｃ以上となるように急冷すれば良い。
他の好適な実施形態としては、見掛け上のＺｎ含有量が３３．５〜４３ｍａｓｓ％、Ｓｎ含有量が０．５〜２．０ｍａｓｓ％の場合は、４００〜５００℃の温度域に加熱することにより、γ相の面積比率を増加させ、好ましくはγ相の面積比率を１％以上にすることができる。
ここで、４００〜５００℃の温度域を１時間以上保持すれば、γ相が球状化して強度や切削性、研磨性がさらに向上する。また、一旦増加したγ相が冷却中に減少しないためには、４００℃までの冷却速度が１℃／ｓｅｃ以上となるように急冷することが好ましい。
尚、見掛け上のＺｎ含有量が３３．５〜４３ｍａｓｓ％、Ｓｎ含有量が０．５〜１．３ｍａｓｓ％の組成の場合は、比較的Ｓｎ量が少ないため冷間加工が容易であり、見掛け上のＺｎ含有量が３３．５〜４３ｍａｓｓ％、Ｓｎ含有量が１．３〜２．０ｍａｓｓ％の組成の場合は、比較的Ｓｎ量が多いためγ相を容易に析出させることができる。
以上の本発明における好適な実施形態としては、熱処理工程前に、曲げ加工や管材の引き抜き加工等の冷間加工を行うことができる。
この場合、冷間加工前に、α相の面積比率を増加させるためのα化熱処理工程を設け、予め冷間延性を確保しておくことが好ましい。このα化熱処理工程は、例えば見掛け上のＺｎ含有量が３３．５〜４３ｍａｓｓ％の場合は、４５０〜５５０℃を１０分以上維持するものであり、α化熱処理工程中に結晶粒径を粗大化させれば、冷間加工時の延性向上により寄与できる。
そして、このようなα化熱処理工程により、冷間加工前に、α相の面積比率を９０％以上、好ましくは９５％以上、あるいは、冷間での伸びを２０％以上、好ましくは３５％以上にすることができる。
尚、冷間加工後には通常、内部応力調質のための焼鈍工程を行うが、この焼鈍工程を行うのは、熱処理工程の前でも後でも良い。
また、本発明に従う黄銅材の製造方法では、熱処理工程中又は熱処理工程より前の工程中に、結晶粒径微粒化処理を有することによって、平均結晶粒径を５０μｍ以下、好ましくは２５μｍ以下にして、研摩性をさらに向上させつつ、曲げ加工時の表面の肌荒れを低減できる。
このような結晶粒径微粒化処理は、冷間加工の後に行うことが望ましい。すなわち、冷間加工前には、冷間延性確保のため結晶粒径を大きめにしているが、冷間加工後も結晶粒径を大きいままにしておくと、研摩性、耐食性、強度が劣ることになる。そこで、冷間加工後に結晶粒径微粒化工程を経ることにより、確実に結晶粒径を小さくして、研磨性等を向上させるのである。
好適な実施形態としては、結晶粒径微細化処理は、冷間加工にて導入された転位を加熱により再結晶させることにより行える。この場合、冷間加工時になるべく転位密度を高くしておくことが望ましく、断面減少率２０％以上が好ましい。
また、結晶粒径が再粗大化しないように、加熱時間に上限を設けたり、加熱後に急冷したりすることが望ましい。例えば５５０〜８００℃に加熱する熱処理工程だと、加熱維持時間の上限を３０分以内とすることにより、結晶粒径の再粗大化を防止できる。
以上示した本発明における冷間加工の好適な実施形態として、冷間加工と焼鈍を繰り返し行う場合は、最後の冷間加工の断面減少率を大きくし、途中の焼鈍よりも最後の焼鈍の温度を低くすることが望ましい。例えば、途中の焼鈍温度が５００〜６００℃の場合は、最後の焼鈍温度は５００℃以下が望ましい。
また、本発明に従う黄銅材の製造方法の用途としては、黄銅管材の製造方法に適用することが望ましい。なぜならば、管材は、冷間引き抜き、曲げ加工を施す場合が多いからである。
続いて、本発明に従う黄銅材は、（１）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５０以上、好ましくは８０以上であること、（２）原料組成としてＳｎを含有する場合は、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以下であること、の少なくとも１つを満たすことを特徴とするものである。
このような黄銅材の好適な実施形態としては管材が有るが、鋳造及び鋳造後押出しにより成形した管材のほか、板材を曲げ加工した後、その端部を接合して成形した管材（電縫管等）にも適用可能である。
尚、この製造方法を用いれば、ここで挙げた特性以外にも、研摩性についても優れた特性を示すことができる。すなわち、研摩性については、１．同じ条件で研磨を行った場合、従来材に比べて研磨後の表面粗さが小さいこと、２．同じ条件で研磨を行った場合、従来材に比べて研磨量が多いこと、３．同じ条件で研磨を行った場合、従来材に比べて外観に不備が無く、メッキののりが良いこと、の観点から評価されるのであるが、これらの観点から評価した結果、本発明に従う黄銅管材は、従来の黄銅管材に比較して優れることが示されるからである。
この研磨性について定量化するならば、本発明に従う管材は、熱処理工程後に、研磨装置がビューラーＥＣＯＭＥＴ  ＩＶ、研磨盤回転数が２００ｒｐｍ、試料押付け圧力が６．９ＫＰａ、研磨紙がＳｉＣ＃６００の条件で＃８０のキズを表面研磨した場合、日本工業規格ＪＩＳ  Ｃ−２７００に従う黄銅管材に比較して、１／２の時間で研磨が仕上がる特性を有する。
また、本発明に従う管材は、熱処理工程後に、研磨装置がビューラーＥＣＯＭＥＴ  ＩＶ、研磨盤回転数が１５０ｒｐｍ、試料押付け圧力が６．９ＫＰａ、研磨粉がＡｌ２Ｏ３の条件で＃６００のキズを表面研磨した場合、日本工業規格ＪＩＳ  Ｃ−２７００に従う黄銅管材に比較して、１／２の時間で研磨が仕上がる特性を有する。
その他、本発明に従う管材は、原料組成としてＳｎを有し、曲げ加工を行われたものであって、この曲げ加工された部分は、熱処理工程後に、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、最大脱亜鉛深さ７０μｍ以下を満たす。
続いて、本発明に従う冷間加工を経て製造される黄銅材は、α相からなる第１相と、この第１相とは異なる第２相を有するとともに、第１相の面積比率が９９％以下であるため、従来のα単相の冷間加工を経て製造される黄銅材に比べて、切削性、研磨性が向上している。
好適な実施形態としては、β相の面積比率を５％以上にすることにより、元々切削性、研摩性に優れたβ相を有効利用して、切削性等を確保せんとするものであり、さらには、β相の面積比率を４０％以下、好ましくは２０％以下にすることによって、耐食性も確保できるのである。
さらに好適には、β相中のＳｎ濃度を１．５ｍａｓｓ％以上にすれば、元々耐食性に劣るβ相を強化して、全体として耐食性向上を図ることができる。
また、平均結晶粒径を５０μｍ以下、好ましくは２５μｍ以下にすることにより、曲げ加工部分の肌荒れ抑制、研摩性向上ばかりか、耐食性、強度も向上できる。
別の好適な実施形態としては、γ相の面積比率を１％以上にすることにより、硬質なγ相と他の相との界面での切削性、研摩性を有効利用して切削性等を確保しつつ、γ相の有する強度を利用して強度を向上せんとするものであり、好適には、γ相の面積比率を３０％以下にすることによって、γ相のもつ脆性を低減するものである。
さらに好適には、γ相の平均結晶粒径（短径）を８μｍ以下、好ましくは５μｍ以下にすれば、γ相のもつ脆性をより低減できるのであるが、γ相のＳｎ濃度が８ｍａｓｓ％以上であれば耐食性も向上する。特に、β相を含有する場合には、Ｓｎ濃度が８ｍａｓｓ％以上のγ相でβ相を取り囲むことにより、元々耐食性に劣るβ相を保護して、全体として耐食性向上を図ることができる。
本発明に従う黄銅管材（冷間引き抜きを行わない素管も含む）は、（１）γ相の面積比率が１％以上である、（２）α相からなる第１相と、この第１相とは異なる第２相を有するとともに、前記第１相の面積比率が９９％以下であり、前記第２相の平均結晶粒径（短軸）が８μｍ以下である、（３）α相からなる第１相と、この第１相とは異なる第２相を有するとともに、前記第１相の面積比率が９５％以下であり、平均結晶粒径が５０μｍ以下、好ましくは２５μｍ以下である、（４）平均結晶粒径が２５μｍ以下であり、α相は２５μｍ以下、β相は２０μｍ以下、γ相は８μｍ以下、という各特徴を有するものである。
同じく本発明に従う黄銅管材は、（１）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５０以上、好ましくは８０以上、（２）研磨装置がビューラーＥＣＯＭＥＴ  ＩＶ、研磨盤回転数が２００ｒｐｍ、試料押付け圧力が６．９ＫＰａ、研磨紙がＳｉＣ＃６００の条件で＃８０のキズを表面研磨した場合、日本工業規格ＪＩＳ  Ｃ−２７００に従う黄銅管材に比較して、１／２の時間で研磨が仕上がる、（３）研磨装置がビューラーＥＣＯＭＥＴ  ＩＶ、研磨盤回転数が１５０ｒｐｍ、試料押付け圧力が６．９ＫＰａ、研磨粉がＡｌ２Ｏ３の条件で＃６００のキズを表面研磨した場合、日本工業規格ＪＩＳ  Ｃ−２７００に従う黄銅管材に比較して、１／２の時間で研磨が仕上がる、という各特徴を有するものである。
続いて、本発明に従う黄銅管材は、見掛け上のＺｎ含有量が３３．５〜４３．０ｍａｓｓ％、Ｓｎ含有量が０．５〜１．３ｍａｓｓ％であること、又は見掛け上のＺｎ含有量が３３．５〜４３．０ｍａｓｓ％、Ｓｎ含有量が１．３〜２ｍａｓｓ％であることに特徴を有する。他の成分として、Ｐｂ含有量については、多すぎると冷間延性が低下するために０．０７ｍａｓｓ％以下であることが好ましい。
すなわち、見掛け上のＺｎ含有量が大きすぎると冷間加工時にα相比率を大きくするのが難しく、かつα化焼鈍時に冷間延性を阻害するγ相が析出しやすくなり、小さすぎると冷間加工後にβ、γ相比率を大きくするのが難しいためこの範囲としたのであり、この範囲によれば、冷間加工時には冷間延性を確保しつつ、冷間加工後は、切削性、研摩性を確保することができるのである。
なお、前者は、比較的Ｓｎ量が少ないため冷間加工が容易であり、後者は、比較的Ｓｎ量が多いためβ、γ相を容易に析出させることができる。
以上の本発明に従う黄銅管材は、従来の黄銅管材に比べて見掛け上のＺｎ量が高いため、熱間押し出し時には、軟質なβ相の比率が高く、押し出し抵抗が低くなって押し出し性に優れる。
すなわち、従来の黄銅管材と同じ温度域での押し出しであれば、従来以上の断面減少率での押し出しが可能であり、最終管形状に近い形まで押し出しすることにより、その後の冷間引き抜きの負荷を低減できる。
一方、従来と同じ断面減少率での押し出しであれば、従来よりも低い温度での押出しが可能であり、ビレット加熱の負荷が低減できる。
ここで、熱間押し出し後はなるべく速く冷却することが望ましい。すなわち、Ｓｎを添加している関係上、押し出し後の冷却速度が遅いとγ相が多く析出し、後工程のα化熱処理工程に長時間を要するため、なるべく速く冷却してγ相の析出を抑え、α＋β組識とした方がα化熱処理工程の時間を短縮できるのである。
発明の実施の形態
本発明の実施形態を以下詳説する。図１は、従来の黄銅管材の製造工程［従来例］（ａ）と、本発明実施形態の黄銅管材の製造工程［実施例］（ｂ）、（ｃ）を示している。
従来例（ａ）では、まず黄銅原料を溶解（ステップ１）した後、連続鋳造を行い（ステップ２）、ビレットを成形する（ステップ３）。
そして再結晶温度域まで加熱した後（ステップ４）、結晶配列を整えて鋳造組織の脆性を除去するために熱間押し出し成形を施し（ステップ５）、素管を形成する（ステップ６）。
続いて所定寸法になるように冷間引き抜きを行い（ステップ７）、管形状を矯正した後に（ステップ８）、内部応力除去又は調質のために焼鈍を行い（ステップ９）、切断等を施して管製品となす（ステップ１０）。実際の製造工程では、ステップ７〜９が繰り返されることが多い。
このような管製品は、曲げ加工等を施された後（ステップ１１）、切削、研磨加工を経て（ステップ１２）、最終製品となる。
以上の製造工程におけるステップ６の素管は、ステップ７の冷間引き抜き時に管材としての冷間延性が要求されるため、結晶相の中で最も冷間延性に優れたα相の単相となっていた。
それとともに、ステップ１では、ステップ６、７でα単相となりやすいように見掛け上のＺｎ当量が少ない黄銅原料を用いており、ステップ１２ではα単相のまま切削、研磨加工を行っていたため、切削、研摩性に劣る課題があった。（α相は、結晶相の中でも切削、研摩性に劣るため）
続いて実施例（ｂ）について説明すると、まず、ステップ１では、従来よりも見掛け上のＺｎ当量が高い原料を溶解し、β相が出やすいようにする。（見掛け上のＺｎ含有量は３３．５〜４３．０ｍａｓｓ％が好適である。）
続くステップ２〜６は従来例と同様のステップを踏むが、ステップ１でＺｎ当量を高くしたため、ステップ６の素管はα＋β混合相となっている。ここで、従来例と同じように冷間引き抜きに進むと、従来例に比べて冷間延性に劣るため、引き抜き時の断面減少率を大きくすることができず、引き抜き工程数が増えるという問題が生じる。
そこで、実施例（ｂ）では、ステップ７として、α＋β混合相を略α単相とするためのα化焼鈍処理を介するようにしている。α化焼鈍処理について図４を用いて詳説すると、１５分かけて５５０℃まで加熱した後、５５０℃を２０分維持し、１５分かけて常温まで冷却する処理を行っている。このα化焼鈍処理の加熱時間は、組成や加熱温度によって適宜変更される。図５はその変更例である。
ここで、ステップ５の熱間押し出しによって結晶粒径が微細化している場合には、α化焼鈍時に結晶粒径を粗大化させることが望ましい。なぜならば、ステップ８の冷間加工で冷間延性を大きくするためには、α相の面積比率を大きくする以外に結晶粒径を大きくすることが寄与しているからである。
図４の例においては、平均結晶粒径１５μｍ以下のα＋β混合相の素管に対して図２の処理を施した結果、平均結晶粒径３０μｍを超えるα単相の管材が得られており、α相面積比率の増大のみならず平均結晶粒径の粗大化も実現している。尚、α相面積比率の増大と、平均結晶粒径の粗大化については、図４のように１つの工程で行わずに別々の工程で行うようにしても良い。
図１（ｂ）に戻って、このようなステップ７後は、従来例と同様のステップ８〜１２を踏むが、ステップ８の冷間引き抜き時とステップ１２の曲げ加工に際しては従来と同様にα単相で行うため、従来例と同等の冷間加工性が得られる。  尚、ステップ７、８を繰り返す場合、最後の冷間引き抜き時の加工度は、可能な限り大きくすると良い。
その後、従来例ではステップ１２の切削、研磨加工に進むのであるが、実施例（ｂ）では、その前にα単相をα＋β混合相とするためのβ化焼鈍処理を挿入している（ステップ１３）。そして、このステップ１３を経た後にステップ１４の切削、研磨加工に進むことによって、β相が本来有する切削、研磨性を有効利用することができるのである。
ここで、β化焼鈍処理について図６〜９を用いて詳説すると、まず図６では、１０秒かけて６５０℃まで加熱した後、６５０℃を３０秒維持し、その後常温まで急冷する処理を行っている。
β化焼鈍処理の加熱時間は３０分以内が望ましい。なぜならば、高温状態を長時間維持すると結晶粒径の粗大化をきたすからである。尚、このようなβ化焼鈍処理の加熱時間は、組成や加熱温度によって適宜変更される。図７はその変更例である。
次に、図８では、１分かけて４５０℃まで加熱した後、４５０℃を２分維持し、１分かけて常温まで冷却する処理を行っている。このβ化焼鈍の例は、図６、７の例に比べて加熱温度が低温であるため、長時間以上維持しても結晶粒径が粗大化することはない。このような結晶粒径粗大を防止したβ化焼鈍処理の加熱時間も、組成や加熱温度によって適宜変更される。図９はその変更例である。
さらに、図６〜９の何れについても、加熱後の冷却過程では急冷することが望ましい。なぜならば、ゆっくり冷やすと、その過程で所望の面積比率になったβ相の面積比率が変化したり、結晶粒径が粗大化する可能性があるからである。具体的には、図６、７の場合は、４００℃までの冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上とし、図８、９の場合は、４００℃までの冷却速度を１℃／ｓｅｃ以上にしている。
図１に戻って、実施例（ｂ）に続いて実施例（ｃ）について説明すると、工程上は、実施例（ｂ）のステップ１０の焼鈍処理とステップ１３のβ化焼鈍処理を兼用して、ステップ１０のβ化焼鈍処理にしている点が異なるだけで、後は実施例（ｂ）と同じである。
このように２種類の焼鈍処理を兼用すると、単なる工程数の削減だけでなく、以下のようなメリットが得られる。すなわち、ステップ１１以前には大型の管材を対象としているのに対して、ステップ１１以降では大型の管材を切断した後の小型の管材を対象としており、大型の管材に比べて焼鈍のための設備設計が難しい問題がある。そこで、実施例（ｃ）のように大型の管材の段階でβ化焼鈍処理を施すようにすれば、このような問題を解決することができるのである。
尚、実施例（ｃ）では、冷間加工であるステップ１２の曲げ加工の際にα＋β混合相であるため加工性の低下が懸念されるが、同じ冷間加工でも冷間引き抜きに比べて曲げ加工は、冷間引き抜きほど冷間延性は要求されないため、β相面積比率が大きくなりすぎないように注意すれば良い。
以上説明した実施例（ｂ）、（ｃ）では、工程中に平均結晶粒径の微細化処理も行うようにしている。なぜならば、研摩性を向上させるためには、β相面積比率を大きくする以外に結晶粒径を小さくすることが寄与しているからである。具体的には、ステップ７の最後の冷間引き抜きを大きな加工度で行っておき、実施例（ｂ）ではステップ１０の焼鈍時に、実施例（ｃ）ではステップ１０のβ化焼鈍時に再結晶を生じさせて結晶粒径微細化を行うのである。
以上の実施例（ｂ）、（ｃ）では、β相面積比率を増加させるためのβ化焼鈍処理を含んでいたが、変形例としてβ化焼鈍処理に代えてγ相面積比率を増加させるためのγ化焼鈍処理を用いることも有用である。すなわち、γ相は冷間延性には劣るが硬質であるため、α、β相との界面において結晶同士の硬度差によって切削、研摩性が向上させる特性を有しているからである。
尚、このγ化焼鈍処理に関する実施形態は図２に示す通りであり、実施例（ｂ）、（ｃ）のβ化焼鈍をγ化焼鈍に代えたものが実施例（ｄ）、（ｅ）である。
このγ化焼鈍処理について図１０を用いて詳説すると、図１０では、３０分かけて４２０℃まで加熱した後、４２０℃を６０分維持し、その後常温まで冷却する処理を行っている。この図１０の例は加熱温度が低温であるため、長時間以上維持したり、冷却速度が遅ても結晶粒径が粗大化することはない。
ここで、実施例（ｅ）では、ステップ６の素管に対して、ステップ７のα化焼鈍を介した後にステップ８の冷間引き抜きを行っているが、素管の段階である程度α相の面積比率が確保できていれば、必ずしも冷間引き抜き前にα化焼鈍を行う必要はない。
これを示したのが図３の実施例（ｆ）である。実施例（ｆ）では、冷間引き抜き前のα化焼鈍が省略されているため、工程数が削減できる。尚、このようにα化焼鈍を削減するのは、実施例（ｆ）のようにγ化焼鈍を行う場合ばかりだけでなく、β化焼鈍を行う場合にも適用可能なのは言うまでもない。
続いて、今まで説明した実施例（ｂ）〜（ｆ）は全てステップ５の熱間押出し時に管形状に成形するものであったが、本発明が適用される範囲はこれに限らない。
実施例（ｂ）〜（ｆ）とは異なる実施形態を示したのが、図３の実施例（ｇ）であり、これは所謂電縫管の製造方法を示している。実施例（ｇ）の場合でも、ステップ１２にγ化焼鈍（β化焼鈍でも良い）を入れることにより、実施例（ｂ）〜（ｆ）と同等の特性が提供できるのである。
また、以上示した実施例（ｂ）〜（ｄ）は、冷間加工時の冷間延性確保と、切削、研磨加工時の切削、研磨性確保との両立を主眼としたものであったが、これらは工程中に平均結晶粒径の微細化処理を含んでいるため、この微細化処理後では耐食性も確保できるようになっている。
そして、このように耐食性を新たな着眼点とした場合、次のような実施形態を採ることが可能である。すなわち、実施例（ｂ）〜（ｄ）では、β、γ相を析出させているため耐食性に劣る懸念があるが、これはβ、γ相中にＳｎを適量含有することで解消できることが判明している。
したがって、実施例（ｂ）〜（ｄ）において、ステップ１の原料溶解時にＳｎを含有させ、かつβ又はγ化焼鈍処理時に適切な温度制御を行ってβ、γ相中にＳｎを適量含有させるようにすれば、冷間加工時の冷間延性確保と、切削、研磨加工時の切削、研磨性確保と、耐食性確保との全てを満たすことが可能になるのである。
ここで、実施例（ｃ）を例にとって、ステップ１での原料組成、ステップ７の冷間引き抜き前の結晶構造、ステップ１３の切削、研磨工程前の結晶構造、物性値について図１１に示す。尚、ステップ１０のβ化焼鈍時には、同時に結晶粒径微細化処理も行ったものとする。
まず原料組成を見てみると、比較例１の見掛け上のＺｎ含有量が３５ｍａｓｓ％であるのに対して、実施例１〜４は何れも見掛け上のＺｎ含有量が上回っている。ここで、見掛け上のＺｎ含有量が大きすぎると冷間加工時にα相比率を大きくするのが難しく、かつα化焼鈍時に冷間延性を阻害するγ相が析出しやすくなる。一方、見掛け上のＺｎ含有量が小さすぎると冷間加工後にβ相比率を大きくするのが難しいため、見掛け上のＺｎ含有量３３．５〜４３．５ｍａｓｓ％の範囲が好適である。
次にＰｂ含有量については、多すぎると冷間延性が低下するために実施例１〜４では０．０７ｍａｓｓ％以下としたが、これは比較例１も同様である。
続いて、Ｓｎ含有量については、比較例１が含有していないのに対して、実施例１〜４は０．５〜２．０ｍａｓｓ％含有している。これは、先述したようにβ相中のＳｎ濃度確保による耐食性向上のためであるが、Ｓｎ含有量が多すぎると冷間加工中にγ相が出やすくなって冷間延性を阻害するため、この範囲としている。
次に冷間引き抜き前の結晶構造を見てみると、実施例１〜４は比較例１に対して、α相面積比率が低く、結晶粒径も小さい値を示している。しかしながら、α相の面積比率が９０％以上あれば、２０％以上の伸び（冷間延性を示す）が確保でき、冷間引き抜きに実質的に支障はないため、実施例１〜４についても何ら問題はない。尚、α相の面積比率が９５％以上になると、３５％以上の伸びが確保されて比較例１と同等になる。
最後に切削、研磨工程前の結晶構造、物性値を見てみると、実施例１〜４は比較例１に対して、β相面積比率が高く、平均結晶粒径が小さく、α、β相中のＳｎ濃度が高く、研摩性、切削性、耐食性について良好な特性を示している。これらの因果関係については、先述した通り、研摩性にはβ相面積比率の大きさ、平均結晶粒径の小ささが寄与し、切削性にはβ相面積比率の大きさが寄与し、耐食性には平均結晶粒径の小ささ、α、β相中のＳｎ濃度の大きさが寄与しているのである。尚、平均結晶粒径の小ささは強度向上、曲げ加工後の肌荒れ抑制にも寄与している。
ここで、研摩性については、１．同じ条件で研磨を行った場合、従来材に比べて研磨後の表面粗さが小さいこと、２．同じ条件で研磨を行った場合、従来材に比べて研磨量が多いこと、３．同じ条件で研磨を行った場合、従来材に比べて外観に不備が無く、メッキののりが良いこと、の観点から総合的に評価を行い、比較材以下の評価のものを劣（×）、比較材より評価が高いものを良（○）とした。
切削性については、後述するような切削試験を行った結果、快削黄銅棒（ＪＩＳ  Ｃ−３６０４）を基準とした切削抵抗指数が５０未満を劣（×）、５０以上を良（○）とした。切削試験では、図１２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。各実施例の切削抵抗指数は、各実施例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。（切削速度毎の切削抵抗指数を平均した。）
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。
β相の面積比率は切削性、研摩性確保のためには最低５％程度が必要であり、耐食性の確保のためには、３０％以下、好ましくは２０％以下で、かつβ相中のＳｎ濃度が１．５ｍａｓｓ％以上を満たせばよい。また、平均結晶粒径は５０μｍ、好ましくは２５μｍ以下を満たせばよい。
また、β相比率を増加させる代わりにγ相比率を増加させる変形例では、γ相の面積比率を１％以上含有することにより、図１１の実施例１〜４と同等の研摩性、切削性を得ることができる。尚、γ相は脆い性質があるため、面積比率は３０％以下、平均結晶粒径（短径）を８μｍ以下、好ましくは５μｍ以下にすることが望ましい。
さらに、γ相中のＳｎ濃度を８ｍａｓｓ％以上にし、β相を取り囲むようにすることにより、図１１の実施例１〜４と同等の耐食性を得ることができる。
以上示した図１１は、実施例（ｃ）を例にとったものであったが、実施例（ｃ）、（ｅ）に係る他の実施形態を示したのが図１３である。
図１３中、実施例５〜７、９、１０、１２は、実施例（ｃ）に係るβ化焼鈍を施したものであり、実施例８、１１は、実施例（ｅ）に係るγ化焼鈍を施したものである。
また、各種物性値は以下のように評価した。
＊１；研磨性：研磨後の表面粗さ、研磨量、鍍金後の外観で評価した。
＊２；切削性：快削黄銅棒（ＪＩＳ  Ｃ３６０４）を基準とした切削抵抗指数が５０未満を×、５０以上を○とした。
＊３；耐食性：日本伸銅協会技術標準（ＪＢＭＡ  Ｔ−３０３）による脱亜鉛腐食試験で最大脱亜鉛深さが加工方向と直角な場合で７０μｍ以下を○とし、７０μｍを越えるものを×とした。
＊４；曲げ性：Ｒ２５の曲げ加工後の表面割れの有無、肌荒れ状態により評価した。
＊５；耐ＳＣＣ性：３ｖｏｌ％ＮＨ３ｖａｐ中で、耐力比５０％の荷重をかけたときの破断時間より評価した。
＊６；強度：引張試験においてσ０．２が１４０Ｎ／ｍｍ２以上を○とし、１４０Ｎ／ｍｍ２未満を×とした。
＊７；伸び：引張試験において伸びが３０％以上を○とし、３０％未満を×とした。
＊８；硬度：ビッカース硬度でＨｖ８５以上を○とし、Ｈｖ８５未満を×とした。
＊９；エロージョン腐食：腐食性溶液を用いた通水試験を行い、試験後の断面組織観察により評価した。
図１３からわかるように、他の物性値は若干ばらつきがあるものの、研磨性、切削性、曲げ性については、実施例５〜１２全てが比較例１を上回った。
次に、実施例８を例にとり、研磨性を定量的に評価したものを示す。
図１４は、試料用自動研磨装置（ビューラーＥＣＯＭＥＴ  ＩＶ）により同条件下で研磨した時の表面の仕上がり速さで評価した。
＜＃６００研磨＞  研磨盤回転数１５０ｒｐｍ、試料押付け圧力６．９ＫＰａ、研磨紙＃６００、試料初期表面＃８０仕上げ
＜バフ研磨＞  研磨盤回転数２００ｒｐｍ、試料押付け圧力６．９ＫＰａ、研磨粉Ａｌ２Ｏ３；０．３μｍ、試料初期表面＃６００仕上げ
図１４からわかるように、何れも研磨においても、実施例８は比較例１の半分の時間で研磨が仕上がった。
続いて、実施例７、８を例にとり、曲げ加工後のストレート部、曲げ加工部の耐食性評価結果を図１５に示す。
図１５からわかるように、ストレート部、曲げ加工部共に、実施例７、８の方が比較例１、２よりも優れている。
以上説明してきたのと別の実施形態として、前述したβ化焼鈍処理やγ化焼鈍処理を用いずとも、冷間加工時の冷間延性確保と、切削、研磨加工時の切削、研磨性確保との両立を果たす方法がある。それは、平均結晶粒径８μｍ以下、好ましくは５μｍ以下の球状のγ相を、３〜３０％以上の面積比率で析出させる方法であり、これによって冷間加工時には、球状γ相は破壊されにくいため冷間延性に支障を来さず、切削、研磨加工時には、γ相と他の結晶相の粒界の硬度差によって切削、研磨性を確保するのである。
【図面の簡単な説明】
図１は、従来の黄銅管材の製造工程フローと、本発明における実施形態の黄銅管材の製造工程フローである。
図２は、同実施形態における黄銅管材製造工程フローの変形例である。
図３は、同実施形態における黄銅管材製造工程フローのさらなる変形例である。
図４は、同実施形態におけるα化焼鈍処理を示す温度制御図である。
図５は、同実施形態におけるα化焼鈍処理の他の例を示す温度制御図である。
図６は、同実施形態におけるβ化焼鈍処理（高温域の例）を示す温度制御図である。
図７は、同実施形態におけるβ化焼鈍処理（高温域の例）の他の例を示す温度制御図である。
図８は、同実施形態におけるβ化焼鈍処理（低温域の例）を示す温度制御図である。
図９は、同実施形態におけるβ化焼鈍処理（低温域の例）の他の例を示す温度制御図である。
図１０は、同実施形態におけるγ化焼鈍処理を示す温度制御図である。
図１１は、同実施形態における原料組成、結晶構造、物性値の一覧表である。
図１２は、同実施形態における切削試験の説明図である。
図１３は、同実施形態における原料組成、結晶構造、物性値の一覧表の他の例である。
図１４は、同実施形態における研磨性評価結果である。
図１５は、同実施形態における曲げ加工後の耐食性評価結果である。
【図１（ａ）】
0004200657.tif 000002
【図１（ｂ）】
0004200657.tif 000003
【図１（ｃ）】
0004200657.tif 000004
【図２（ｄ）】
0004200657.tif 000005
【図２（ｅ）】
0004200657.tif 000006
【図３（ｆ）】
0004200657.tif 000007
【図３（ｇ）】
0004200657.tif 000008
【図４】
0004200657.tif 000009
【図５】
0004200657.tif 000010
【図６】
0004200657.tif 000011
【図７】
0004200657.tif 000012
【図８】
0004200657.tif 000013
【図９】
0004200657.tif 000014
【図１０】
0004200657.tif 000015
【図１１】
0004200657.tif 000016
【図１２】
0004200657.tif 000017
【図１３（ａ）】
0004200657.tif 000018
【図１３（ｂ）】
0004200657.tif 000019
【図１３（ｃ）】
0004200657.tif 000020
【図１４】
0004200657.tif 000021
【図１５】
0004200657.tif 000022