(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｕ：６０．０〜６３．０質量％、Ｐｂ：０．９〜３．７質量％、Ｐ：０．０８〜０．１３質量％、Ｓｎ：０．１０〜０．５０質量％、Ｆｅ：０．１０〜０．５０質量％を含有し、残部Ｚｎ及び不可避不純物からなる組成を有し、
且つα相とβ相の２相からなり、β相がα相で分断されている組織を有し、α相の結晶粒径が２５μｍ以下であり、β相の結晶粒径が１５μｍ以下であり、β相に対するα相の相対比率が９０％以上であること、
を特徴とする黄銅材料。
【請求項２】
Ｃｕ：６０．０〜６３．０質量％、Ｐｂ：０．９〜３．７質量％、Ｐ：０．０８〜０．１３質量％、Ｓｎ：０．１０〜０．５０質量％、Ｆｅ：０．１０〜０．５０質量％を含有し、残部Ｚｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅材であるビレットを、７００℃以下の温度で熱間押出し、熱間押出材を得る熱間押出工程と、
該熱間押出材、又は該熱間押出材を冷間加工して得られる冷間加工材を、３５０〜６５０℃の温度で熱処理する熱処理工程と、
を有することを特徴とする黄銅材料の製造方法。
【請求項３】
Ｃｕ：６０．０〜６３．０質量％、Ｐｂ：０．９〜３．７質量％、Ｐ：０．０８〜０．１３質量％、Ｓｎ：０．１０〜０．５０質量％、Ｆｅ：０．１０〜０．５０質量％を含有し、残部Ｚｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅材であるビレットを、７００℃以下の温度で熱間押出し、熱間押出材を得る熱間押出工程と、
該熱間押出材を、１０℃／秒以下の冷却速度で徐冷する冷却工程と、
を有することを特徴とする黄銅材料の製造方法。
【請求項４】
Ｃｕ：６０．０〜６３．０質量％、Ｐｂ：０．９〜３．７質量％、Ｐ：０．０８〜０．１３質量％、Ｓｎ：０．１０〜０．５０質量％、Ｆｅ：０．１０〜０．５０質量％を含有し、残部Ｚｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅材である被鍛造材を、熱間鍛造し、熱間鍛造材を得る熱間鍛造工程と、
該熱間鍛造材を３５０〜６５０℃の温度で熱処理する熱処理工程と、
を有することを特徴とする黄銅材料の製造方法。
【請求項５】
Ｃｕ：６０．０〜６３．０質量％、Ｐｂ：０．９〜３．７質量％、Ｐ：０．０８〜０．１３質量％、Ｓｎ：０．１０〜０．５０質量％、Ｆｅ：０．１０〜０．５０質量％を含有し、残部Ｚｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅材である被鍛造材を、熱間鍛造し、熱間鍛造材を得る熱間鍛造工程と、
該熱間鍛造材を１０℃／秒以下の冷却速度で徐冷する冷却工程と、
を有することを特徴とする黄銅材料の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐脱亜鉛腐食性、加工性及び切削性に優れた黄銅材料及び黄銅鍛造材並びにその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、Ｃｕ−Ｚｎ合金にＰｂを添加した黄銅は、鋳造性、熱間及び冷間加工性、機械加工性に優れているため、水栓金具、バルブ部品などとして使用されているが、腐食性の水質環境下あるいは温水の下で使用すると、亜鉛が選択的に溶出する脱亜鉛腐食を起こすという問題があった。
【０００３】
Ｃｕ含有量の高いα黄銅においては、Ａｓ、Ｐ、Ｓｂなどを添加することにより脱亜鉛腐食を防止すること、すなわち、耐脱亜鉛腐食性を高くすることができるが、α黄銅は、理論上６７．５％以上のＣｕを含有し、α＋β黄銅に比較して溶解温度が高く、且つ熱間加工時の変形抵抗が大きい。そのため、α黄銅を熱間加工するには、熱間加工温度を高くしなければならず、従ってエネルギーコストが高くなるという問題があった。また、α黄銅は、機械加工時に切削屑が長くつながる傾向があるため、自動旋盤加工に適さないという難点もあった。
【０００４】
一方、ある一定量のＣｕ（５４．５〜６７．５％Ｃｕ）を含有するα＋β黄銅は、α相中にβ相を均一に分散させることにより、機械加工時の切削屑が細かく分断され、また熱間加工時の変形抵抗も著しく低減されるが、α黄銅において耐脱亜鉛腐食性の向上に効果のあるＡｓ、Ｐ、Ｓｂを添加しても、β相の脱亜鉛腐食を抑制することができない。
【０００５】
そこで、α＋β黄銅のうち、６１〜６７．５％のＣｕを含むものは、適当な熱処理を施すことにより、α黄銅に変態させることができることに着目し、まずα＋β黄銅にＡｓ、Ｐ、Ｓｂを添加し、次いで、熱処理によりα黄銅に変態させることによって、耐脱亜鉛腐食性を高める手法が提案されている。しかしながら、マトリックス組織中のβ相の割合が多い場合には、β相が長手方向に連続して連なっているため、α組織に変態させるための熱処理に長時間を要するという問題があった。
【０００６】
このような問題を改善し、耐脱亜鉛腐食性と快削性をそなえ、熱間加工も容易な黄銅として、例えば、特開２００１−２９４９５６号公報（特許文献１）には、Ｃｕ：６０．０〜６３．０％、Ｐｂ：２．０〜３．７％、Ｐ：０．０２〜０．０７％、Ｓｎ：０．２０〜０．５０％、Ｆｅ：０．１０〜０．２０％を含有し、残部Ｚｎおよび不可避不純物からなる組成を有し、組織制御されたα＋β黄銅材料が開示されている。
【０００７】
特許文献１には、従来からの耐脱亜鉛腐食性の指標であったＩＳＯ法に対しては、特許文献１に開示されている黄銅材料が有効であることが示されており、該黄銅材料は、耐脱亜鉛腐食性黄銅として一定の性能を示すものではある。しかし、近年、日本の実環境を模擬する耐脱亜鉛腐食性の指標として適用される日本伸銅協会法（以下、ＪＢＭＡ法と記載する。）においては、より厳しい脱亜鉛腐食性が求められるようになってきており、引用文献１に開示されている黄銅材料であっても、十分な耐脱亜鉛腐食性能を発揮しないことが明らかとなってきた。
【０００８】
【特許文献１】特開２００１−２９４９５６号公報（特許請求の範囲）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
従って、本発明の課題は、このような、より厳しい指標に対して、十分な耐脱亜鉛腐食性能を発揮しつつ、且つ加工性及び切削性も優れている黄銅材料を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、上記従来技術における課題を解決すべく、黄銅材料の組成及び組織の組み合わせ、及びその製造条件について、鋭意研究を重ねた結果、黄銅材料の組成及び組織を、特定の範囲とすることにより、耐脱亜鉛腐食性能、加工性及び切削性に優れた黄銅材料が得られることを見出し、本発明を完成させた。
【００１１】
すなわち、本発明（１）は、Ｃｕ：６０．０〜６３．０質量％、Ｐｂ：０．９〜３．７質量％、Ｐ：０．０８〜０．１３質量％、Ｓｎ：０．１０〜０．５０質量％、Ｆｅ：０．１０〜０．５０質量％を含有し、残部Ｚｎ及び不可避不純物からなる組成を有し、
且つα相とβ相の２相からなり、β相がα相で分断されている組織を有し、α相の結晶粒径が２５μｍ以下であり、β相の結晶粒径が１５μｍ以下であり、β相に対するα相の相対比率が９０％以上であること、
を特徴とする黄銅材料を提供するものである。
【００１２】
また、本発明（２）は、Ｃｕ：６０．０〜６３．０質量％、Ｐｂ：０．９〜３．７質量％、Ｐ：０．０８〜０．１３質量％、Ｓｎ：０．１０〜０．５０質量％、Ｆｅ：０．１０〜０．５０質量％を含有し、残部Ｚｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅材であるビレットを、７００℃以下の温度で熱間押出し、熱間押出材を得る熱間押出工程と、
該熱間押出材、又は該熱間押出材を冷間加工して得られる冷間加工材を、３５０〜６５０℃の温度で熱処理する熱処理工程と、
を有することを特徴とする黄銅材料の製造方法を提供するものである。
【００１３】
また、本発明（３）は、Ｃｕ：６０．０〜６３．０質量％、Ｐｂ：０．９〜３．７質量％、Ｐ：０．０８〜０．１３質量％、Ｓｎ：０．１０〜０．５０質量％、Ｆｅ：０．１０〜０．５０質量％を含有し、残部Ｚｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅材であるビレットを、７００℃以下の温度で熱間押出し、熱間押出材を得る熱間押出工程と、
該熱間押出材を、１０℃／秒以下の冷却速度で徐冷する冷却工程と、
を有することを特徴とする黄銅材料の製造方法を提供するものである。
【００１４】
また、本発明（４）は、Ｃｕ：６０．０〜６３．０質量％、Ｐｂ：０．９〜３．７質量％、Ｐ：０．０８〜０．１３質量％、Ｓｎ：０．１０〜０．５０質量％、Ｆｅ：０．１０〜０．５０質量％を含有し、残部Ｚｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅材である被鍛造材を、熱間鍛造し、熱間鍛造材を得る熱間鍛造工程と、
該熱間鍛造材を３５０〜６５０℃の温度で熱処理する熱処理工程と、
を有することを特徴とする黄銅材料の製造方法を提供するものである。
【００１５】
また、本発明（５）は、Ｃｕ：６０．０〜６３．０質量％、Ｐｂ：０．９〜３．７質量％、Ｐ：０．０８〜０．１３質量％、Ｓｎ：０．１０〜０．５０質量％、Ｆｅ：０．１０〜０．５０質量％を含有し、残部Ｚｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅材である被鍛造材を、熱間鍛造し、熱間鍛造材を得る熱間鍛造工程と、
該熱間鍛造材を１０℃／秒以下の冷却速度で徐冷する冷却工程と、
を有することを特徴とする黄銅材料の製造方法を提供するものである。
【発明の効果】
【００１６】
本発明の黄銅材料によれば、ＪＢＭＡ法のような厳しい指標に対しても耐脱亜鉛腐食性能を発揮できるという、優れた耐脱亜鉛腐食性を有しつつ、且つ加工性及び切削性も優れている黄銅材料を提供することができる。また、本発明の黄銅材料の製造方法によれば、優れた耐脱亜鉛腐食性、加工性及び切削性を備えた黄銅材料を、比較的容易に製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
本発明の黄銅材料は、Ｃｕ：６０．０〜６３．０質量％、Ｐｂ：０．９〜３．７質量％、Ｐ：０．０８〜０．１３質量％、Ｓｎ：０．１０〜０．５０質量％、Ｆｅ：０．１０〜０．５０質量％を含有し、残部Ｚｎ及び不可避不純物からなる組成を有し、
且つα相とβ相の２相からなり、β相がα相で分断されている組織を有し、α相の結晶粒径が２５μｍ以下であり、β相の結晶粒径が１５μｍ以下であり、β相に対するα相の相対比率が９０％以上であること、
を特徴とする黄銅材料である。
【００１８】
本発明の黄銅材料は、Ｃｕの含有量が６０．０〜６３．０質量％であるＣｕ−Ｚｎ合金であり、添加元素として、Ｐｂを０．９〜３．７質量％、Ｐを０．０８〜０．１３質量％、Ｓｎを０．１０〜０．５０質量％、Ｆｅを：０．１０〜０．５０質量％含有する。
【００１９】
Ｃｕは、Ｚｎより高価であるから、その含有量を出来るだけ低減させることが望ましく、その他の含有成分の影響を考慮し、いずれの温度範囲においてもα相とβ相の２相からなるマトリックスが形成されるように、本発明の黄銅材料中のＣｕの含有量を６３．０質量％以下とする。また、耐脱亜鉛腐食性及び切削性を向上させるためには、熱間加工（熱間押出又は熱間鍛造）の後の熱処理又は徐冷によりβ相を微細に分断させる必要がある。そのためには、該熱間加工後の状態で、β相に対するα相の相対比率を５０％以上にすることが好ましいが、Ｃｕ含有量が６０質量％未満では、その後の冷却条件、熱処理条件を工夫しても、β相を微細に分断させ、且つβ相に対するα相の相対比率を９０％以上とすることが困難である。よって、本発明の黄銅材料中のＣｕの含有量を６０．０質量％以上とする。
【００２０】
Ｐｂは、黄銅材料のマトリックス中に固溶せず分散粒子として存在し、銅の切削性を向上させるために添加される元素である。本発明の黄銅材料中のＰｂの含有量は、０．９〜３．７質量％である。該Ｐｂの含有量が、０．９質量％未満だと、Ｐｂによる十分な切削性向上効果が得られず、また、３．７質量％を超えると、機械的性質が低くなり、脆化を生じる傾向がある。
【００２１】
Ｐは、黄銅材料の耐脱亜鉛腐食性を向上させるために添加される元素であり、Ｐの添加により、特に、α相の耐脱亜鉛腐食性を向上させることができる。ＪＢＭＡ法のような厳しい指標に対して、十分な耐脱亜鉛腐食性を得るためには、本発明の黄銅材料中のＰの含有量は、０．０８〜０．１３質量％であることが必要である。黄銅材料中のＰの含有量が０．０２質量％以上であれば、一定の耐脱亜鉛腐食性を示すが、ＪＢＭＡ法のような厳しい指標を満足するためには、Ｐの含有量は０．０８質量％以上であることが必要である。一方、黄銅材料中のＰの含有量が多過ぎると、材料の機械的性質が低くなったり、脆化し冷間加工性を阻害する。これはＰの一部が、硬くて脆いＣｕ３ Ｐ相として存在するためである。そのため、本発明の黄銅材料中のＰの含有量の上限は、０．１３質量％である必要がある。また、Ｐは、鋳塊の結晶粒を微細化する元素としても機能する。
【００２２】
Ｓｎは、α相及びβ相の耐脱亜鉛腐食性を向上させるために添加される元素であり、Ｓｎの添加により、α相の脱亜鉛腐食を抑制するだけでなく、β相の脱亜鉛腐食を抑制することができる。本発明の黄銅材料中のＳｎの含有量は、０．２０〜０．５０質量％の範囲である。該Ｓｎの含有量が、０．２０質量％未満だと、Ｓｎの添加効果が小さく、また、０．５０質量％を超えると、熱処理又は徐冷を行ってもβ相の連なりが分断されないことがあり、また、熱処理条件によっては硬くて脆いγ相が析出する場合がある。
【００２３】
Ｆｅは、機械的性質を安定化させるために添加される元素であり、Ｆｅの添加により、α相の粗大化を抑制して機械的性質を安定化させることができる。本発明の黄銅材料中のＦｅの含有量は、０．１０〜０．５０質量％の範囲である。該Ｆｅの含有量が、０．１０質量％未満だと、Ｆｅの添加効果が十分でなく、また、０．５０質量％を超えると、通常のα＋β黄銅の加工温度より高い温度に長時間保持しないと固溶せず、Ｆｅが部分的に結晶粒の成長を妨害し、結晶粒径が大小混粒となり易く、機械的性質のばらつきの原因となる。Ｆｅが固溶せず残留した場合には抽伸破断の原因となる。
【００２４】
本発明の黄銅材料では、Ｃｕ、Ｐｂ、Ｐ、Ｓｎ及びＦｅ以外の残部は、Ｚｎ及び不可避不純物である。本発明の黄銅材料には、通常、快削黄銅に不可避不純物として含まれる、例えば、０．００５％以下のＳｉ、０．０３％以下のＡｌ、０．０３％以下のＭｎなどが含有されていても、本発明の効果に影響を与えることはない。
【００２５】
Ｂｉは、銅合金中に固溶しない等、Ｐｂと似た性質を有し、Ｐｂと同様に、黄銅材料の切削性を向上させる元素として機能するため、本発明の黄銅材料では、ＰｂをＢｉに置き換えることも可能であり、その場合、本発明の黄銅材料中のＢｉの含有量は、０．９〜３．７質量％である。
【００２６】
本発明の黄銅材料の組織は、（ｉ）黄銅材料のマトリックスがα相とβ相の２相からなり、（ｉｉ）β相がα相で分断されている組織を有し、（ｉｉｉ）α相の結晶粒径が２５μｍ以下であり、（ｉｖ）β相の結晶粒径が１５μｍ以下であり、（ｖ）β相に対するα相の相対比率（％）が９０％以上である。なお、本発明において、β相に対するα相の相対比率Ａ（％）は、ＪＩＳ  Ｈ  ０５０１に規定されている切断法により断面観察を行い、下記式：
Ａ（％）＝｛α相の面積／（α相の面積＋β相の面積）｝×１００
で求められる値である。
【００２７】
本発明の黄銅材料は、β相がα相で分断されている組織を有すること、すなわち、β相が、Ｐ及びＳｎの添加によって耐脱亜鉛腐食性が向上したα相で包み込まれるような組織形態とすることにより、脱亜鉛腐食が進行し難くなるので、耐脱亜鉛腐食性が高くなる。なお、本発明において、β相がα相で分断されているとは、黄銅材料中の各β相が、α相で囲まれているようにして存在しており、β相が隣合い粒子群を形成していたとしても、そのβ相粒子群の最大長さが、１５μｍ以下であることを指す。
【００２８】
本発明の黄銅材料は、更に、α相の結晶粒径が２５μｍ以下であり、β相の結晶粒径が１５μｍ以下であり、且つβ相に対するα相の相対比率が９０％以上である。
【００２９】
本発明の黄銅材料は、上記組織を有すること、すなわち、黄銅材料の組織が上記（ｉ）〜（ｖ）を満たす必要があり、組織が上記（ｉ）〜（ｖ）を満たすことにより、ＪＢＭＡ脱亜鉛試験において、「基準である最大侵食深さ（全面腐食深さに脱亜鉛腐食深さを加えた深さ）が１００μｍ以下であること」を満足することができる。一方、黄銅材料のα相の結晶粒径が２５μｍを超えると、最大侵食深さのうち、全面腐食深さが深くなり、最大侵食深さが１００μｍを超える。また、黄銅材料のβ相の結晶粒径が１５μｍを超えると、最大侵食深さのうち、脱亜鉛腐食深さが深くなり、最大侵食深さが１００μｍを超える。また、β相に対するα相の相対比率が９０％未満だと、β相の結晶粒径が１５μｍを超える場合と同様、最大侵食深さのうち、全面腐食深さが深くなり、最大侵食深さが１００μｍを超える。
【００３０】
本発明の黄銅材料を製造する方法としては、特に制限されないが、以下にその形態例を示す。本発明の黄銅材料の製造方法の第一の形態例（以下、本発明の黄銅材料の製造方法（１）とも記載する。）では、先ず、Ｃｕ：６０．０〜６３．０質量％、Ｐｂ：０．９〜３．７質量％、Ｐ：０．０８〜０．１３質量％、Ｓｎ：０．１０〜０．５０質量％、Ｆｅ：０．１０〜０．５０質量％を含有し、残部Ｚｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅材であるビレットを、７００℃以下の温度で、熱間押出し、熱間押出材を得る熱間押出工程（１）を行う。
【００３１】
該熱間押出工程（１）に係る該ビレットは、上記の組成を有する合金を造塊して得られる黄銅材である。該造塊の方法としては、特に制限されない。
【００３２】
該熱間押出工程（１）では、７００℃以下で熱間押出しを行うことにより、共晶融解を抑止することが可能となるだけでなく、押出段階で、連続したβ相の量を少なくすることが可能である。そして、押出中に発生する加工発熱により、結果的に共晶温度７１４℃を超えることが懸念されるため、該熱間押出工程（１）では、６８０℃以下の温度で熱間押出を行うことが望ましい。
【００３３】
該熱間押出工程（１）に係る該ビレットは、Ｃｕの含有量が低く、常にα相、β相の２相からなるので、押出加工は容易であり、押出直後の組織は、α＋β相からなり、β相は連続した状態で存在している。
【００３４】
後述する熱処理工程（１）を行なった後の黄銅材料が、α相の結晶粒径が２５μｍ以下であり、且つβ相の結晶粒径が１５μｍ以下であることを達成するためには、該熱間押出工程（１）を行い得られる該熱間押出材の結晶粒径を、できるだけ小さくすることが望ましいが、これには、該熱間押出工程（１）に係る該ビレットの結晶粒度、押出温度、押出比（ビレット断面積（押出前）／熱間押出材断面積（押出後））などの条件が影響を与える。そして、該ビレットの結晶粒度は、該ビレットのＰ含有量の影響を受け易く、該ビレットのＰ含有量が０．０８〜０．１３質量％であると、該ビレットの結晶粒度を微細化し易くなる。また、該ビレットの結晶粒微細化が十分であると低い温度での押出が可能であり、更にこれに加え高い押出比とすることによって、該熱間押出材の結晶粒径を効果的に微細化することができる。
【００３５】
なお、該熱間押出工程（１）では、押出比が大きいことは、結晶粒の微細化に有効であるが、大き過ぎると押出加工が難しくなる。押出温度を上げることで、押出比が大きい場合の押出加工の困難性を回避することができるが、押出温度が高過ぎると、結晶粒が大きくなり過ぎるので、該熱間押出工程（１）では、押出比及び押出温度が適度にバランスした条件であることが望まれる。そして、該熱間押出工程（１）は、押出温度が７００℃以下であり、且つ鋳塊の結晶粒の微細化が、０．０８〜０．１３質量％のＰを含有する鋳塊中で行われているという条件にあり、この条件では、押出比は２５０〜５００であることが望ましい。
【００３６】
本発明の黄銅材料の製造方法（１）では、次いで、該熱間押出材、又は該熱間押出材を冷間加工して得られる冷間加工材を、３５０〜６５０℃の温度で熱処理する熱処理工程（１）を行う。該熱処理工程（１）を行うことにより、Ｃｕ−Ｚｎ状態図に基づく金相学上の原理に従って、β相の一部がα相に変化して、組織中のα相の存在比率が増大し、その結果、残留したβ相はα相によって分断されα相に包み込まれたような形態となり、α相の結晶粒径が２５μｍ以下、β相の結晶粒径が１５μｍ以下、β相に対するα相の相対比率が９０％となる。
【００３７】
該熱処理工程（１）において、熱処理温度が、３５０℃未満だと、β相の分断効果が十分に得られず、また、６５０℃を越えると、α相からβ相への変態が生じ、β相が増えて連続相となり、耐脱亜鉛腐食性が低くなる。
【００３８】
本発明の黄銅材料の製造方法（１）では、該熱処理工程（１）を行った後、熱処理された材料に、更に、抽伸加工、矯正仕上げ加工などを施すことができる。
【００３９】
すなわち、本発明の黄銅材料の製造方法（１）は、Ｃｕ：６０．０〜６３．０質量％、Ｐｂ：０．９〜３．７質量％、Ｐ：０．０８〜０．１３質量％、Ｓｎ：０．１０〜０．５０質量％、Ｆｅ：０．１０〜０．５０質量％を含有し、残部Ｚｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅材である該ビレットを、７００℃以下の温度で、熱間押出し、該熱間押出材を得る熱間押出工程（１）と、
該熱間押出材、又は該熱間押出材を冷間加工して得られる冷間加工材を、３５０〜６５０℃の温度で熱処理する熱処理工程（１）と、
を有する黄銅材料の製造方法である。
【００４０】
本発明の黄銅材料の製造方法の第二の形態例（以下、本発明の黄銅材料の製造方法（２）とも記載する。）では、先ず、熱間押出工程（２）を行い、熱間押出材を得る。該熱間押出工程（２）は、本発明の黄銅材料の製造方法（１）に係る該熱間押出工程（１）と同様であり、押出比についても同様である。
【００４１】
本発明の黄銅材料の製造方法（２）では、次いで、該熱間押出材を１０℃／秒以下の冷却速度で徐冷する冷却工程（２）を行う。
【００４２】
該冷却工程（２）では、７００℃以下で熱間押出した該熱間押出材を、１０℃／秒以下の冷却速度で徐冷することにより、Ｃｕ−Ｚｎ状態図に基づく金相学上の原理に従って、β相の一部がα相に変化して、組織中のα相の存在比率が増大し、その結果、残留したβ相はα相によって分断されα相に包み込まれたような形態となり、α相の結晶粒径が２５μｍ以下、β相の結晶粒径が１５μｍ以下、β相に対するα相の相対比率が９０％となる。
【００４３】
一方、該冷却工程（２）において、冷却速度が１０℃／秒を超えると、６５０℃を超える高温領域では、β相からβ＋α相への変態が生じるため、拡散距離が短範囲で足りるから問題ないが、６５０℃以下の温度領域では、β相からα相への変態が生じるため、長範囲の拡散が必要となり、冷却速度に拡散速度が追随し切れず、β相の分断が不十分となり、耐脱亜鉛腐食性が低くなる。
【００４４】
本発明の黄銅材料の製造方法（２）では、該冷却工程（２）を行った後、熱処理された材料に、更に、抽伸加工、矯正仕上げ加工などを施すことができる。
【００４５】
すなわち、本発明の黄銅材料の製造方法（２）は、Ｃｕ：６０．０〜６３．０質量％、Ｐｂ：０．９〜３．７質量％、Ｐ：０．０８〜０．１３質量％、Ｓｎ：０．１０〜０．５０質量％、Ｆｅ：０．１０〜０．５０質量％を含有し、残部Ｚｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅材である該ビレットを、７００℃以下の温度で、熱間押出し、該熱間押出材を得る熱間押出工程（２）と、
該熱間押出材を、１０℃／秒以下の冷却速度で徐冷する冷却工程（２）と、
を有する黄銅材料の製造方法である。
【００４６】
本発明の黄銅材料の製造方法の第三の形態例（以下、本発明の黄銅材料の製造方法（３）とも記載する。）では、先ず、Ｃｕ：６０．０〜６３．０質量％、Ｐｂ：０．９〜３．７質量％、Ｐ：０．０８〜０．１３質量％、Ｓｎ：０．１０〜０．５０質量％、Ｆｅ：０．１０〜０．５０質量％を含有し、残部Ｚｎ及び不可避不純物からなる組成を有する黄銅材である被鍛造材を、熱間鍛造し、熱間鍛造材を得る熱間鍛造工程（３）を行う。
【００４７】
該熱間鍛造工程（３）に係る該被鍛造材としては、上記の組成を有する合金を造塊し、次いで、熱間押出した黄銅材や、熱間押出後引抜加工された黄銅材等が挙げられる。該被鍛造材は、α相とβ相の混合組織であるため、熱間加工性に優れ、熱間鍛造に供すること、特に金型鍛造に供することに適している。該金型鍛造とすることにより、共晶温度よりも高い温度での熱間鍛造が可能となる。
【００４８】
該熱間鍛造工程（３）において、鍛造温度は、鍛造時の塑性流動性や、鍛造後組織の耐食性への影響を考慮すると、６００〜８５０℃が好適である。
【００４９】
本発明の黄銅材料の製造方法（３）では、次いで、該熱間鍛造材を、３５０〜６５０℃の温度で熱処理する熱処理工程（３）を行う。該熱処理工程（３）を行うことにより、Ｃｕ−Ｚｎ状態図に基づく金相学上の原理に従って、β相の一部がα相に変化して、組織中のα相の存在比率が増大し、その結果、残留したβ相はα相によって分断されα相に包み込まれたような形態となり、α相の結晶粒径が２５μｍ以下、β相の結晶粒径が１５μｍ以下、β相に対するα相の相対比率が９０％となる。
【００５０】
該熱処理工程（３）において、熱処理温度が、３５０℃未満だと、β相の分断効果が十分に得られず、また、６５０℃を越えると、α相からβ相への変態が生じ、β相が増えて連続相となり、耐脱亜鉛耐食性が低くなる。
【００５１】
本発明の黄銅材料の製造方法（３）では、該熱処理工程（３）を行った後、熱処理された材料に、更に、抽伸加工、矯正仕上げ加工などを施すことができる。
【００５２】
すなわち、本発明の黄銅材料の製造方法（３）は、Ｃｕ：６０．０〜６３．０質量％、Ｐｂ：０．９〜３．７質量％、Ｐ：０．０８〜０．１３質量％、Ｓｎ：０．１０〜０．５０質量％、Ｆｅ：０．１０〜０．５０質量％を含有し、残部Ｚｎ及び不可避不純物からなる組成を有する該被鍛造材を、熱間鍛造し、該熱間鍛造材を得る熱間鍛造工程（３）と、
該熱間鍛造材を、３５０〜６５０℃の温度で熱処理する熱処理工程（３）と、
を有する黄銅材料の製造方法である。
【００５３】
本発明の黄銅材料の製造方法の第四の形態例（以下、本発明の黄銅材料の製造方法（４）とも記載する。）では、先ず、熱間鍛造工程（４）を行い、熱間鍛造材を得る。該熱間鍛造工程（４）は、本発明の黄銅材料の製造方法（３）に係る該熱間鍛造工程（３）と同様である。
【００５４】
本発明の黄銅材料の製造方法（４）では、次いで、該熱間鍛造材を、１０℃／秒以下の冷却速度で徐冷する冷却工程（４）を行う。
【００５５】
該冷却工程（４）では、６００〜８５０℃で熱間鍛造した該熱間鍛造材を、１０℃／秒以下の冷却速度で徐冷することにより、Ｃｕ−Ｚｎ状態図に基づく金相学上の原理に従って、β相の一部がα相に変化して、組織中のα相の存在比率が増大し、その結果、残留したβ相はα相によって分断されα相に包み込まれたような形態となり、α相の結晶粒径が２５μｍ以下、β相の結晶粒径が１５μｍ以下、β相に対するα相の相対比率が９０％となる。
【００５６】
一方、該冷却工程（４）において、冷却速度が１０℃／秒を超えると、６５０℃を超える高温領域では、β相からβ＋α相への変態が生じるため、拡散距離が短範囲で足りるから問題ないが、６５０℃以下の温度領域では、β相からα相への変態が生じるため、長範囲の拡散が必要となり、冷却速度に拡散速度が追随し切れず、β相の分断が不十分となり、耐脱亜鉛腐食性が低くなる。
【００５７】
本発明の黄銅材料の製造方法（４）では、該冷却工程（４）を行った後、熱処理された材料に、更に、抽伸加工、矯正仕上げ加工などを施すことができる。
【００５８】
本発明の黄銅材料の製造方法（３）及び本発明の黄銅材料の製造方法（４）は、特に、熱間鍛造工程の前工程である押出工程にて、十分な押出比がとれず、押出材におけるα相、β相の結晶粒が十分に微細化されない場合等において、該熱間鍛造工程（３）又は該熱間鍛造工程（４）を採用することにより、α相、β相の結晶粒の微細化が十分に図れるため、本発明の黄銅材料の製造に有効である。
【００５９】
本発明の黄銅材料、及び本発明の黄銅材料の製造方法により得られた黄銅材料は、水栓金具や、炭酸ガス冷媒給湯機の継手等に、好適に用いられる。
【００６０】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明するとともに、それに基づいてその効果を実証する。なお、これらの実施例は、本発明の好ましい一実施態様を説明するためのものであって、これにより本発明が制限されるものではない。
【実施例】
【００６１】
＜実施例１及び比較例１・・・合金成分の比較＞
（実施例１）
切りくず等の再生原料を主原料とし、これに新地金を混合して添加元素の濃度を調整し、表１に示す組成の合金を溶解、鋳造し、直径２９４ｍｍのビレットに造塊した。
得られた鋳塊を、６４０℃の温度で直径１８ｍｍの棒材に押出加工した後、断面減少率１０％で抽伸加工し、次いで、４８０℃、２時間の条件で熱処理し、さらに断面減少率２０％で抽伸した後、矯正仕上げ加工した。なお、電気炉を使用して所定温度に所定時間保持した後、徐冷することにより熱処理を行った。押出比は約２７０であった。
矯正仕上げ加工後、Ｎｏ．１〜１１の試験材を得た。
【００６２】
【表１】
0005062829.tif 000002
１）表中、Znの組成の「R」は、残部がZnであることを指す。
【００６３】
（比較例１）
実施例１と同様に、切りくず等の再生原料を主原料とし、これに新地金を混合して添加元素の濃度を調整し、表２に示す組成の合金を溶解、鋳造し、直径２９４ｍｍのビレットに造塊した。
得られた鋳塊を、６４０℃の温度で直径１８ｍｍの棒材に押出加工した後、断面減少率１０％で抽伸加工し、次いで、４８０℃、２時間の条件で熱処理し、さらに断面減少率２０％で抽伸した後、矯正仕上げ加工した。なお、電気炉を使用して所定温度に所定時間保持した後、徐冷することにより熱処理を行った。押出比は約２７０であった。
矯正仕上げ加工後、Ｎｏ．１２〜２１の試験材を得た。
【００６４】
【表２】
0005062829.tif 000003
１）表中、Znの組成の「R」は、残部がZnであることを指す。
【００６５】
矯正仕上げ加工後の試験材について、下記の方法により組織観察し、また、加工性、耐脱亜鉛腐食性、切削性を評価した。評価結果を、実施例１について表３、比較例１について表４に示す。
【００６６】
（１）組織観察
矯正仕上げ加工後の試験材の縦断面を顕微鏡で観察し、β相が連続状か分断状かを確認した。表３及び表４において、βｃはβ相が連続状のものを示し、βｄはβ相が分断状のものを示す。なお、断面観察において、β相が隣合い粒子群を形成していたとしても、そのβ相粒子群の最大長さが、１５μｍ以下である場合を「分断状」と、そうでない場合を「連続状」とした。
また、ＪＩＳ Ｈ ０５０１に規定された切断法により、α相粒径及びβ相粒径並びにβ相に対するα相の相対比率Ａ（％）を測定した。
Ａ（％）＝｛α相の面積／（α相の面積＋β相の面積）｝×１００
【００６７】
（２）加工性
押出加工及び抽伸加工中に、破断あるいは割れが生じたものを不合格（×）、欠陥を生じることなく加工できたものを合格（○）とした。
【００６８】
（３）耐脱亜鉛腐食性の評価
耐脱亜鉛腐食性を、ＪＢＭＡ−Ｔ３０３法により評価した。その手順は下記のとおりであるが、試験標準に範囲として規定されている条件を、一部固定して行った。
曝露試験面は棒の加工方向に直角な断面として、暴露面積は１５０ｍｍ２とした。エポキシ系樹脂に埋込んだ後、試験片に接着固定したビニール被覆銅線を、アクリル系保護管を通して樹脂側面から取り出し、曝露試験面を研磨、水洗した（以下、電極試料と記載する。)。
１０００ｍＬの水に重炭酸ナトリウム０．４０ｇ及び塩化ナトリウム２９．２２ｇを溶解して試験液とし、６０±２℃に調整した恒温水槽内に試験液１０００ｍＬを入れ、混合ガスＣＯ２＋Ｏ２＋Ｎ２(１０：２０：７０)を通して飽和させた（ｐＨ６．５〜７．５)。なお、試験中は飽和状態を維持するため、混合ガスを連続注入した。試験槽中に白金電極と電極試料をセットし、定電流発生装置に連結し、電流密度１．０ｍＡ／ｃｍ２で２４時間電流を印加した。試験終了後、暴露面に対し垂直な断面の観察を行い、最大侵食深さの測定を行った。なお、最大侵食深さとは、全面溶解深さと脱亜鉛深さとの合計深さをいう。
脱亜鉛腐食深さ１００μｍ以下（すなわち、実用上、脱亜鉛腐食の問題が生じない深さ）のものを合格（○）、脱亜鉛腐食深さが１００μｍを超えるものを不合格（×）とした。
【００６９】
（４）切削性
一定の条件で切削加工を行い、切粉が細かく分断して切削性が優れていたものを合格（○）、切屑が連続したものを不合格（×）とした。
【００７０】
【表３】
0005062829.tif 000004
【００７１】
【表４】
0005062829.tif 000005
【００７２】
表３にみられるように、実施例１の試験材Ｎｏ．１〜１１はいずれも、β相がα相で分断された組織形態を示し、熱間加工性及び冷間加工性は良好であり、優れた切削性、耐脱亜鉛腐食性を示した。
【００７３】
一方、表４に示すように、比較例１の試験材Ｎｏ．１２はＣｕ含有量が低いため、高温長時間の熱処理を行ってもβ相が分断されず脱亜鉛腐食性が改善されない。また、β相存在率が高いため冷間加工性が劣り、抽伸加工で破断が生じた。
試験材Ｎｏ．１３はＣｕ量が多いため、β相存在率が低く熱間加工時の変形抵抗が高くなり、押し詰まりが生じた。７００℃まで温度を上昇させても押出しすることはできなかった。
試験材Ｎｏ．１４はＰｂ含有量が低いため、切削屑が螺旋状に連なり十分な切削性が得られなかった。
試験材Ｎｏ．１５はＰｂ量が多いため、熱間加工時にＰｂの溶融に起因して割れが生じ、割れを抑制するためには押出速度を低下させなければならなかった。また、Ｐｂを起点として抽伸時に破断が生じた。
試験材Ｎｏ．１６は、Ｐの含有量が少ないため、１００μｍを越える深さの脱亜鉛腐食が生じた。
試験材Ｎｏ．１７はＰ量が多いため、熱間押出し時に共晶割れが発生し、以後の試験に供することができなかった。
試験材Ｎｏ．１８はＳｎ含有量が低いため、β相の脱亜鉛腐食を抑制する効果が不十分となり１００μｍを越える深さの脱亜鉛腐食が生じた。
試験材Ｎｏ．１９はＳｎ量が多いため、γ相が析出しγ相を起点として抽伸時に破断が生じた。
試験材Ｎｏ．２０はＦｅ含有量が低いため、高温の熱処理においてα相の粗大化が生じ、抽伸加工時の延性不足に起因して割れが生じた。また粒界腐食により、耐食性も満足することができなかった。
試験材Ｎｏ．２１はＦｅ量が多いため、押出温度の６４０℃ではＦｅが完全に固溶せず、残留したＦｅが起点となって抽伸時に破断が生じた。
【００７４】
＜実施例２及び比較例２・・・熱間押出後の冷却速度・熱処理条件の比較＞
（実施例２）
切りくず等の再生原料を主原料とし、これに新地金を混合して添加元素の濃度を調整し、表５に示す組成の合金を溶解、鋳造し、直径２９４ｍｍのビレットに造塊した。
Ｎｏ．２２及びＮｏ．２３では、得られた鋳塊を、６４０℃の温度で直径１８ｍｍの棒材に押出加工した後、断面減少率１０％で冷間抽伸加工し、次いで、Ｎｏ．２２では３５０℃、５時間の条件で、Ｎｏ．２３では６５０℃、１時間の条件で、熱処理し、更に断面減少率２０％で冷間抽伸加工した後、矯正仕上げ加工した。なお、電気炉を使用して所定温度に所定時間保持した後、徐冷することにより熱処理を行った。押出比は約２７０であった。
また、Ｎｏ．２４では、得られた鋳塊を、６４０℃の温度で直径１８ｍｍの棒材に押出加工した後、冷却速度１０℃／秒で冷却し、断面減少率２０％で冷間抽伸加工した後、矯正仕上げ加工した。押出比は約２７０であった。
矯正仕上げ加工後、Ｎｏ．２２〜２４の試験材を得た。
【００７５】
【表５】
0005062829.tif 000006
１）表中、Znの組成の「R」は、残部がZnであることを指す。
【００７６】
（比較例２）
実施例２と同様に、切りくず等の再生原料を主原料とし、これに新地金を混合して添加元素の濃度を調整し、表６に示す組成の合金を溶解、鋳造し、直径２９４ｍｍのビレットに造塊した。
Ｎｏ．２５及びＮｏ．２６では、得られた鋳塊を、６４０℃の温度で直径１８ｍｍの棒材に押出加工した後、断面減少率１０％で冷間抽伸加工し、次いで、Ｎｏ．２５では３４０℃、５時間の条件で、Ｎｏ．２６では６６０℃、１時間の条件で、熱処理し、さらに断面減少率２０％で冷間抽伸加工した後、矯正仕上げ加工した。なお、電気炉を使用して所定温度に所定時間保持した後、徐冷することにより熱処理を行った。押出比は約２７０であった。
また、Ｎｏ．２７では、得られた鋳塊を、６４０℃の温度で直径１８ｍｍの棒材に押出加工した後、冷却速度１１℃／秒で冷却し、断面減少率２０％で冷間抽伸加工した後、矯正仕上げ加工した。押出比は約２７０であった。
また、Ｎｏ．２８では、得られた鋳塊を、７１０℃の温度で直径１８ｍｍの棒材に押出加工した後、断面減少率１０％で冷間抽伸加工し、ついで、４８０℃、２時間の条件で、熱処理し、さらに断面減少率２０％で冷間抽伸加工した後、矯正仕上げ加工した。なお、電気炉を使用して所定温度に所定時間保持した後、徐冷することにより熱処理を行った。押出比は約２７０であった。
また、Ｎｏ．２９では、得られた鋳塊を、６４０℃の温度で直径５０ｍｍの棒材に押出加工した後、冷却速度１０℃／秒で冷却し、断面減少率２０％で冷間抽伸加工した後、矯正仕上げ加工した。押出比は約３５であった。
矯正仕上げ加工後、Ｎｏ．２５〜２９の試験材を得た。
【００７７】
【表６】
0005062829.tif 000007
１）表中、Znの組成の「R」は、残部がZnであることを指す。
【００７８】
矯正仕上げ加工後の試験材について、実施例１と同様の評価を行った。評価結果を実施例２について表７、比較例２について表８に示す。
【００７９】
【表７】
0005062829.tif 000008
【００８０】
【表８】
0005062829.tif 000009
【００８１】
表７にみられるように、実施例２の試験材Ｎｏ．２２〜２４はいずれも、β相がα相で分断された組織形態を示し、熱間加工性及び冷間加工性は良好であり、優れた切削性、耐脱亜鉛腐食性を示した。
【００８２】
一方、表８に示すように、比較例２の試験材Ｎｏ．２５は、熱処理温度が低いため、β相が完全に分断されず十分な耐脱亜鉛腐食性が得られなかった。また、熱処理後のβ相存在率が高いため抽伸時に破断が生じた。
試験材Ｎｏ．２６は、熱処理温度が高いため、β相存在率が高くなり脱亜鉛腐食が顕著となり、抽伸時の破断発生率も大きくなった。
試験材Ｎｏ．２７は、押出後の冷却速度が大きいためα相の析出が不十分となり、β相存在率が高く且つβ相がα相により分断されず、十分な耐脱亜鉛腐食性が得られなかった。また、抽伸時の破断発生率も大きくなった。
試験材Ｎｏ．２８は、熱間押出し温度が高いために割れが発生し、以後の試験に供することができなかった。
試験材Ｎｏ．２９は、押出比が低いため、α相、β相の結晶粒度が大きく、十分な耐脱亜鉛腐食性は得られなかった。
【００８３】
＜実施例３及び比較例３・・・・熱間押出後の冷却速度・熱処理条件の比較＞
（実施例３）  
試験材Ｎｏ．５を用い、呼び径２０Ａの水栓バルブを７５０℃で熱間鍛造し、Ｎｏ．３０では３５０℃、６時間の条件で熱処理を行い、Ｎｏ．３１では６５０℃、１時間の条件で熱処理を行い、Ｎｏ．３２では冷却速度１０℃／秒で冷却を行って、Ｎｏ．３０〜３２の試験材を得た。
また、試験材Ｎｏ．２７を用い、呼び径２０Ａの水栓バルブを７５０℃で熱間鍛造し、３５０℃、６時間の条件で熱処理を行って、Ｎｏ．３３の試験材を得た。
なお、Ｎｏ．３０、３１及び３３の試験材については、電気炉を使用して所定温度に所定時間保持した後、徐冷することにより熱処理を行った。
【００８４】
【表９】
0005062829.tif 000010
１）表中、Znの組成の「R」は、残部がZnであることを指す。
【００８５】
（比較例３）
実施例３と同様、試験材Ｎｏ．５を用い、呼び径２０Ａの水栓バルブを７５０℃で熱間鍛造し、Ｎｏ．３４では３４０℃、６時間の条件で熱処理を行い、Ｎｏ．３５では６６０℃、１時間の条件で熱処理を行い、Ｎｏ．３６では冷却速度１１℃／秒で冷却を行って、Ｎｏ．３４〜３６の試験材を得た。なお、Ｎｏ．３４及び３５の試験材についは、電気炉を使用して所定温度に所定時間保持した後、徐冷することにより熱処理を行った。
【００８６】
【表１０】
0005062829.tif 000011
１）表中、Znの組成の「R」は、残部がZnであることを指す。
【００８７】
熱間鍛造後の試験材について、実施例１と同様の評価を行った。ただし、加工性の評価は熱間のみとし、熱間鍛造中に割れが生じたものを不合格（×）、欠陥を生じることなく加工できたものを合格（○）とした。
評価結果を実施例３について表１１、比較例３について表１２に示す。
【００８８】
【表１１】
0005062829.tif 000012
【００８９】
【表１２】
0005062829.tif 000013
【００９０】
表１１にみられるように、実施例３の試験材Ｎｏ．３０〜３３はいずれも、β相がα相で分断された組織形態を示し、熱間加工性は良好であり、優れた切削性、耐脱亜鉛腐食性を示した。
【００９１】
一方、表１２に示すように、比較例３の試験材Ｎｏ．３４は、熱処理温度が低いため、α相比率が９０％を下回り、十分な耐脱亜鉛腐食性が得られなかった。
試験材Ｎｏ．３５は、熱処理温度が高いため、β相比率が１０％を超え、且つβ相粒径が１５μｍを超えたため、脱亜鉛腐食が顕著となった。
試験材Ｎｏ．３６は、熱間鍛造後の冷却速度が大きいためα相の析出が不十分となり、β相比率が１０％を超え、且つβ相粒径が１５μｍを超えたため、十分な耐脱亜鉛腐食性が得られなかった。