JP2000355746A - Production of brass and producing equipment therefor - Google Patents
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Abstract
Description
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、金属材料とその製
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。The present invention relates to a metal material, a method for producing the same, and a metal product. The present invention mainly relates to Cu
The present invention relates to a Zn-based copper alloy, that is, brass and a method for producing the same, but the principle of the present invention is not limited to brass alone.
【０００２】[0002]
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】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
緩和することによって得られるものである。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。2. Description of the Related Art Conventionally, as a metal material having an elongation rate exceeding 1000%,
For example, aluminum and stainless steel are known. These good elongations are obtained by the intergranular slip of the crystal grains relaxing the strain. Since grain boundary sliding works effectively with low-speed external force having a strain rate of about 0.01 / sec, aluminum and stainless steel have large ductility with respect to such low-speed external force. However, for a high-speed external force having a strain rate exceeding 0.1 / sec, grain boundary sliding does not work effectively, so that excessive dislocations occur in the crystal grains, and as a result, cracks occur.
【０００３】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。[0003] In order to prevent cracking due to such high-speed external force, recrystallization (dynamic recrystallization) by thermal energy or strain energy due to deformation during processing is known. The use of dynamic recrystallization to improve ductility has been practiced with brass and the like.
【０００４】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
にはエネルギーが不足している。In conventional brass, the strain rate is 0.1 / sec.
At a high speed external force of about 100%. However, obtaining more ductility is difficult with the prior art. In order to obtain high ductility against a high-speed external force, it is necessary to increase the recrystallization speed. As a method, when a high temperature state is set to increase thermal energy for causing recrystallization, crystal grains are coarsened before a processing force is applied, and dynamic recrystallization does not occur during processing. Therefore, conventionally, a processing force is applied at a temperature lower than a limit at which the crystal grains are not coarsened, and therefore, energy is insufficient to further increase the recrystallization speed.
【０００５】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。[0005] By the way, brass has many uses. The characteristics required for brass vary depending on the application.
For example, a brass material for forging is required to have high ductility against the high-speed external force described above. Further, for example, brass used for water contact parts such as valves and faucet fittings is required to have high corrosion resistance and high erosion resistance to water. Furthermore, high strength and good machinability are also required for various uses.
【０００６】水に対する良好な耐食性を有するＣｕ−Ｚ
ｎ−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。Cu-Z having good corrosion resistance to water
Naval brass rod (JIS C
-4641), a high-strength brass bar (JIS C-6782) is known as a Cu-Zn-based copper alloy. Here, the corrosion resistance of brass mainly means resistance to dezincification corrosion. Dezincification corrosion refers to a phenomenon in which Zn is easily eluted preferentially in water due to the difference in ionization tendency of Cu and Zn, and as a result, the content of Zn decreases with time and the strength decreases, This is an important issue when applying brass to water contact components.
【０００７】耐食性の改善については、特公昭６１−５
８５４０号公報に、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ系の銅合金にＰ
ｂ，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，Ｆ
ｅ，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。The improvement of corrosion resistance is described in JP-B-61-5-5.
No. 8540 discloses that Cu-Zn-Sn based copper alloy
Disclosed is brass, which is a substantially α-phase to which b, Fe, Ni, Sb and P are added. JP-A-6-108184
Discloses that Pb, F is added to a Cu—Zn—Sn based copper alloy.
It is disclosed that a material to which e, Ni, Sb and P are added is heat-extruded or drawn out at a temperature of 500 to 600 ° C. for 30 minutes to 3 hours to substantially form an α phase. These prior arts achieve good corrosion resistance by substantially forming a single α phase without precipitating a β phase having extremely poor corrosion resistance.
【０００８】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。However, the above-mentioned conventional brass, which is substantially a single α-phase, is inferior in mechanical strength and machinability. Conventional brass having good mechanical strength and machinability has an α + β crystal structure. However, since the β phase is extremely poor in corrosion resistance, conventional brass having an α + β crystal structure is inferior in corrosion resistance. In short, according to the prior art, it is difficult to achieve both corrosion resistance, strength, and machinability.
【０００９】本発明はこのような問題点に鑑みてなされ
たものであって、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を目的とする。また、高速な外
力に対しての高い延性と、良好な耐食性と良好な切削性
をもち、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。また、上記各
目的にかかる黄銅の製造方法を提供することを目的とす
る。さらには、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。The present invention has been made in view of the above problems, and has as its object to provide a metal material having high ductility against a high-speed external force. Another object of the present invention is to provide brass having high ductility against high-speed external force, good corrosion resistance and good cutting properties, and excellent in various properties such as ductility, strength, cutting properties and corrosion resistance. Another object of the present invention is to provide a method for producing brass according to the above objects. Another object of the present invention is to provide metal products and brass products excellent in various properties.
【００１０】[0010]
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するた
め、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。In order to solve the above-mentioned problems, a metal material according to a first aspect of the present invention has a crystal structure such that when deformed by an external force, strain of a metal crystal is dispersed and generated. Thus, the strain energy due to the deformation can be an energy source for recrystallization of the metal crystal. Therefore, when a high-speed external force is applied, the strain is generated not locally but in a dispersed manner, and the large strain energy causes recrystallization and dislocation is eliminated. As a result, high ductility to high-speed external force is obtained.
【００１１】本発明に第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。According to a second aspect of the present invention, there is provided a method of manufacturing a metal product, comprising: applying a strain energy of a metal crystal deformed by an external force during hot working to SE; When energy is TE, SE + TE> minimum energy required for recrystallization of deformed metal crystal, TE <energy required for coarsening of crystal grains in the absence of external force, And a step of performing interworking.
【００１２】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しまう
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。According to the manufacturing method of the present invention, when performing hot working, the metal material is not heated to a high temperature at which the crystal grains become coarse and ductility is reduced, but at a relatively low temperature. So that dynamic recrystallization can occur effectively,
Conditions are set so that the strain energy in the metal material caused by the deformation due to the external force becomes sufficiently large (the energy due to the deformation is estimated to be the potential energy of the dislocation). One example of such a condition is to adjust the crystal structure of the metal material to be subjected to hot working to one that causes the strain to be dispersed when subjected to an external force. Microscopically, it is presumed that the transition is dispersed). As a result, when the crystal grains are not coarsened during heating, and dynamic recrystallization is effectively generated in the material when an external force for processing is applied, large ductility can be realized even with a high-speed external force.
【００１３】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、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。One type of crystal structure in which strain is dispersed when subjected to an external force is a mixture of relatively soft and relatively hard crystals, and the crystal grains are sufficiently fine. It is something. In such a crystal structure, the soft crystal is deformed when subjected to an external force, and the deformed soft crystal moves and disperses (perhaps due to the action of grain boundary sliding between the soft crystal and the hard crystal). Such a crystal structure is realized in an alloy containing at least two kinds of metal elements and in which a soft crystal phase and a hard crystal phase are precipitated, typically, brass which is an alloy of Cu and Zn. Can be. Specific examples thereof include α + β, α + β + γ, and α + γ-type brass having fine crystal grains (15 μm or less).
【００１４】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。It is also possible to form a solid solution with a third element which contributes to increasing the recrystallization rate (increase the rate at which nuclei for recrystallization are generated) in the soft crystal of the alloy of two metals as described above. It is valid. A typical example of such a third element is an element whose atomic radius is close to that of the above two metal elements, for example, Sn in the case of brass, so as to form a solid solution in a soft crystal by substitution.
【００１５】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。The brass according to the third aspect of the present invention has an α + β crystal structure in a recrystallization temperature range, and has an area ratio of (A1) β phase in the recrystallization temperature range of 30 to 80%; (A2) α
The condition that the average crystal grain size of the phase and the β phase is 15 μm or less, preferably 10 μm or less, and that (A3) α phase is dispersed and present.
【００１６】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／ｓ
ｅｃ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。A preferred embodiment of the brass according to the invention is:
In the recrystallization temperature range, (1) a strain rate of 1 / sec gives 100% strain and there is no breakage, (2) a strain rate of 0.1 / sec gives 200% strain and there is no breakage, 3) The strain rate is 0.01 / s
It has high hot ductility such that it gives no more than 200% strain at ec and no breakage, or (4) it gives no more than 600% strain at a strain rate of 0.001 / sec and no breakage. Such high elongation cannot be realized with conventional brass. Further, conventional superplastic materials (for example, aluminum and stainless steel) do not have good ductility against high-speed strain as described in (1) and (2) above.
【００１７】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５〜３
０％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。[0017] The brass of the present invention includes "α + γ type", "α
+ Β + γ type ”,“ α + normal β type ”and“ α
+ Enhanced β type ”in this specification. “Α + γ type” brass is α +
has a crystal structure of γ, and has an area ratio of (B1) γ phase of 3 to 30%, preferably 5 to 3 at room temperature.
0%, (B2) the average crystal grain size of the α phase is 15 μm or less, preferably 10 μm or less, and (B3) the average crystal grain size (minor axis) of the γ phase is 8 μm or less, preferably 5 μm or less. And (B4) the γ phase is present at the grain boundary of the α phase. This type of brass has excellent machinability.
【００１８】「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８ｗｔ％以上のＳｎを含有し、かつ
(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。The “α + β + γ type” brass has a crystal structure of α + β + γ at room temperature, and has an area ratio of (B1) α phase of 40 to 94% at room temperature, and (B2) β
(B3) the area ratio of both the phase and the gamma phase is 3 to 30%;
The condition that the average crystal grain diameter of the α phase and the β phase is 15 μm or less, preferably 10 μm or less, and (B4) the average crystal grain minor diameter of the γ phase is 8 μm or less, preferably 5 μm or less is satisfied. . This type of brass also has excellent machinability. This type of brass preferably further contains at least 8 wt% of Sn in the (B5) γ phase at normal temperature, and
(B6) The condition that the β phase is surrounded by the γ phase can be satisfied. Then, corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance (SCC resistance) also become excellent.
【００１９】「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１５
μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下であり、かつ(B3)
β相が１．５ｗｔ％以上のＳｎを含有する、という条件
を満たしている。このタイプの黄銅は、切削性、耐食性
及び耐ＳＣＣ性の全てに優れる。The “α + normal β type” brass has an α + β crystal structure at room temperature, and has an area ratio of (B1) β phase of 20% or more, preferably 25% at room temperature.
And (B2) the condition that the average crystal grain size of the α phase and the β phase is 15 μm or less, preferably 10 μm or less. This type of brass has excellent machinability and strength. The “α + enhanced β type” brass has an α + β crystal structure at room temperature, and has an area ratio of (B1) β phase of 15% or more, preferably 20% at room temperature.
(B2) The average crystal grain size of the α phase and the β phase is 15
μm or less, preferably 10 μm or less, and (B3)
The condition that the β phase contains 1.5 wt% or more of Sn is satisfied. This type of brass is excellent in all of machinability, corrosion resistance and SCC resistance.
【００２０】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。Regardless of the type, the preferred embodiment has a strain rate of 0.01 / sec in the recrystallization temperature range.
In addition, it has good hot ductility such that it gives 400% strain and does not break, and has excellent characteristics shown at (1) to (3) below at room temperature. (1) Good cutting properties The cutting resistance index based on a free-cutting brass bar according to Japanese Industrial Standard JIS C-3604 is 80 or more. (2) Good corrosion resistance When performing a dezincification corrosion test in accordance with the Japan Copper and Brass Association Technical Standard JBMA T-303, if the maximum dezincing penetration depth direction is parallel to the processing direction, the maximum dezincing depth is 100 μm or less. If the maximum depth of zinc removal is perpendicular to the processing direction, the maximum zinc removal depth is 70 μm or less. (3) Good SCC Resistance When a cylindrical sample is exposed to an ammonia atmosphere on a 14% aqueous ammonia solution for 24 hours and then a load is applied, the maximum stress at which the sample does not crack is 180 N / mm 2 or more.
【００２１】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。No conventional metal material can satisfy the above conditions. For example, SPZ (zinc aluminum) and aluminum have poor corrosion resistance in water,
In particular, aluminum causes pitting corrosion, and since they are sticky, they have poor machinability.
【００２２】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３７〜４
６ｗｔ％であり、(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℃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。The method for producing brass according to the fourth aspect of the present invention is characterized in that (1) the apparent Zn content of the raw material composition is 37 to 4;
(2) The solidification rate during casting is 5 × 10 1-
10 5 K / sec, preferably 10 2 to 10 5 K / sec
And (3) producing a brass casting by performing casting under the condition that the cooling rate after solidification is 5 K / sec or more until the cooling rate becomes 400 ° C. or less. The brass casting produced by this method has high hot ductility because it satisfies the conditions in the brass recrystallization temperature range according to the third aspect of the present invention.
【００２３】本発明の製造方法は、上記鋳造の後に、４
８０〜６５０℃、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℃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。The manufacturing method of the present invention is characterized in that
The method may further comprise the step of hot extruding the brass casting at a temperature in the range of 80-650 ° C, preferably 480-600 ° C, to produce a brass extrudate. The cooling after the hot extrusion is preferably performed at a rate of 0.4 K / sec or more until the temperature becomes 400 ° C. or less. As a result, the brass extrudate also meets the requirements for brass according to the third aspect of the present invention.
【００２４】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３７〜４６ｗｔ％である黄
銅素材を、(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が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。The method for producing brass according to the fifth aspect of the present invention comprises the steps of: (1) extruding a brass material having an apparent Zn content of 37 to 46 wt% at a temperature of 480 to 650 ° C.
Preferably in the range of 480 to 600 ° C, and (2)
The cross-section reduction rate during extrusion is 90% or more, preferably 95%
% To produce a brass extrudate under the conditions of According to this production method, a brass extruded product satisfying the brass conditions according to the third aspect of the present invention can be obtained. The cooling rate after hot extrusion is preferably 0.4 K / sec or more until the temperature becomes 400 ° C. or less. By such cooling, the crystal grain size does not become coarse even after cooling, and one of the features of the brass of the present invention, 15 μm
A crystal structure having the following fine crystal grains is obtained.
【００２５】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。[0025] The method may further include the step of reheating the brass extrudate and hot forging at a temperature within the range of 480-750 ° C to produce a brass forging.
The forging also satisfies the requirements for brass according to the third aspect of the invention. The strain rate of hot forging is preferably 1 / sec
That is all. In such high-speed hot forging, the crystal grain size does not increase during forging. The cooling rate after hot forging is also preferably 0.4 K /
sec or more. Thereby, even after cooling, the crystal grain size does not increase, and fine crystal grains of 15 μm or less are obtained.
【００２６】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
０．９〜７ｗｔ％、熱間押出し又は熱間鍛造後の冷却速
度が４００℃以下になるまで０．４〜５Ｋ／ｓｅｃとい
う条件を選ぶことができる。あるいは、別法として、黄
銅素材のＳｎ含有量を０．９〜７ｗｔ％にするととも
に、黄銅鍛造物を加熱して４００〜５５０℃の温度に３
０秒間以上維持し、その後４００℃以下になるまで０．
４〜５Ｋ／ｓｅｃの速度で冷却する、という熱処理工程
を熱間鍛造工程の後に加えることもできる。Using the above-mentioned production method, “α + γ”
When making brass of the "type", the conditions of Sn content of the brass material of 0.9 to 7 wt%, 0.4 to 5 K / sec until the cooling rate after hot extrusion or hot forging becomes 400 ° C. or less. You can choose. Alternatively, as another method, the Sn content of the brass material is set to 0.9 to 7 wt%, and the brass forging is heated to a temperature of 400 to 550 ° C.
Maintain for at least 0 seconds, and then keep at 0.
A heat treatment step of cooling at a rate of 4 to 5 K / sec can be added after the hot forging step.
【００２７】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
０．９〜７ｗｔ％、熱間押出し又は熱間鍛造後の冷却速
度が４００℃以下になるまで０．４〜１０Ｋ／ｓｅｃと
いう条件を選ぶことができる。あるいは、冷却速度を上
記のように調整するのに代えて、熱間鍛造後に、黄銅鍛
造物を加熱して４５０〜５５０℃の温度に３０秒間以上
維持し、その後４００℃以下になるまで０．４〜１０Ｋ
／ｓｅｃの速度で冷却する、という熱処理工程を追加す
ることもできる。Using the above production method, the “α + β +
In the case of producing a “γ type” brass, the condition is that the Sn content of the brass material is 0.9 to 7 wt% and the cooling rate after hot extrusion or hot forging is 0.4 to 10 K / sec until the cooling rate becomes 400 ° C. or less. You can choose. Alternatively, instead of adjusting the cooling rate as described above, after hot forging, the brass forging is heated and maintained at a temperature of 450 to 550 ° C. for 30 seconds or more, and then the temperature is reduced to 400 ° C. or less until the temperature becomes 400 ° C. or less. 4-10K
A heat treatment step of cooling at a rate of / sec can be added.
【００２８】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
０．５〜７ｗｔ％で見掛け上のＺｎ含有量が３７〜４４
ｗｔ％、熱間押出し又は熱間鍛造後の冷却速度が４００
℃以下になるまで５〜１０００Ｋ／ｓｅｃという条件を
選ぶことができる。あるいは、冷却速度を上記のように
調整するのに代えて、熱間鍛造後に、黄銅鍛造物を加熱
して４７５〜５５０℃の温度に３０秒間以上維持し、そ
の後４００℃以下になるまで５〜１０００Ｋ／ｓｅｃ以
上の速度で冷却するという熱処理工程を追加することも
できる。When the “α + reinforced β type” brass of the present invention is produced using the above-mentioned production method, the Sn content of the brass material is 0.5 to 7 wt% and the apparent Zn content is 37 to 44.
wt%, cooling rate after hot extrusion or hot forging is 400
The condition of 5 to 1000 K / sec can be selected until the temperature becomes lower than or equal to ° C. Alternatively, instead of adjusting the cooling rate as described above, after hot forging, the brass forging is heated and maintained at a temperature of 475 to 550 ° C. for 30 seconds or more, and then cooled to 400 ° C. or less. A heat treatment step of cooling at a rate of 1000 K / sec or more can be added.
【００２９】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３７〜４６ｗｔ％である黄
銅素材を加熱し次に冷却するステップと、その黄銅素材
の冷却後の結晶組織をα＋γ、α＋β及びα＋β＋γの
中から選択するために、加熱温度、加熱の保持時間及び
冷却速度の少なくとも一つを制御するステップとを有す
る。例えば、同一の加熱温度及び加熱保持時間の下で、
冷却速度を、α＋γを得るには最も遅くし、α＋β＋γ
を得るにはより速くし、α＋βを得るには最も速くす
る、のように制御することができる。A method for producing brass according to a sixth aspect of the present invention comprises the steps of heating and then cooling a brass material having an apparent Zn content of 37 to 46 wt%, and cooling the brass material after cooling. Controlling at least one of a heating temperature, a heating holding time and a cooling rate in order to select a tissue from α + γ, α + β and α + β + γ. For example, under the same heating temperature and heating holding time,
The cooling rate is the slowest to obtain α + γ, α + β + γ
, And the fastest to obtain α + β.
【００３０】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−３６０
４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。[0030] The copper alloy (typically brass) according to the seventh aspect of the present invention has the following excellent cutting strength and mechanical strength. That is, Japanese Industrial Standard JIS C-360
The cutting resistance index based on the free-cutting brass bar according to No. 4 is 80 or more, and the 0.2% proof stress or the yield stress is 300 N.
/ Mm 2 or more. Conventionally, there is no copper alloy having such excellent machinability and strength. For example, bronze
Although it has a cutting resistance index of 80 or more, its 0.2% proof stress is only about 80 N / mm 2 and its tensile strength is about 220 N / mm 2 . Since bronze contains 79% or more of copper, it is generally difficult to improve the strength. One method for improving the strength of bronze is to increase the amount of Sn. However, when the amount of Sn in bronze increases, the number of defects such as shrinkage cavities (bubbles during solidification shrinkage) during casting increases, and as a result, the strength deteriorates. In contrast, the copper alloy of the present invention, particularly brass, has improved machinability and strength by appropriately balancing copper having excellent corrosion resistance and zinc having excellent machinability.
【００３１】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。The copper alloy (typically brass) according to the eighth aspect of the present invention has the following excellent SCC resistance.
That is, when a cylindrical sample of the copper alloy of the present invention is exposed to an ammonia atmosphere on a 14% aqueous ammonia solution for 24 hours while applying a load, the maximum stress at which the sample does not crack is 180 N / mm 2 or more. To improve the SCC resistance, it is necessary (although not sufficient) to improve the strength and the corrosion resistance. In the present invention, SCC resistance is improved by utilizing the characteristics of copper having excellent corrosion resistance. Bronze is vulnerable to stress and undergoes plastic deformation with a stress of about 100 N / mm 2 .
【００３２】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が１００μ
ｍ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。The brass according to the ninth aspect of the present invention has the following excellent cutting life and corrosion resistance. That is, when a cutting resistance index based on a free-cutting brass bar is 80 or more, and a dezincification corrosion test is performed in accordance with the Japan Copper and Brass Association Technical Standard JBMA T-303, the maximum dezincification penetration depth direction is the processing direction. When parallel to, maximum dezincing depth is 100μ
m, or when the maximum dezincing penetration depth direction is perpendicular to the processing direction, the maximum dezincing depth is 70 μm or less. Incidentally, the free-cutting brass rod has poor corrosion resistance, and the maximum dezincification depth reaches about 200 μm when the dezincification corrosion test is performed.
【００３３】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、Ｆ
ｅＳｉ又はＦｅＰのような金属間化合物や、Ｃｕ又はＭ
ｇ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。One method for improving the machinability of brass is
The average crystal grain size is 15 μm or less, preferably 10 μm or less. In addition to this, it is desirable to adjust the crystal structure so as to have an α phase and a portion softer or harder than the α phase existing at the grain boundary of the α phase. The portion softer than the α-phase is another metal such as Pb or Bi. The portion harder than the α phase is, for example, a β phase, a γ phase,
intermetallic compounds such as eSi or FeP, Cu or M
g oxide. When the crystal structures of α + β and α + γ are compared, α + γ has a larger difference in hardness between the two phases than α + β, so that the machinability is higher.
【００３４】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
wt％以上含有させることが有効である。また、α＋βの
結晶組織では、β相に耐食性向上のための第３元素（例
えば、Ｓｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｓｂ、Ｇｅ又はＧａ）を含有
させることが有効である。Ｓｎを含有させる場合、β相
中のＳｎ濃度は１．５wt％以上が好ましい。また、α相
と、β相と、β相の結晶粒を包囲したβ相より耐食性に
優れた部分とを有する結晶組織も有効である。β相より
耐食性に優れた部分とは、例えばＳｎを８ｗｔ％以上含
有したγ相である。このようなα＋β＋γの結晶組織で
は、γ相の脆さが現れないようにするために、γ相の平
均結晶粒短径を８μｍ以下とすることが望ましい。In order to improve the corrosion resistance as well as the machinability of brass, the following method can be adopted. For example, in an α + γ crystal structure, Sn is preferably contained in the
It is effective to contain at least wt%. In the α + β crystal structure, it is effective to include a third element (for example, Sn, Si, Al, Sb, Ge or Ga) for improving the corrosion resistance in the β phase. When Sn is contained, the Sn concentration in the β phase is preferably 1.5 wt% or more. Further, a crystal structure having an α phase, a β phase, and a portion surrounding the crystal grains of the β phase and having higher corrosion resistance than the β phase is also effective. The portion having better corrosion resistance than the β phase is, for example, the γ phase containing 8 wt% or more of Sn. In such an α + β + γ crystal structure, the average crystal grain minor diameter of the γ phase is desirably 8 μm or less in order to prevent the embrittlement of the γ phase from appearing.
【００３５】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、本発明の黄銅は要求される製品品質を十分満た
し得る。The brass having improved machinability and corrosion resistance according to the present invention can be applied to various uses, but is particularly suitable for water pipe parts. Since the brass of the present invention has a small average crystal grain size, the cold ductility is not so excellent. However, the brass of the present invention can sufficiently satisfy the required product quality in water tube component applications.
【００３６】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。Still another aspect of the present invention provides various products using the metal or brass of the present invention. Yet another aspect of the present invention also provides a manufacturing facility that can be used to manufacture the metal or brass of the present invention.
【００３７】[0037]
【発明の実施の形態】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。DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS The use of Cu-Zn based copper alloy is as follows.
Water contact parts such as faucets and water pipes, home appliances, mechanical parts, building materials, gas appliances and optical parts are widely used.
Copper alloys of this type are required not only for general properties such as strength, cold ductility, hardness, cutting and polishing properties, but also for water contact parts such as corrosion resistance, erosion resistance, stress corrosion cracking resistance, etc. It is also desirable that these materials have excellent characteristics.
【００３８】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。One principle of the present invention focuses on the characteristics of the crystal phase of a Cu—Zn-based copper alloy in order to improve the above-mentioned various characteristics. Three crystal phases, α, β, and γ, have been conventionally known. The γ phase is excellent in corrosion resistance and strength, but has a high brittleness, so that no attempt has been made to actively utilize its characteristics. The β phase has been conventionally evaluated as being unsuitable for water contact parts because of its low corrosion resistance. The α phase is excellent in corrosion resistance and cold ductility, but inferior in strength and machinability. As described above, the characteristics of each crystal phase are conventionally tended to be fixed, and no attempt has been made to actively modify the characteristics of the crystal phases.
【００３９】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。On the other hand, the inventors of the present invention have repeatedly studied the factors affecting the above-mentioned various properties and found that the size of crystal grains is also an important factor in addition to the type of crystal phase. did. According to the results of this study,
In addition, the characteristics of brass are improved by effectively utilizing the γ phase. Second, the properties of brass are improved, especially by modifying the properties of the β phase. Third, the properties of brass are improved by optimizing the grain size.
【００４０】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。As one specific means for precipitating the γ phase and modifying the properties of the β phase, the addition of Sn can be employed. However, the addition of Sn causes a reduction in hot ductility, and is not suitable for brass materials for forging. To solve this problem, the inventors conducted further research on hot ductility. As a result, fourthly, it was determined that optimization of the crystal grain size results in improvement of hot ductility. Fifth,
It has been determined that by optimizing the mixing ratio of the α phase and the β phase, a dynamic recrystallization of the β phase is obtained, thereby improving the hot ductility.
【００４１】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。In the embodiment of the present invention, the above research results are utilized. Before entering into the description of embodiments of the present invention, it will be useful to describe the properties of the three crystalline phases described above. FIG. 1 shows characteristics of three crystal phases appearing in a Cu—Zn alloy (brass) and characteristics of pure Cu, pure Zn, and pure Sn.
【００４２】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Ｚ
ｎ含有量を３７ｗｔ％以下とした場合にはα相単相とな
り、見掛け上のＺｎ含有量を３７ｗｔ％以上とした場合
にはβ相が現れる（α＋β又はβ）。更に見掛け上のＺ
ｎ含有量を増やすとγ相が現れる（α＋β＋γ、α＋
γ、β＋γ又はγ）。Ｚｎの真の含有量が低くても、Ｓ
ｎ（そのＺｎ当量は２である）を添加して特定の熱処理
を施すと、見掛け上のＺｎ含有量が増えてγ相が現れ
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〔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。As can be seen from FIG. 1, pure Cu is excellent in corrosion resistance, ductility at room temperature and cold forgeability (easiness of cold forging), but in terms of proof stress and machinability (easiness of cutting). Inferior. Instead, a Cu-Zn alloy (brass) to which Zn is added has been widely used. In Cu-Zn alloy,
The crystal structure differs depending on the amount of Zn added. Apparent Z
When the n content is 37 wt% or less, the phase becomes an α-phase single phase, and when the apparent Zn content is 37 wt% or more, a β phase appears (α + β or β). Further apparent Z
When the n content is increased, a γ phase appears (α + β + γ, α +
γ, β + γ or γ). Even if the true content of Zn is low, S
When n (the Zn equivalent is 2) is added and a specific heat treatment is performed, the apparent Zn content increases and a γ phase appears. Here, the term "apparent Zn content"
A is Cu content [wt%], B is Zn content [wt%].
%], T is the Zn equivalent of the third element (for example, Sn), and Q is the content [wt%] of the third element.
“{(B + t · Q) / (A + B + t · Q)} × 100”
Used in the sense of
【００４３】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２ｗｔ％以上にすると逆に脆
くなってしまう傾向がある。β相はα相とほぼ逆の特性
を持ち、耐食性及び冷間鍛造性には劣るが、耐力、熱間
鍛造性（熱間鍛造の容易さ）及び切削性には優れる。発
明者らの研究により得られた一つの新規な知見は、β相
結晶粒中にＳｎを添加することによって耐食性及び耐力
がともに向上し、特に耐食性はα相単相の合金とほぼ匹
敵する程度まで向上することである。γ相はＳｎを所定
量以上添加した場合に現れる。γ相は脆いが、耐食性及
び耐力には優れる。The α-phase single-phase brass is excellent in corrosion resistance and cold forgeability, but inferior in proof stress and machinability. Corrosion resistance and proof stress can be improved by adding Sn to this, but if the added amount of Sn is 2 wt% or more, it tends to be brittle. The β phase has almost the opposite characteristics to the α phase, and is inferior in corrosion resistance and cold forgeability, but is excellent in proof stress, hot forgeability (easiness of hot forging) and machinability. One new finding obtained by the inventors' research is that the addition of Sn to the β phase crystal grains improves both the corrosion resistance and the proof stress, and in particular, the corrosion resistance is almost comparable to that of the α phase single phase alloy. Is to improve. The γ phase appears when Sn is added in a predetermined amount or more. The γ phase is brittle, but has excellent corrosion resistance and proof stress.
【００４４】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。Here, the "corrosion resistance" of the copper alloy mainly refers to the resistance to dezincification corrosion. Dezincification corrosion is Cu
Due to the difference in ionization tendency between Zn and Zn, Zn is preferentially eluted in water to reduce the Zn content, and the strength decreases over time. This is a problem when a Cu-Zn alloy is used. Cu-Zn alloy (brass) according to the present invention
In the above, the crystal phases having the different characteristics (including the modified characteristics) described above are appropriately combined, and the crystal grain size is optimized.
【００４５】図２〜図４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。2 to 4 show the compositions and properties of nineteen examples of brass according to the invention in comparison with those of the brass according to the prior art (comparative example). The features of the crystal structures of Examples 1 to 19 are as follows. Examples 1 to 5
Has an α + γ crystal structure and crystal grains are refined (15 μm
The γ phase having the following characteristics and improved characteristics is effectively used. Examples 6 to 12 have a crystal structure of α + β + γ, and the β phase and γ phase having finer crystal grains and improved characteristics are effectively used. Example 13-
No. 15 has an α + β crystal structure and crystal grains are refined. Examples 16 to 19 have an α + β crystal structure, crystal grains are refined, and the properties of the β phase are improved by adding Sn. Further, in Examples 1 to 19, the ratio of each crystal phase is also appropriately adjusted. The details of the crystal structures of these examples will be described later.
【００４６】実施例１〜１９は、本発明の原理に従った
製造条件下で、図２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５に示す）。図２〜図
４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。Examples 1-19 were made by casting a brass sample having the composition shown in FIG. 2, hot extruding, and hot forging under manufacturing conditions in accordance with the principles of the present invention. (The specific manufacturing procedure is shown in FIG. 5). The heat treatment conditions in FIGS. 2 to 4 indicate the temperature during forging and the cooling method. The cooling rate for air cooling was 0.8 K / sec, and the cooling rate for water cooling was 100 K / sec.
【００４７】図４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４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（ＪＩ
Ｓ 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。FIG. 4 shows the characteristics as “0.2% proof stress [N
/ Mm 2 ] ”(tensile stress causing permanent elongation of 0.2%),“ cold ductility [%] ”(ductility in cold working temperature range),“ hardness [HV] ”,“ hot ductility ” (Ductility in the hot working temperature range, that is, the recrystallization temperature range), "cutting force index",
"Corrosion resistance", "erosion corrosion resistance", and "stress corrosion cracking resistance" (SCC resistance) are mentioned. In FIG. 4, the evaluation of each characteristic is indicated by a mark.
For "0.2% proof stress" is inferior less than 300N / mm 2 (×), the goodness of less than 300N / mm 2 or more 350 (○), were evaluated 350 N / mm 2 or more and excellent (◎).
For "hot ductility" is strain rate 10 0 (/ SEC) results of a tensile test specimen at the maximum strain rate is inferior to less than 100% a crack did not occur (×), good for more than 100% (O) As for the "cutting resistance index", as a result of performing a cutting test as described later, a free-cutting brass rod (JI
A cutting resistance index of less than 80 based on SC-3604) was poor (x) and 80 or more was good (o).
【００４８】「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１０
０μｍ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。Regarding the "corrosion resistance", a dezincification corrosion test was conducted according to the Japan Copper and Brass Association technical standard (JBMA T-303), and the evaluation was performed according to the criteria shown in JBMA T-303. That is, if the dezincing penetration depth direction is parallel to the processing direction, the maximum dezincing penetration depth is 10
0 μm or less is good (○), and when the dezincing penetration depth direction is perpendicular to the processing direction, the maximum dezincing penetration depth is 70 μm or less good (○). X).
【００４９】「耐エロージョン腐食性」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２〜図４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％以上、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３８ｗｔ％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。Regarding the “erosion corrosion resistance”, under the test conditions described below, the tightening torque required to prevent leakage after 1500 hours is inferior (×) when 0.8 N · m or more, and Good (O). The “stress corrosion cracking resistance” was measured under the test conditions described below.
Samples that had cracks after a lapse of time were evaluated as poor (x), and samples without cracks were evaluated as good (O). 2 to 4, Examples 1 to 5 were evaluated as good (実 施) or excellent (◎) in terms of proof stress, cold ductility, corrosion resistance, erosion corrosion resistance, and stress corrosion cracking resistance. Examples 1 and 2 were evaluated as poor (×) in machinability, because the optimum condition of 3% or more of γ phase and 3% or more of β phase or 5% or more of γ phase was satisfied. It is speculated that they have not. Example 1 was also evaluated as poor (×) in hot ductility, because the apparent Zn content was less than 38 wt% and the β phase did not reach 30% during hot working. It is presumed.
【００５０】実施例６〜１２は、全ての特性について良
（○）又は優（◎）と評価された。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１．５ｗｔ％に満たないからと推測さ
れる。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。Examples 6 to 12 were evaluated as good (○) or excellent (◎) for all characteristics. Examples 13 to 15 were evaluated as good (又 は) or excellent (で) in other characteristics except corrosion resistance and erosion corrosion resistance. The reason why Examples 13 to 15 were evaluated as poor (×) in corrosion resistance and erosion corrosion resistance was that they did not contain a γ phase excellent in corrosion resistance and β
It is presumed that the Sn concentration in the phase was less than 1.5 wt%. Examples 16 to 19 were evaluated as good (○) or excellent (◎) for all characteristics.
【００５１】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。The advantages of the embodiments of the present invention will be described below with respect to "hot ductility", "cutting resistance index", "erosion corrosion resistance", and "stress corrosion cracking resistance". First, advantages of the embodiment of the present invention in "hot ductility" will be described. Good hot ductility is one of the most important properties of billets subjected to hot working such as hot forging.
【００５２】図５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。FIG. 5 shows an example of a manufacturing process using hot forging of a brass product. First, in step 1, electrolytic copper, electric zinc, and scrap are mixed and melt casting is performed. Next, in step 2, after casting, the intermediate molded body is rapidly cooled after casting to produce an intermediate molded body, and then the intermediate molded body is heated and extruded to form a rod-shaped or linear billet. In the next step 3, the rod-shaped or linear billet is cold drawn, annealed and pickled,
Then, it is cut to a predetermined size.
【００５３】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。In the next step 4, the billet is heated to secure characteristics suitable for forging in the next step.
In the next step 5, the heated billet is set in a forging die and forging is performed. Thereafter, cooling is performed in preparation for shifting to step 6. When the cooling is completed, the process proceeds to step 6, in which pickling and shot blasting are performed to remove an oxide film on the surface, and deburring is further performed. In the last step 7, a product is obtained through the steps of cutting, polishing and plating.
【００５４】図６及び図７は、図５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６におい
て、「見掛け上のＺｎ含有量」は図５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
７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。FIGS. 6 and 7 show two embodiments of the manufacturing method of the present invention (Method 1 of the present invention,
The method 2) of the present invention and the conventional manufacturing method are shown in comparison with respect to the manufacturing conditions and the crystal structure of the product. In FIG. 6, “apparent Zn content” relates to the mixing ratio of the material melted in step 1 shown in FIG. 5, and “solidification rate during casting” and “cooling rate after casting” correspond to those in step 1. The “extrusion temperature” and the “cooling after extrusion” are related to the conditions of the hot extrusion in step 2. In FIG. 7, “grain size” refers to that of the billet after the hot extrusion in step 2 is completed (the crystal grain size of the final product is the same in the method of the present invention), and “β phase ratio at forging”. ,
"Forging temperature" and "strain rate and strain rate" are related to the forging conditions in Step 5, and "proof strength" and "α after forging,
“β, γ phase ratio” refers to that of the product completed in step 7.
【００５５】図６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６には示してないが、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。As shown in FIG. 6, compared to the conventional method,
In methods 1 and 2 of the present invention, the apparent Zn content of the brass material is larger (typically, the added amount of Sn is larger), and the solidification rate during hot casting (step 1) and the solidification rate after casting are increased. The cooling rate is faster, the temperature during hot extrusion (step 2) is lower, and the cooling rate after extrusion is faster (specifically, cooling at a rate of 0.4 K / sec or more up to 400 ° C.) Do). Although not shown in FIG. 6, in the methods 1 and 2 of the present invention, the cross-sectional reduction rate of the extrusion is 90% or more, preferably 95% or more.
【００５６】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７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７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７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。As shown in FIG. 7, the billets prepared by the methods 1 and 2 of the present invention have a higher strain rate and lower strain at a lower forging temperature than the billets prepared by the conventional method. Forging (step 5) can be performed with a strain rate. The reason is that, as shown in FIG. 7, the billets obtained by the methods 1 and 2 of the present invention have a smaller crystal grain size and a lower hot ductility even at a relatively low forging temperature than the billets obtained by the conventional methods. It is presumed that it contains an excellent β phase at an appropriate ratio. Being able to forge at a lower temperature is advantageous in that the forging equipment is less deteriorated. Furthermore, as shown in FIG. 7, the yield strength of the products forged by the methods 1 and 2 of the present invention is significantly larger than that of the conventional forged products.
【００５７】図８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２〜図
４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より明らかに熱間延性で優れている。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９は、図２〜図４に示した比較例３、実施例
８、１０、１１、快削黄銅棒（ＪＩＳ Ｃ−３６０
４）、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。FIG. 8 shows the forging temperature range of two types of billets (specifically, Example 10 and Comparative Example 4 shown in FIGS. 2 to 4) made by the method of the present invention and the conventional method. Shows hot ductility. The horizontal axis shows the strain rate ε [sec-1], and the vertical axis shows the strain rate εL [%]. Example 10 is clearly superior to Comparative Example 4 in hot ductility. next,
The advantage of the embodiment of the present invention in “cutting force index” will be described. FIG. 9 shows Comparative Example 3, Examples 8, 10, 11 and a free-cutting brass bar (JIS C-360) shown in FIGS.
4) shows the results of a cutting test performed on a brass material having an α-phase single phase.
【００５８】切削試験では、図１０に示すように、旋盤
で丸棒状の試料１の周面を１００〔ｍ／ｍｉｎ〕と４０
０〔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９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。In the cutting test, as shown in FIG. 10, the peripheral surface of the round bar-shaped sample 1 was set to 100 [m / min] and 40
The main component force Fv was measured while cutting at two different speeds of 0 [m / min]. The cutting resistance index of each sample is a percentage of the main component of the free-cutting brass rod, which is said to have the best machinability with respect to the main component of each sample. As shown in FIG. 9, the cutting resistance indices of Examples 8, 10 and 11 reach close to 90% of the free-cutting brass rod having the best machinability, and are higher than those of Comparative Example 3 and the α-phase single-phase brass. It was good.
【００５９】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１１は、図２〜図
４に示した実施例８、１１及び比較例４の耐潰食性試験
の結果を示している。図１２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１２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１１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。Next, the advantage of the embodiment of the present invention in "erosion corrosion resistance" will be described. FIG. 11 shows the results of the erosion resistance test of Examples 8, 11 and Comparative Example 4 shown in FIGS. FIG. 12 shows a method of the erosion resistance test. In the erosion resistance test, as shown in FIG. 12, a cylindrical sample 5 having an orifice 7 inside was used.
After flowing water through the orifice 7 at a flow rate of 40 m / sec for a predetermined time, the tightening torque to the resin stopper 9 required to seal the orifice 7 under a water pressure of 4.9 × 10 5 Pa (5 kg / cm 2 ) is obtained. It was measured. As shown in FIG. 11, it can be seen that Examples 8 and 11 have better erosion resistance than Comparative Example 4.
【００６０】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Ｓ
ＣＣ性試験では、図１３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１４は、図２〜図４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１４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。Next, "Stress corrosion cracking resistance (SCC resistance)
The advantage of the embodiment of the present invention in “Gender”) will be described. S resistance
In the CC property test, as shown in FIG. 13, after the cylindrical sample 13 was exposed to an NH 3 vapor atmosphere for 24 hours in a state where a load was applied vertically to the cylindrical sample 13, the occurrence of cracks was investigated. . FIG. 14 shows the test results (the relationship between the main stress and the occurrence of cracks) of Examples 8, 11, and 15 and Comparative Example 4 shown in FIGS. From FIG. 14, Example 8,
11 and 15 have better SCC resistance than Comparative Example 4.
【００６１】以上のように、図２〜図４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。As described above, Embodiments 1 to 19 of the present invention shown in FIGS. 2 to 4 have good characteristics. As described above, Examples 16 to 19 were obtained by refining the crystal in the α + β crystal structure (15 μm or less) and improving the characteristics by adding Sn to the β phase. This type is hereinafter referred to as “α + enhanced β type”.
In Examples 1 to 5, the crystal grains were refined in the α + γ crystal structure and the characteristics were improved by using the γ phase, and this type is hereinafter referred to as “α + γ type”. Examples 6 to 12
Refines crystal grains in the α + β + γ crystal structure and γ
The characteristics are improved using a phase, and this type is hereinafter referred to as “α + β + γ type”. In Examples 13 to 15, the crystal grain size was refined in the α + β crystal structure to improve the characteristics, and this is hereinafter referred to as “α + normal β type”.
【００６２】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１．５ｗｔ％以上含有したβ相
が存在している。Hereinafter, the crystal structures and production methods of the above three types of brass according to the present invention will be described in detail. First, the “α + enhanced β type” will be described. In this type, a β phase containing 1.5 wt% or more of Sn exists between crystal grains of the α phase.
【００６３】図１５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２〜図
４に列挙したものとは別物である）。図１５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２〜図４に関連して既
に説明した通りの方法で行った。FIG. 15 shows seven kinds of brass sample Nos. Related to “α + reinforced β type”. 1 to 7 (which are different from those listed in FIGS. 2 to 4). FIG. The compositions of Nos. 1 to 7, the apparent Zn content, the Sn concentration in the β phase, and the results of the corrosion resistance (dezincification corrosion resistance) test are shown. The Sn concentration in the β phase was adjusted by heat treatment and cooling treatment, and was quantified by EPMA analysis. The result of the corrosion resistance determination was performed in the same manner as described above with reference to FIGS.
【００６４】図１５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１．５ｗｔ％以上であることが良好な
耐食性を得る上で必要である。図１５中、試料Ｎｏ．３
〜７がこの条件を満たしており、これらが本発明の「α
＋強化βタイプ」に属するものである。因みに、β相中
のＳｎ濃度が１．５ｗｔ％以上であるこのタイプの黄銅
では、合金全体でのＳｎ濃度は０．５ｗｔ％以上、見掛
け上のＺｎ含有量は３７ｗｔ％以上４４ｗｔ％以下であ
る。From FIG. 15, it is clear that the corrosion resistance is closely related to the Sn concentration in the β phase. That is, β
It is necessary that the Sn concentration in the phase be 1.5 wt% or more in order to obtain good corrosion resistance. In FIG. 3
To 7 satisfy this condition, and these are the values of “α” of the present invention.
+ Enhanced β type ”. Incidentally, in this type of brass in which the Sn concentration in the β phase is 1.5 wt% or more, the Sn concentration in the entire alloy is 0.5 wt% or more, and the apparent Zn content is 37 wt% or more and 44 wt% or less. .
【００６５】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１６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１６から、冷却開始から４
００℃までの冷却速度が０．４Ｋ／ｓｅｃ以上（図１６
中の点より左側の領域）であれば、β相中のＳｎ濃度
が１．５ｗｔ％以上となることが分る。更なる実験によ
り、冷却速度の上限については少なくとも１０００Ｋ／
ｓｅｃまでは許容できることが確認できた。また、熱処
理温度が５５０℃の場合だけでなく、５１０℃のような
他の熱処理温度の場合にも、上記と同じ実験結果を得
た。The condition of the heat treatment or hot working (eg, cooling rate, heat treatment temperature, heat treatment time, etc.) in the production process affects the Sn concentration in the β phase. FIG. 16 is a graph showing an experimental result obtained by examining the relationship between the cooling time to 400 ° C. after the heat treatment and the Sn concentration in the β phase when the heat treatment temperature is 550 ° C. As shown in FIG.
The cooling rate up to 00 ° C. is 0.4 K / sec or more (FIG. 16)
(A region on the left side of the middle point), it can be seen that the Sn concentration in the β phase is 1.5 wt% or more. Further experiments show that the upper limit of the cooling rate is at least 1000 K /
It was confirmed that it was acceptable until sec. The same experimental results as above were obtained not only when the heat treatment temperature was 550 ° C., but also when the heat treatment temperature was another temperature such as 510 ° C.
【００６６】図１７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１７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１
７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１．５ｗｔ％以上にすることが
できる。熱処理時間を長くするとβ相中のＳｎ濃度が増
加して耐食性が向上するが、製造工程における熱処理の
経済性を考慮すると、熱処理時間は３時間以下が好まし
い。FIG. 17 shows the results of an experiment in which the effects of the heat treatment temperature (temperature of the sample during heat treatment) and the heat treatment time (holding time of the heat treatment temperature) on the Sn concentration in the β phase and the area occupancy of the β phase were examined. Is shown. FIG. 17 shows that the higher the heat treatment temperature or the longer the heat treatment time, the higher the Sn concentration in the β phase. On the other hand, it can be seen that the higher the heat treatment temperature or the longer the heat treatment time, the lower the area occupancy ratio of the β phase. Also, at least in FIG.
If the heat treatment temperature shown in FIG. 7 is within the range of 475 ° C. to 550 ° C. and the heat treatment time is 30 seconds or more, the Sn concentration in the β phase can be 1.5 wt% or more. Increasing the heat treatment time increases the Sn concentration in the β phase and improves corrosion resistance. However, considering the economics of heat treatment in the manufacturing process, the heat treatment time is preferably 3 hours or less.
【００６７】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１８
（Ａ）は、後述する図２０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１８（Ｂ）は図１８
（Ａ）に基づいて作成した結晶組織の模式図である。図
１９（Ａ）は、図２０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１９（Ｂ）は図１９
（Ａ）に基づいて作成した結晶組織の模式図である。図
１８（Ａ）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１９（Ａ）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。Next, the "α + γ type" and "α
+ Β + γ type brass will be described. FIG.
(A) shows a brass sample No. shown in FIG. 18 is a micrograph showing the crystal structure of Sample No. 7, and FIG.
It is a schematic diagram of the crystal structure created based on (A). FIG. 19A shows the brass sample No. shown in FIG. FIG. 19B is a micrograph showing the crystal structure of FIG.
It is a schematic diagram of the crystal structure created based on (A). In the crystal structure shown in FIG. 18A, a γ phase (black part in the figure) precipitates and grows at the boundary of α-phase crystal grains (white part in the figure), and the β phase almost disappears. I have. This is a typical example of the “α + γ type” of the present invention. The crystal structure shown in FIG. 19A includes an α phase and a β phase, and surrounds the β phase at the grain boundaries of the α phase (large white part in the figure) and the β phase (small white part in the figure). Thus, the γ phase (black portion in the figure) is precipitated. This is a typical example of the “α + β + γ type” of the present invention. The average particle diameter of the γ phase (in this case, the average of the minor axis) is desirably smaller than the average particle diameter of the α phase or β phase, for example, 8 μm or less, more preferably 5 μm or less.
【００６８】図２０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Ｎ
ｏ．１〜Ｎｏ．７を列挙する（図２〜図４に示した試料
とは異なる）。図２０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（耐脱亜鉛腐食性）試験の結果、及びγ相中のＳ
ｎ濃度が示されている。耐食性試験は、図２〜図４に関
連して説明した通りの方法で行った。図２０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２０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。FIG. 20 shows seven kinds of brass samples N related to the “α + γ type” and “α + β + γ type” of the present invention.
o. 1 to No. 7 (different from the samples shown in FIGS. 2 to 4). FIG. 1 to No. 7
Composition, apparent Zn content, area occupation ratio of γ phase,
Corrosion resistance (dezincification corrosion resistance) test results and S in γ phase
The n concentration is shown. The corrosion resistance test was performed in the same manner as described with reference to FIGS. From FIG. 20, it can be seen that if the area occupation ratio of the γ phase is in the range of 3.0% or more and 20% or less, good corrosion resistance can be obtained. In FIG.
Sample No. 3-No. No. 7 satisfies this condition and belongs to the “α + γ type” or “α + β + γ type” of the present invention. Experiments have also revealed that the hot ductility is good if the above conditions are satisfied. The conditions of heat treatment or hot working performed in the manufacturing process (for example, heat treatment temperature and cooling rate) affect the area occupancy ratio of the γ phase.
【００６９】図２１は本発明に従う黄銅製品の製造方法
の一例を示す。図２１に示す製造方法では、図２０に例
示した試料Ｎｏ．３〜Ｎｏ．７のような組成をもったＣ
ｕ−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５
５０℃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。FIG. 21 shows an example of a method for producing a brass product according to the present invention. In the manufacturing method shown in FIG. 3-No. C having a composition like 7
A u-Zn-Sn-based brass material is formed by hot forging or hot extrusion. Next, a temperature of 400 ° C. or more and 5
A heat treatment at a temperature of 50 ° C. or less and a holding time of 30 seconds or more is performed, and then the molded body is cooled at a cooling rate of 0.4 K / sec to 10 K / sec to 400 ° C. By this heat treatment and cooling, the crystal structure of the compact becomes the “α + γ type” or “α + β + γ type” of the present invention. Thereafter, the compact is subjected to cutting, polishing, plating, and the like.
【００７０】因みに、従来の一般的な製造方法では図２
２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２１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。Incidentally, in the conventional general manufacturing method, FIG.
As shown in FIG. 2, molding is performed by casting, and the steps required for casting are considerably large. In the example of the manufacturing method of the present invention shown in FIG. 21, the molding can be performed by hot forging or hot extrusion, so that the number of steps is reduced as compared with the conventional method using casting.
【００７１】図２３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２０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（試料の温度）
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４
００℃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℃以上の時
は５〜１０Ｋ／ｓｅｃであった。FIG. 23 shows the results of an experiment in which the relationship between the area occupancy ratio of the γ phase and the heat treatment conditions was examined. In this experiment,
The sample No. shown in FIG. Cu—Zn— having a composition of 3
Different processing temperature (sample temperature) for Sn-based copper alloy
Heat treatment was performed under the conditions of the temperature and the temperature holding time, and the area occupation ratio (%) of the γ phase was examined after each heat treatment. 4 after heat treatment
The cooling rate to 00 ° C. was 0.4 to 5 K / sec when the processing temperature was 425 ° C. or lower, and 5 to 10 K / sec when the processing temperature was 450 ° C. or higher.
【００７２】図２３から、熱処理温度が５５０℃から４
００℃、保持時間が３０秒以上、冷却速度が０．４Ｋ／
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２３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。FIG. 23 shows that the heat treatment temperature was changed from 550 ° C. to 4 ° C.
00 ° C, holding time 30 seconds or more, cooling rate 0.4K /
It can be seen that the area occupation ratio (%) of the γ phase becomes 3% or more within the range of 10 K / sec to 10 K / sec. Also,
When the heat treatment temperature exceeds 550 ° C., the area occupancy ratio of the γ phase does not increase and conversely tends to decrease even if the holding time is increased. Therefore, the heat treatment temperature should be 550 ° C. or less in order to make the area occupation ratio (%) of the γ phase 3% or more. Further, the processing temperature of 400 ° C. to 450 ° C. in FIG.
A heat treatment in the range up to ℃ resulted in a crystal structure of “α + γ type”, and a heat treatment in the range of 450 ° C. to 550 ° C. produced a crystal structure of “α + β + γ type”.
【００７３】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。Next, “fine crystal grains” will be described. In all the above-mentioned embodiments of the brass of the present invention, the average crystal grain size is 15 μm or less, preferably 10 μm or less.
Such fine crystal grains have the advantage that they can be hot forged at a much lower temperature than conventional products, and that the hot ductility (ductility in the forging temperature range) and the yield point strength (proof stress) are considerably higher. .
【００７４】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５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。Various conditions during the manufacturing process contribute to making the crystal grains fine. For example, in the manufacturing process shown in FIG.
In order to refine the crystal grains, the following conditions can be selected. First, when performing melting casting by mixing electrolytic copper, electrolytic zinc and scrap (step 1), the ratio of the α phase to the β phase in the recrystallization temperature range is in an appropriate range, that is, the ratio of the β phase is 30%. The mixing amount of zinc is adjusted so as to be ~ 80%. When the ratio of the β phase is in the above range, it is useful for causing dynamic recrystallization during subsequent hot extrusion or hot forging (when dynamic recrystallization occurs, the crystal grain size becomes smaller). Then, in cooling after solidification after casting, 400
It is rapidly cooled at a cooling rate of 5 K / sec or more until the temperature becomes lower than or equal to ° C. to produce an intermediate molded body. By quenching in this manner, crystal grains can be refined. Further, setting the solidification rate after casting within a range of 5 × 10 to 10 5 K / sec, more preferably within a range of 10 2 to 10 5 K / sec, is also effective for refining crystal grains.
【００７５】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，Ｎ
ｂ，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〔ｗｔ％〕としては、Ｂは０．００５〜
０．５、Ｆｅは０．０１〜２．０、Ｎｉは０．０５〜
０．２、Ｐは０．０４〜０．２、Ｃｏは０．０１〜２．
０、Ｎｂは０．０１〜０．２、Ｔｉは０．０１〜１．
０、Ｚｒは０．００５〜０．５が適当である。特に、Ｐ
をＦｅと共に添加すると、相乗効果が認められる。As another method for assisting the refining of the crystal grains in the casting step, B, Fe, Ni, P, Co, N
It is effective to add elements such as b, Ti, and Zr.
As the addition ratio [wt%], B is 0.005 to
0.5, Fe is 0.01-2.0, Ni is 0.05-
0.2, P is 0.04-0.2, Co is 0.01-2.
0, Nb is 0.01-0.2, Ti is 0.01-1.
0 and Zr are suitably 0.005 to 0.5. In particular, P
Is added together with Fe, a synergistic effect is observed.
【００７６】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）。この押出成
形では断面減少率を９０％以上（より好ましくは９５
％）として、有効に動的再結晶が生じさせて、結晶粒の
粗大化を防止する。押出成形後の冷却でも、４００℃以
下になるまでは０．４Ｋ／ｓｅｃ以上の速度で急冷し
て、結晶粒の粗大化を防止する。更に、中間成形体の加
熱温度を下げること、及び加熱時間を短縮することも、
結晶粒の粗大化を防止するために有効である。Next, the above-mentioned intermediate molded body was 480-650.
Heat to a temperature within the range of ℃ (more preferably within the range of 480 to 600 ° C.), and perform hot extrusion at that temperature to form a rod or wire (step 2). In this extrusion molding, the area reduction rate is 90% or more (more preferably 95% or more).
%), Effectively causing dynamic recrystallization and preventing coarsening of crystal grains. Even after the cooling after the extrusion molding, rapid cooling is performed at a rate of 0.4 K / sec or more until the temperature becomes 400 ° C. or less, thereby preventing the crystal grains from becoming coarse. Furthermore, lowering the heating temperature of the intermediate molded body, and shortening the heating time,
This is effective for preventing the crystal grains from becoming coarse.
【００７７】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。Thereafter, the bar or wire is cold drawn, annealed and pickled, cut to a predetermined size, and a billet for forging is obtained (step 3). The billet thus obtained is heated to ensure properties for the subsequent hot forging. The heating temperature is in the range of 480 to 750 ° C., and fine crystal grains are maintained by shortening the heating time. Next, the heated billet is set in a forging die, and hot forging is performed at a temperature within a range of 480 to 750 ° C (step 5). At this time, it is effective to shorten the time from heating to forging in order to suppress the growth of coarse grains and maintain fine crystal grains. After forging, cooling is performed to shift to pickling and shot blasting. In order to prevent crystal grains from becoming coarse after dynamic recrystallization during hot forging, it is useful to set the cooling rate to 0.4 K / sec or more.
【００７８】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２４〜図２７を
用いて具体的に説明する。As described above, the cooling rate after casting and the extrusion conditions contribute to the refinement of the crystal grains. First, the contribution of the cooling rate to the refinement of the crystal grains will be specifically described with reference to FIGS.
【００７９】図２４（Ａ）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２４（Ｂ）は図２４（Ａ）に基づいて作
成した模式図である。図２５（Ａ）は図２４（Ａ）の一
部を拡大した顕微鏡写真であり、図２５（Ｂ）は図２５
（Ａ）に基づいて作成した模式図である。一方、図２６
（Ａ）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２
６（Ｂ）は図２６（Ａ）に基づいて作成した模式図であ
る。図２７（Ａ）は図２６（Ａ）の一部を拡大した顕微
鏡写真であり、図２７（Ｂ）は図２７（Ａ）に基づいて
作成した模式図である。FIG. 24A shows that the cooling rate after casting is 19K.
FIG. 24B is a micrograph showing the crystal structure of the brass material prepared as / sec, and FIG. 24B is a schematic diagram prepared based on FIG. 24A. FIG. 25A is a micrograph showing a part of FIG. 24A in an enlarged scale, and FIG.
It is the schematic diagram created based on (A). On the other hand, FIG.
(A) is a micrograph showing the crystal structure of the brass material when the cooling rate after casting was 1.3 K / sec, and FIG.
FIG. 6 (B) is a schematic diagram created based on FIG. 26 (A). FIG. 27A is an enlarged micrograph of a part of FIG. 26A, and FIG. 27B is a schematic diagram created based on FIG. 27A.
【００８０】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２５（Ａ）、（Ｂ）に示すように、冷却速度を１
９Ｋ／ｓｅｃとした場合、平均結晶粒径は１５μｍ以下
で且つほぼ全域でα相とβ相とが混合した組織となって
いた。一方、図２７（Ａ）、（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１
５μｍ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（Ｊ
ＩＳ）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。As is clear from these figures, the crystal can be refined by increasing the cooling rate after casting. For example, as shown in FIGS.
In the case of 9 K / sec, the average crystal grain size was 15 μm or less, and a structure in which the α phase and the β phase were mixed in almost the entire region. On the other hand, as shown in FIGS. 27A and 27B, when the cooling rate is 1.3 K / sec, the average crystal grain size is 1
The γ phase was precipitated at a size of 5 μm or more and at the boundary between the α phase and the β phase. Here, the measurement of the average crystal grain size is based on Japanese Industrial Standards (J
IS) according to the standard. According to further experiments, the cooling rate was set to 5K in order to reduce the average grain size to 15 μm or less.
/ Sec or more.
【００８１】次に、押出し条件の結晶粒の微細化への寄
与について、図２８〜図３１を用いて具体的に説明す
る。図２８（Ａ）は、Ｃｕが５８．３ｗｔ％、Ｓｎが
１．９ｗｔ％、Ｚｎが残部という組成をもった黄銅素材
を、押出し温度が５５０℃、押出し比が５０％、押出し
後の強制空冷による冷却速度が３０Ｋ／ｓｅｃという条
件で押出して作った棒状押出し品の結晶組織を示す顕微
鏡写真である。図２８（Ｂ）は図２８（Ａ）に基づいて
作成した模式図である。図２９（Ａ）は図２８に示した
棒状押出し品を、鍛造形状が円柱形状、圧縮方法が１軸
圧縮、鍛造率が５０％、鍛造温度が５５０℃、鍛造後の
冷却速度が２０Ｋ／ｓｅｃという条件で鍛造して作った
鍛造品の結晶組織を示す顕微鏡写真である。図２９
（Ｂ）は図２９（Ａ）に基づいて作成した模式図であ
る。Next, the contribution of the extrusion conditions to the refinement of the crystal grains will be specifically described with reference to FIGS. FIG. 28A shows a brass material having a composition of 58.3 wt% of Cu, 1.9 wt% of Sn, and the balance of Zn, having an extrusion temperature of 550 ° C., an extrusion ratio of 50%, and forced air cooling after extrusion. 3 is a photomicrograph showing the crystal structure of a rod-shaped extruded product extruded under conditions of a cooling rate of 30 K / sec. FIG. 28B is a schematic diagram created based on FIG. FIG. 29A shows a bar-shaped extruded product shown in FIG. 28, which has a forged shape of a columnar shape, a compression method of uniaxial compression, a forging rate of 50%, a forging temperature of 550 ° C., and a cooling rate after forging of 20 K / sec. 5 is a micrograph showing a crystal structure of a forged product made by forging under the conditions described above. FIG.
FIG. 29B is a schematic diagram created based on FIG.
【００８２】図２８（Ａ）、（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２９（Ａ）、（Ｂ）に示すように、こ
の黄銅素材は鍛造後も、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。鍛造割れも発生しなかっ
た。The brass material shown in FIGS. 28A and 28B is
It is a mixture of α phase and β phase, the ratio of β phase during forging heating is 30% or more and 80% or less, and the average crystal grain size is 15 μm or less. It is. Then, as shown in FIGS. 29 (A) and (B), the brass material has no change in the crystal grain size, the ratio between α phase and β phase and the shape of crystal grains even after forging. No forging cracks occurred.
【００８３】図３０（Ａ）は、Ｃｕが５８．７ｗｔ％、
Ｓｎが２．３ｗｔ％、Ｚｎが残部という組成をもつ黄銅
素材を、押出し温度が５５０℃、押出し比が５０％、押
出し後の強制空冷による冷却速度が３０Ｋ／ｓｅｃとい
う条件で押出して作った棒状押出し品の結晶組織を示す
顕微鏡写真である。図３０（Ｂ）は図３０（Ａ）に基づ
いて作成した模式図である。図３１（Ａ）は図３０に示
す棒状押出し品を、鍛造形状が円柱形状、圧縮方法が１
軸圧縮、鍛造率が５０％、鍛造温度が５５０℃、鍛造後
の冷却速度が２０Ｋ／ｓｅｃという条件で鍛造して作っ
た鍛造品の結晶組織を示す顕微鏡写真である。図３１
（Ｂ）は図３１（Ａ）に基づいて作成した模式図であ
る。FIG. 30A shows that Cu is 58.7 wt%,
A rod-shaped extruded brass material having a composition of 2.3 wt% Sn and the balance of Zn under the conditions that the extrusion temperature is 550 ° C., the extrusion ratio is 50%, and the cooling rate by forced air cooling after extrusion is 30 K / sec. It is a microscope picture which shows the crystal structure of an extruded product. FIG. 30B is a schematic diagram created based on FIG. FIG. 31A shows the rod-shaped extruded product shown in FIG.
It is a micrograph which shows the crystal structure of the forged product forged under the conditions of axial compression, a forging rate of 50%, a forging temperature of 550 ° C., and a cooling rate after forging of 20 K / sec. FIG.
FIG. 31B is a schematic diagram created based on FIG.
【００８４】図３０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
ｗｔ％を大幅に超えているにも拘らず、鍛造割れを生じ
なかった。その理由は、結晶粒径が微細であるからと推
測される。結晶粒の微細化は、良好な熱間延性を得るの
に有効である。また、熱間加工温度域での結晶組織がα
相とβ相の混合であってβ相の比率が３０％〜８０％の
範囲であることも、良好な熱間延性を得るのに有効であ
る。その理由は次の通りと推測される。The brass material shown in FIG. 30 also belongs to the “α + reinforced β type” of the present invention. Especially this material is Sn
The content ratio of 1 is conventionally considered to cause forging cracking.
Despite significantly exceeding wt%, forging cracks did not occur. The reason is presumed to be that the crystal grain size is fine. Refinement of crystal grains is effective for obtaining good hot ductility. Also, the crystal structure in the hot working temperature range is α
It is also effective to obtain good hot ductility when the mixture of the phase and the β phase and the ratio of the β phase is in the range of 30% to 80%. The reason is presumed to be as follows.
【００８５】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）β
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。During hot forging or hot extrusion, distortion occurs in the crystal structure to which an external force is applied. This is microscopically
This is a state in which the atomic arrangement is disordered, that is, a dislocation has occurred. When dynamic recrystallization occurs during hot working, rearrangement of dislocations is performed and strain is relaxed or eliminated, so that good hot ductility is obtained. Energy sources that cause dynamic recrystallization are thermal energy due to heating and strain energy due to external force. In a mixed structure of α-phase and β-phase, when an external force is applied, dislocation occurs in soft β-phase particles due to stress from hard α-phase particles. If the grain size of the α phase is large, (probably,
The strain in the β phase is locally concentrated (because the movement of the dislocation-generated β grains is hindered by the large α grains). On the other hand, if the α-phase crystal is fine, β-crystal grains are likely to move due to grain boundary sliding between α-crystal grains and β-crystal grains.
The strain in the phase is dispersed. Dispersed strains have higher overall potential energy of strains than local strains, and thus recrystallize beyond a threshold, thereby obtaining good hot ductility.
【００８６】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。It is considered that the addition of Sn contributes not only to the improvement of the corrosion resistance of the β phase but also to the increase of the recrystallization rate. By increasing the recrystallization speed, the ductility to a high-speed external force is improved. Further, if recrystallization occurs after sufficient processing, the crystal grains become small. If the cooling rate after processing is increased to prevent coarsening of fine crystal grains generated by dynamic recrystallization, fine properties can be maintained and good characteristics can be obtained even in a molded product after processing.
【００８７】図３２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３３は、最初に黄銅素材
を鋳造するときの典型条件と、その黄銅素材を熱間押出
しして図３２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３４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３５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、特に好ましい数値範囲が
示されている。FIG. 32 shows the final crystal structure at room temperature, the crystal structure during hot working (that is, in the recrystallization temperature range), and the composition of the four types of brass of the present invention.
Preferred conditions are indicated. FIG. 33 shows typical conditions when casting a brass material first and hot extrusion when the brass material is hot-extruded to obtain the final composition shown in FIG. 32. FIG. 34 shows typical conditions of extrusion and forging when a brass material is hot-extruded and hot-forged to obtain a final composition. FIG. 35 shows typical conditions of extrusion, forging, and heat treatment when a brass material is hot extruded, then hot forged, and then heat treated to obtain a final composition. Particularly preferred numerical ranges are shown in parentheses in the figure.
【００８８】以下、図３２〜図３５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３２） 「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３〜３
０％、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１５
μｍ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５μ
ｍ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８ｗｔ％以上であり、例えば図２
〜図４に示す実施例１〜５では１４〜１８％であった。The crystal structure, composition, and typical production method of brass according to the present invention will be described below with reference to FIGS. (1) Crystal structure at normal temperature (FIG. 32) Brass of “α + γ” type has α + γ crystal structure. α
The area ratio of the phase is 97 to 70%, and the area ratio of the γ phase is 3 to 3
0%, preferably the area ratio of the α phase is 95 to 70% and the area ratio of the γ phase is 5 to 30%. The average particle size of the α phase is 15
μm or less, preferably 10 μm or less. The average particle diameter (minor diameter in this case) of the γ phase is 8 μm or less, preferably 5 μm.
m or less. According to the micrograph, a thin layer (8 μm or less in thickness) of the γ phase is formed at the crystal grain boundary of the α phase. The Sn concentration of the γ phase is 8 wt% or more.
4 to 14% in Examples 1 to 5 shown in FIG.
【００８９】「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２〜図４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相の薄い層（厚さ８μｍ以下）が形成されて
いる。γ相のＳｎ濃度は８ｗｔ％以上であり、例えば図
２〜図４に示す実施例６〜１２では１１〜１３．４％で
あった。The brass of “α + β + γ type” is α + β + γ
It has a crystal structure of The area ratio of the α phase is 40 to 94%, and the area ratio of each of the β phase and the γ phase is 3 to 30%.
For example, in Examples 6 to 12 shown in FIGS. 2 to 4, the α phase was 65 to 82.5%, the β phase was 9.8 to 13.4%, and the γ phase was 4 to 24%. Average particle size of α phase and β phase is 15μm
Or less, preferably 10 μm or less. The average particle size of the γ phase (the minor axis in this case) is 8 μm or less, preferably 5 μm or less. According to the micrograph, a thin layer of γ phase (8 μm or less in thickness) is formed so as to surround the β phase crystal. The Sn concentration of the γ phase was 8 wt% or more, for example, 11 to 13.4% in Examples 6 to 12 shown in FIGS.
【００９０】「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２〜図４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１
０μｍ以下である。The “α + normal β type” brass is α + β
It has a crystal structure of The area ratio of the β phase is 20% or more, preferably 25% or more, for example, 23.1 to 25.6% in Examples 13 to 15 shown in FIGS. The average crystal grain size of the α phase and β phase is 15 μm or less, preferably 1 μm or less.
0 μm or less.
【００９１】「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２〜図４に示す実施例１
６〜１９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１．５ｗｔ％以上であり、例え
ば図２〜図４に示す実施例１６〜１９では２．５〜７．
１ｗｔ％。であった。Brass of “α + reinforced β type” has an α + β crystal structure. The area ratio of the β phase is 15% or more, preferably 20% or more. For example, Example 1 shown in FIGS.
In 6-19, it was 23-38%. The average crystal grain size of the α phase and β phase is 15 μm or less, preferably 10 μm or less. The Sn concentration of the β phase is 1.5 wt% or more. For example, in Examples 16 to 19 shown in FIGS.
1 wt%. Met.
【００９２】（２）熱間加工時の（再結晶温度域での）
結晶組織について（図３２） 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１
０μｍ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。(2) During hot working (in the recrystallization temperature range)
Regarding the crystal structure (FIG. 32) All types of brass have an α + β crystal structure in the recrystallization temperature range, and the area ratio of the β phase is 30 to 80%. The average crystal grain size of the α phase and β phase is 15 μm or less, preferably 1 μm or less.
0 μm or less. The α crystal particles are present in a substantially uniformly dispersed state.
【００９３】（３）組成について（図３２） 「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３７〜４６ｗｔ％であり、
良好な熱間延性を得るためには３８〜４６ｗｔ％が好ま
しい。全体的なＳｎ含有量は０．９〜７ｗｔ％である。
例えば図２〜図４に示す「α＋γタイプ」の実施例１〜
５では、見掛け上のＺｎ含有量が３７．８〜４４ｗｔ
％、全体的Ｓｎ含有量が１〜５ｗｔ％であった。また、
「α＋β＋γタイプ」の実施例６〜１２では、見掛け上
のＺｎ含有量が４１．５〜４４ｗｔ％、全体的Ｓｎ含有
量が１．５〜３．５ｗｔ％であった。(3) Composition (FIG. 32) Brass of “α + γ type” and “α + β + γ type” has an apparent Zn content of 37 to 46 wt%,
In order to obtain good hot ductility, the content is preferably 38 to 46 wt%. The overall Sn content is 0.9-7 wt%.
For example, Embodiment 1 of “α + γ type” shown in FIGS.
In No. 5, the apparent Zn content was 37.8 to 44 wt.
%, And the overall Sn content was 1 to 5 wt%. Also,
In Examples 6 to 12 of the “α + β + γ type”, the apparent Zn content was 41.5 to 44 wt%, and the overall Sn content was 1.5 to 3.5 wt%.
【００９４】「α＋ノーマルβタイプ」の黄銅では、見
掛け上のＺｎ含有量が３７〜４４ｗｔ％であり、良好な
熱間延性を得るためには３８〜４４ｗｔ％が好ましい。
例えば図２〜図４に示す実施例１３〜１５では、見掛け
上のＺｎ含有量は４１．８〜４４ｗｔ％であった。全体
的なＳｎ含有量は０．５ｗｔ％未満である。The “α + normal β type” brass has an apparent Zn content of 37 to 44 wt%, and preferably 38 to 44 wt% in order to obtain good hot ductility.
For example, in Examples 13 to 15 shown in FIGS. 2 to 4, the apparent Zn content was 41.8 to 44 wt%. The overall Sn content is less than 0.5 wt%.
【００９５】「α＋強化βタイプ」の黄銅では、見掛け
上のＺｎ含有量が３７〜４４ｗｔ％であり、良好な熱間
延性を得るためには３８〜４４ｗｔ％が好ましい。全体
的なＳｎ含有量は０．５〜７ｗｔ％である。例えば図２
〜図４に示す実施例１６〜１９では、見掛け上のＺｎ含
有量が４０．１〜４２．６ｗｔ％、全体的Ｓｎ含有量が
０．８〜３．６ｗｔ％であった。The “α + reinforced β type” brass has an apparent Zn content of 37 to 44 wt%, and preferably 38 to 44 wt% in order to obtain good hot ductility. The overall Sn content is 0.5-7 wt%. For example, FIG.
In Examples 16 to 19 shown in FIG. 4, the apparent Zn content was 40.1 to 42.6 wt%, and the overall Sn content was 0.8 to 3.6 wt%.
【００９６】（５）鋳造の条件について（図３３） 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１０5
Ｋ／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℃以下になるまでは５Ｋ
／ｓｅｃ以上である。(5) Casting conditions (FIG. 33) The solidification rate during casting is 5 × 10 1 to 10 5 K / sec, preferably 10 2 to 10 5 K / sec. Coagulation speed 10 5
K / sec is an upper limit that does not cause an amorphous state. Cooling rate after solidification is 5K until it becomes 400 ° C or less
/ Sec or more.
【００９７】（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３３） 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、４
００℃以下になるまで、「α＋γタイプ」は０．４〜５
Ｋ／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２〜図４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。(6) Hot extrusion conditions when the final structure is obtained by hot extrusion (FIG. 33) The temperature at the time of extrusion is 480 to 650 ° C., preferably 480 to 600 ° C. The area reduction rate is 90% or more, preferably 95% or more. The cooling rate after extrusion is 4
Until the temperature falls below 00 ° C, the “α + γ type” is 0.4 to 5
K / sec, “α + β + γ type” is 0.4-10K /
sec, "α + normal β type" is 0.4 ° C / sec
Above, "α + enhanced β type" is 5-1000K / sec
It is. For example, in the embodiment shown in FIGS.
γ type ”(Examples 1 to 5),“ α + β + γ type ”
The cooling rate is 0.8 K (air cooling) when making (Examples 6 to 12) and “α + normal β type” (Examples 13 to 15), and the cooling rate is made when making “α + enhanced β type”. It was 100 K / sec (water cooling).
【００９８】（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３４） 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２〜図４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。
鍛造後の冷却速度は、上記（６）で述べた押出し後のそ
れと同様である。(7) Conditions for hot extrusion and hot forging when the final structure is obtained by hot forging (FIG. 34) The conditions for hot extrusion are as follows. Is the same as that described in the above (6), except that the temperature may be 0.4 ° C. or more until the temperature becomes. The temperature of the hot forging is 480 to 750C, for example, 500 to 600C in the embodiment shown in Figs. The strain rate of forging is preferably 1 / sec or more.
The cooling rate after forging is the same as that after extrusion described in (6) above.
【００９９】（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３５） 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。(8) Conditions for hot extrusion, hot forging and heat treatment when the final structure is obtained by heat treatment (FIG. 35) The conditions for hot extrusion are the same as those described in (7) above. The conditions for hot forging are the same as those described in (7) above, except that the cooling rate after forging may be 0.4 ° C. or higher until the cooling rate becomes 400 ° C. or lower regardless of the type. The heat treatment is not necessary when producing the “α + normal β type” (that is, the final composition of “α + normal β type” can be obtained by performing hot forging under the above conditions).
Regarding the heat treatment temperature and holding time, refer to “α + γ type”
Is maintained at 400 to 550 ° C for 30 seconds or more, “α + β + γ type” is maintained at 450 to 550 ° C for 30 seconds or more, and “α + reinforced β type” is maintained at 475 to 550 ° C for 30 seconds or more. The cooling rate after the heat treatment is the same as that after the extrusion described in (6) above.
【０１００】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。Although the typical examples of the brass and the method for producing the same according to the present invention have been described above, the purpose is merely an example for explaining the present invention, and the scope of the present invention is limited to only the typical examples. It is not limited. The principles of the present invention typically apply to brass, but may apply to alloys other than brass.
【０１０１】本発明の産業上の利用の可能性について以
下に述べる。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。The industrial applicability of the present invention will be described below. Α + β + γ, α + γ, α + normal β and α + reinforced β type brass according to the present invention are water contact parts such as valves and faucets, sanitary ware fittings, various joints, pipes, gas appliances, building materials such as doors and knobs, and household electric appliances. In addition to applications where brass has been used conventionally, it can be applied to products which conventionally used materials other than brass for reasons such as surface roughness, corrosion resistance and dimensional accuracy. Examples of the water contact parts in which brass according to the present invention can be used include a fitting for a water faucet, a water heater, a hot water flush toilet seat, a water supply pipe, a connection pipe, and a valve. Some specific examples are shown below.
【０１０２】図３６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０．２
ｍｍ以上であり、継手及びスパウトの最低肉厚は０．１
ｍｍ以上である。図３７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３８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３９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。FIG. 36 shows an example of a faucet using brass of the present invention. In the main body 21 having a large pressure resistance to which the primary pressure is applied,
The spout 25 is connected via a joint 23 having a small pressure resistance on the secondary pressure side. The minimum thickness of the main body 21 is 0.2
mm and the minimum thickness of the joint and spout is 0.1
mm or more. In another example shown in FIG.
The forged product of brass of the present invention is used for the elbow tube 29 connected to the forging. In still another example shown in FIG. 38, a brass forged product according to the present invention is used for the fitting 33 to the shower hose 31. In yet another example shown in FIG. 39, a forged product of brass according to the present invention is used for a joint 41 between the pipes 35, 37, and 39.
【０１０３】図４０、４１及び４２は、本発明の黄銅を
使用した給湯機の部品を示す。図４０は給湯機の全体の
断面図を示している。図４０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４１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４２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。FIGS. 40, 41 and 42 show parts of a water heater using the brass of the present invention. FIG. 40 shows a cross-sectional view of the entire water heater. As shown in FIG.
The brass of the present invention is used for a pressure reducing valve 53 connected to the pressure reducing valve 53 and a relief valve 57 connected to a water supply pipe 55 from the pressure reducing valve 53. Specifically, in the pressure reducing valve 53 shown in FIG. 41, the valve box 61 and the valve rod 63 (portion indicated by hatching), and in the relief valve 57 shown in FIG. 42, the valve box 71 (portion indicated by hatching). The brass of the present invention is used.
【０１０４】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。Since the brass according to the present invention is excellent in corrosion resistance and acid resistance, when it is used for the above-mentioned water contact parts, the strength change due to aging of the water contact parts is small. Further, the brass of the present invention not only has excellent corrosion resistance and acid resistance but also has high strength, so that the thickness of the water contact component can be reduced.
Specifically, the JIS standard for water taps requires a water-resistant metal part to be subjected to a primary pressure to have a pressure resistance of 17.5 kg / cm 2 . It is necessary to determine the wall thickness of the water contact part in consideration of the reduction in the wall thickness due to corrosion over time to the pressure resistance performance. Conventionally, the minimum wall thickness of a 100 mm cylindrical water faucet has been determined to be about 1.0 mm to 1.5 mm. On the other hand, when the brass according to the present invention is used, the minimum thickness can be set to about 0.8 mm to 1.2 mm.
【０１０５】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。Further, the brass of the present invention has good machinability, so that the cutting time can be shortened, and since the hot ductility is high, it can be formed in a short time by forging or the like. Furthermore, since it is possible to form by forging, the degree of freedom in design is increased. Since it has a high hot ductility and can be forged at a low temperature of 600 ° C. or less, the accuracy of the forged product and the surface accuracy are improved, and there is no oxide film.
【０１０６】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。The applications of the α + β + γ, α + γ, α + normal β and α + reinforced β-type brass according to the present invention are extremely wide as exemplified below, and those in which brass has been conventionally used and those in which stainless steel has conventionally been used. Including those where another metal was used, and those where non-metallic materials were used in the past.
【０１０７】(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。(1) Materials, intermediate products, final products and assemblies Brass materials of various shapes such as plate materials, pipe materials, bars, wires and lump materials, intermediate products, final products, their assemblies, and other material products And combined products. Welding, fusion welding, brazing, bonding, thermal cutting, thermal processing, forging, extrusion, drawing, rolling, shearing, sheet forming, roll forming, rolling, spinning, bending, straightening, high energy speed processing, powder processing , Brass materials, intermediate products, final products, their assemblies, and composite products combined with other materials manufactured by various processes such as cutting and grinding. Brass materials, intermediate products, finished products, their assemblies, and composite products combined with other material products that have been subjected to various surface treatments such as metal coating treatment, chemical conversion treatment, surface hardening treatment, non-metallic coating treatment, and painting .
【０１０８】(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) Parts for transportation equipment (2-1) Parts for automobiles and motorcycles Transmission parts, such as synchro gears and bearings. Engine parts such as timing gears, pulleys, bearings, joints, fuel piping, exhaust pipes, gaskets,
Injection nozzle, engine block, etc. Radiator parts,
For example, fittings. Vehicle body. Exterior parts such as moldings, door handles, wipers, etc. Interior parts, such as meters and alarms. Drive train components, such as tire air nozzles, axles, wheelbases, etc. Brake parts, such as fittings. Serpentine parts, such as hydraulic joints and gears. Air conditioner parts, such as fittings. Suspension parts, such as bearings. Hydraulic pump parts such as bodies, valves, pistons, etc.
【０１０９】(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。(2-2) Parts for small and large boats Engine parts such as timing gears, pulleys, bearings, joints, fuel pipes, exhaust pipes, gaskets, injection nozzles, engine blocks and the like. Hull. Outfitting parts such as railings, moldings, door handles, masts, etc. Drive system components such as screws, propellers, shafts, etc. Instrument parts such as casings and handles. Manipulation parts. Air conditioner parts. Hydraulic pump parts.
【０１１０】(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(2-3) Parts for railway vehicles Engine parts such as timing gears, pulleys, bearings, joints, fuel pipes, exhaust pipes, gaskets, injection nozzles, engine blocks and the like. Motor parts such as bodies, bearings, cooling joints, etc. Transmission parts, such as synchro gears and bearings. Radiator parts, such as fittings. Vehicle body. Exterior parts such as moldings, door handles, wipers, etc. Interior parts, such as meters, alarms, and handrails. Drive train components, such as tire air nozzles, axles, wheelbases, etc. Brake parts, such as fittings. Serpentine parts, such as hydraulic joints, gears, and handles. Air conditioner parts, such as fittings. Suspension parts, such as bearings. Hydraulic pump parts such as bodies, valves, pistons, etc. Pantograph parts, such as fittings. Overhead parts, such as joints. (2-4) Parts for aircraft, spacecraft, elevators, play vehicles
【０１１１】(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) Parts for industrial machines (3-1) Parts for construction machines Engine parts such as timing gears, pulleys, bearings, joints, fuel pipes, exhaust pipes, gaskets, injection nozzles, engine blocks and the like. Motor parts such as bodies, bearings, cooling joints, etc. Transmission parts, such as synchro gears and bearings. Radiator parts, such as fittings. Exterior parts such as moldings, door handles, wipers, etc. Interior parts, such as meters,
Alarms etc. Brake parts, such as fittings. Serpentine parts, such as hydraulic joints, gears, and handles. Air conditioner parts, such as fittings. Suspension parts, such as bearings. Hydraulic pump parts such as bodies, valves, pistons, etc.
【０１１２】(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。(3-2) Parts for Welding Machine Parts for gas welding machines, such as torches. Parts for arc welding machines, such as torches. Parts for plasma welding machines, such as torches. (3-3) Molds and their parts (3-4) Parts for roller conveyors (3-5) Bearings and gears (3-6) Mechanical sliding parts such as synchro rings (3-7) Parts for heat exchangers Boiler parts, such as bodies and valves. Solar water heater parts, such as bodies and valves.
【０１１３】(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、例えばピストン、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。(4) Parts for musical instruments (4-1) Parts for keyboard musical instruments Piano parts such as pedals and joints. Electone parts, such as pedals and joints. Organ parts such as pedals, fittings, resonance pipes, etc. (4-2) Wind instrument parts Trumpet parts, such as bodies, pistons, levers, and joints. Trombone parts, such as bodies,
Pistons, levers, joints, etc. Tuba parts such as bodies, pistons, levers, joints, etc. Clarinet parts such as pistons, levers, joints, etc. Bassoon parts such as pistons, levers, joints, etc. (4-4) Parts for percussion instruments Drum parts such as holders and cymbals. Drum parts, such as holders and kettles. Xylophone parts, such as resonance pipes and frames.
【０１１４】(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) Parts for electrical products (5-1) Parts for audiovisual equipment Parts for amplifiers, video players, cassette players, CD players, and LD players, such as adjustment knobs, legs,
Chassis, speaker cone, etc. (5-2) Parts for gas / liquid control equipment Room air conditioner parts, such as fittings, refrigerant pipes, and valves. Water heater and electric water heater parts, such as casing, hot water storage container, gas pipe, gas nozzle, burner, pressure reducing valve, relief valve, proportional valve, solenoid valve, pump parts, etc. Room heater and room cooler parts, such as vaporizers, refrigerant pipes, service valves, and flare nuts.
【０１１５】(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。スロットマシン部品。 (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。(5-3) Parts for Home Appliances Washing machine parts such as casings and washing tubs. (5-4) Parts for sewing machines and knitting machines (5-5) Parts for play equipment Pachinko machine parts. Slot machine parts. (5-6) Parts for outdoor electrical products Vending machine parts, such as coin slot and coin acceptor. (5-7) Parts for electric and electronic circuits Control boards, printed wiring boards, switchboard electrodes, switch parts, resistor parts, power plug parts, bulb bases, lamp holder parts, discharge electrodes, immersion electrodes, copper wires, batteries Terminals, casing, solder, etc.
【０１１６】(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) Housing supplies (6-1) Building materials Exterior building materials, building material mounting parts, wall panels, reinforcing bars, steel frames, and the like. (6-1) Exterior parts Door parts, such as door panels, knobs, locks, moldings, hinges, and the like. Gate components such as gate posts, gates, malls, hinges, etc. Fence parts, such as fence bodies, malls, etc. Exterior light components, such as casings, shades, and struts. shutter. Veranda fence. Mailbox. Keep in rain. Rain gutter bracket.
roof. sprinkler. Flexible tube.
【０１１７】(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、コンロ台天板など。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。(6-2) Interior Parts Handrail parts, such as handrail pipes and joints. Door parts, such as knobs, locks, moldings, hinges, etc. Kitchen utensils,
For example, gas burners, stove tops, etc. Bathroom items, for example, drain holes, drain cocks, drain hooks, shower hangers, sprinklers, etc. Toiletries such as counter fittings, towel bars, etc. Living room supplies, such as chandelier parts, lighting parts, decorative figurines, etc. Toilet supplies, such as the exterior wall panels of a toilet booth. Furniture parts, such as chair legs,
Table leg, table top, hinge, handle, rail,
Adjustment screws for shelves. (6-3) Shrine / Buddhist temple supplies Handrail parts, such as handrail pipes and fittings. Buddhist altar parts, such as Buddha statues, malls, candlesticks, and bells.
【０１１８】(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。(7) Parts for precision machines (7-1) Parts for optical equipment and measurement / measurement equipment Parts for cameras, telescopes, microscopes, and electron microscopes, such as bodies, mounts, and lens cases. (7-2) Clock parts Parts of watches, wall clocks, and clocks, such as bodies, hands, moldings, gears, and pendulums.
【０１１９】(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。(8) Writing implements, office supplies Writing implements, such as ballpoint pens and mechanical pencils. Scissors, cutters, binders, paper clips, pushpins,
Scales, rulers, cabinets, templates, magnets, document trays, telephone stand parts, bookends, perforator parts, stapler parts, pencil sharpener parts, cabinets, etc.
【０１２０】(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。(9) Water supply / drainage piping, valves and faucet supplies Drainage plugs, fittings for rigid PVC pipes, drainage grooves, elbow pipes, fittings, bellows for flexible fittings, water supply / drainage cocks, valves, connecting flanges for toilet bowls, stems, spindles, Ball valve, ball, seat ring, packing nut, KCP joint, header, branch tap, flexible hose, hose nipple, faucet body, faucet fitting, valve body, ball tap, water stopcock, single function faucet, with thermostat Faucets, faucets with 2 valve walls, faucets with 2 valve bases, spouts, UB elbows, mixing valves, etc.
【０１２１】(10)装飾品、服飾品 ピアス、ペンダント、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、衣裳金具、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 ゴルフクラブ部品、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。(10) Ornaments, Clothes Earrings, pendants, rings, brooches, name plates, tie pins, tie bars, bracelets, bag hardware, shoe hardware, costume hardware, buttons, fastener parts, hooks, belt hardware, etc. And apparel parts. (11) Sports goods, weapons Golf club parts such as shafts, heads, toes, heels, soles, etc. Dumbbells, barbells, yacht frames, trampoline frames, starting blocks, kendo surfaces, skate blades, ski edges, ski bindings, diving parts, sports gym equipment,
Bicycle chains, tent fixtures, handgun parts, rifle parts, matchlock parts, sword parts, bullets, etc.
【０１２２】(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。(12) Cans and Containers Cans and containers for storing foods, beverages, fuels, paints, powders, liquids, gases and the like. (13) Medical instruments Bed frame, scalpel, endoscope parts, dental instrument parts,
Examination instrument parts, surgical instrument parts, treatment instrument parts, etc. (14) Tools, agricultural tools, civil engineering tools pliers, hammers, rulers, drills, files, saws, nails, chisels, planes, drills, fixtures, fasteners, grindstones, screws, bolts, nuts, screws, hoes, axes, Scoop etc.
【０１２３】(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、水切り篭、たわし、屑入れ、塵
埃用篭、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、虫篭、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、灯籠、金庫、キャスターなど。(15) Tableware, daily necessities Pots, kettles, kitchen knives, frying pans, tamas, spoons, forks, knives, can openers, corkscrew, fry turners, tempura chopsticks, hot plates, drainers, scourers, waste holders, dust Baskets, tubs, washbasins, watering cans, etc. (16) sundries, gardening tools, accessories cups, replicas, lighters, candlesticks, character goods, medals, bells, hairpins, hot curlers, ashtrays, vases, keys, coins, fishing gear, lures, eyeglass frames, nail clippers, pachinko balls , Insect cages, umbrellas, sword mountains, needles, pruning scissors, horticultural supports, horticultural frames, horticultural shelves, flowers, finger pulls, lanterns, safes, casters, etc
【０１２４】[0124]
【発明の効果】以上の説明から明らかなように、本発明
によれば、高速な外力に対して高い延性をもった金属材
料を提供することができる。特には、高速な外力に対し
ての高い延性と、良好な耐食性と良好な切削性をもち、
延性、強度、切削性及び耐食性のような種々の特性に優
れた黄銅及びその製造方法、黄銅製品を提供することが
できる。As is apparent from the above description, according to the present invention, it is possible to provide a metal material having high ductility against a high-speed external force. In particular, it has high ductility against high-speed external force, good corrosion resistance and good cutting properties,
A brass excellent in various properties such as ductility, strength, machinability and corrosion resistance, a method for producing the same, and a brass product can be provided.
【図１】黄銅の３種類の結晶相、純Ｃｕ、純Ｚｎ、及び
純Ｓｎの特性を表した表である。FIG. 1 is a table showing characteristics of three types of crystal phases of brass, pure Cu, pure Zn, and pure Sn.
【図２】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
表である。FIG. 2 is a table showing compositions, crystal structures and various properties of various examples of the brass of the present invention and some examples of the conventional brass.
【図３】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
表である。FIG. 3 is a table showing compositions, crystal structures and various properties of various examples of the brass of the present invention and some examples of conventional brass.
【図４】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
表である。FIG. 4 is a table showing compositions, crystal structures and various properties of various examples of the brass of the present invention and some examples of the conventional brass.
【図５】黄銅製品の製造工程の一例を示すフローチャー
トである。FIG. 5 is a flowchart illustrating an example of a brass product manufacturing process.
【図６】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
を表した表である。FIG. 6 is a table showing the conditions of casting and hot extrusion for two examples of the method for producing brass of the present invention and an example of a conventional production method.
【図７】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。FIG. 7 is a table showing hot forging conditions and a crystal structure of a product in two examples of the method for producing brass of the present invention and an example of a conventional production method.
【図８】再結晶温度域での延性（歪率と歪速度）試験の
結果を示すグラフである。FIG. 8 is a graph showing the results of a ductility (strain rate and strain rate) test in a recrystallization temperature range.
【図９】切削性試験の結果を表した表である。FIG. 9 is a table showing the results of a machinability test.
【図１０】切削性試験の方法を説明した斜視図である。FIG. 10 is a perspective view illustrating a method of a machinability test.
【図１１】耐エロージョン腐食性試験の結果を示すグラ
フである。FIG. 11 is a graph showing the results of an erosion corrosion resistance test.
【図１２】耐エロージョン腐食性試験の方法を説明する
図である。FIG. 12 is a diagram illustrating a method of an erosion corrosion resistance test.
【図１３】耐応力腐食割れ性試験の方法を説明する図で
ある。FIG. 13 is a diagram illustrating a method of a stress corrosion cracking resistance test.
【図１４】耐応力腐食割れ性試験の結果を表した表であ
る。FIG. 14 is a table showing the results of a stress corrosion cracking resistance test.
【図１５】「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であ
る。FIG. 15 is a table showing the composition of some samples related to the “α + reinforced β type” brass and the results of the corrosion resistance test.
【図１６】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である。FIG. 16 is a graph showing the relationship between the Sn concentration in the β phase and the cooling time to 400 ° C.
【図１７】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である。FIG. 17 is a table showing the effect of heat treatment on the “α + reinforced β type” brass of the present invention.
【図１８】（Ａ）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であり、（Ｂ）
は、（Ａ）に基づいて作成した模式図である。FIG. 18A is a photomicrograph showing the crystal structure of one example of the “α + γ type” brass of the present invention, and FIG.
3 is a schematic diagram created based on (A).
【図１９】（Ａ）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であり、
（Ｂ）は、（Ａ）に基づいて作成した模式図である。FIG. 19 (A) is a micrograph showing a crystal structure of one example of the “α + β + γ type” brass of the present invention,
(B) is a schematic diagram created based on (A).
【図２０】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である。FIG. 20 shows “α + γ type” and “α + β + γ” of the present invention.
2 is a table showing the composition and corrosion resistance test results of some samples related to “type” brass.
【図２１】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である。FIG. 21: “α + γ type” or “α + β + γ” of the present invention
It is a flowchart which shows an example of the manufacturing process of the water contact component using the "type" brass.
【図２２】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である。FIG. 22 is a flowchart showing an example of a conventional process of manufacturing a water contact component using brass.
【図２３】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であ
る。FIG. 23 shows “α + γ type” and “α + β + γ” of the present invention.
It is the table | surface which showed the effect of the heat treatment with respect to the "type" brass.
【図２４】（Ａ）は、鋳造後の冷却速度を１９Ｋ／ｓｅ
ｃとして鋳造した鍛造用黄銅素材の結晶組織を示す顕微
鏡写真であり、（Ｂ）は、（Ａ）に基づいて作成した模
式図である。FIG. 24 (A) shows a cooling rate after casting of 19 K / sec.
It is a microscope picture which shows the crystal structure of the brass material for forging cast as c, and (B) is a schematic diagram created based on (A).
【図２５】（Ａ）は、図２４（Ａ）の一部を拡大した顕
微鏡写真であり、（Ｂ）は、（Ａ）に基づいて作成した
模式図である。FIG. 25 (A) is an enlarged micrograph of a part of FIG. 24 (A), and FIG. 25 (B) is a schematic diagram created based on (A).
【図２６】（Ａ）は鋳造後の冷却速度を１．３Ｋ／ｓｅ
ｃとして鋳造した鍛造用黄銅素材の結晶組織を示す顕微
鏡写真であり、（Ｂ）は、（Ａ）に基づいて作成した模
式図である。FIG. 26 (A) shows a cooling rate after casting of 1.3 K / sec.
It is a microscope picture which shows the crystal structure of the brass material for forging cast as c, and (B) is a schematic diagram created based on (A).
【図２７】（Ａ）は、図２６（Ａ）の一部を拡大した顕
微鏡写真であり、（Ｂ）は、（Ａ）に基づいて作成した
模式図である。FIG. 27A is a micrograph showing a part of FIG. 26A in an enlarged scale, and FIG. 27B is a schematic diagram created based on FIG.
【図２８】（Ａ）は、Ｓｎを１．９ｗｔ％含んだ黄銅素
材を熱間押出しし、押出し後に３０Ｋ／ｓｅｃで冷却し
て作った鍛造用黄銅ビレットの結晶組織を示す顕微鏡写
真であり、（Ｂ）は、（Ａ）に基づいて作成した模式図
である。FIG. 28 (A) is a micrograph showing the crystal structure of a brass billet for forging produced by hot-extruding a brass material containing 1.9 wt% of Sn and extruding it and cooling it at 30 K / sec. (B) is a schematic diagram created based on (A).
【図２９】（Ａ）は、図２８（Ａ）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であり、
（Ｂ）は、（Ａ）に基づいて作成した模式図である。FIG. 29 (A) is a photomicrograph showing the crystal structure of a brass forged product formed by hot forging the brass billet shown in FIG. 28 (A) and cooling it at 20 K / sec after forging;
(B) is a schematic diagram created based on (A).
【図３０】（Ａ）は、Ｓｎを２．３ｗｔ％含んだ黄銅素
材を熱間押出しし、押出し後に３０Ｋ／ｓｅｃで冷却し
て作った鍛造用黄銅ビレットの結晶組織を示す顕微鏡写
真であり、（Ｂ）は、（Ａ）に基づいて作成した模式図
である。FIG. 30 (A) is a micrograph showing the crystal structure of a brass billet for forging produced by hot-extruding a brass material containing 2.3 wt% of Sn and extruding it and cooling it at 30 K / sec. (B) is a schematic diagram created based on (A).
【図３１】（Ａ）は、図３０（Ａ）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であり、
（Ｂ）は、（Ａ）に基づいて作成した模式図であるFIG. 31 (A) is a micrograph showing the crystal structure of a brass forged product made by hot forging the brass billet shown in FIG. 30 (A) and cooling it at 20 K / sec after forging;
(B) is a schematic diagram created based on (A).
【図３２】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である。FIG. 32 is a table showing preferable conditions for the crystal structure and composition of brass of the present invention.
【図３３】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
である。FIG. 33 is a table showing preferable conditions of casting and hot extrusion when the brass of the present invention is finally produced by hot extrusion.
【図３４】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
表である。FIG. 34 is a table showing preferable conditions of hot extrusion and hot forging when the brass of the present invention is finally manufactured by hot forging.
【図３５】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
を表した表である。FIG. 35 is a table showing preferable conditions of hot extrusion, hot forging, and heat treatment when the brass of the present invention is finally produced by heat treatment.
【図３６】本発明の黄銅を適用した水栓の一例を示す斜
視図である。FIG. 36 is a perspective view showing an example of a faucet to which the brass of the present invention is applied.
【図３７】本発明の黄銅を適用した水管の一例を示す断
面図である。FIG. 37 is a sectional view showing an example of a water pipe to which the brass of the present invention is applied.
【図３８】本発明の黄銅を適用した水管の別の例を示す
断面図である。FIG. 38 is a sectional view showing another example of a water pipe to which the brass of the present invention is applied.
【図３９】本発明の黄銅を適用した水管の更に別の例を
示す断面図である。FIG. 39 is a sectional view showing still another example of a water pipe to which the brass of the present invention is applied.
【図４０】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である。FIG. 40 is a view showing an example of a water heater having a pressure reducing valve and a relief valve using brass of the present invention.
【図４１】図４０の給湯機の減圧弁を示す図である。FIG. 41 is a view showing a pressure reducing valve of the water heater of FIG. 40.
【図４２】図４０の給湯機の逃がし弁を示す図である。42 is a view showing a relief valve of the water heater of FIG. 40.
２１ 水栓金具本体 ２３ 継手 ２５ スパウト ２７ 水管 ２９ エルボー管 ３１ シャワー
用ホース ３３ 接続金具 ３５、３７、３
９ 配管 ４１ 継手 ５１ 入水管 ５３ 減圧弁 ５５ 送水管 ５７ 逃がし弁 ６１ 弁箱 ６３ 弁棒 ７１ 弁箱DESCRIPTION OF SYMBOLS 21 Faucet fitting main body 23 Joint 25 Spout 27 Water pipe 29 Elbow pipe 31 Shower hose 33 Connection fitting 35, 37, 3
9 Piping 41 Joint 51 Inlet pipe 53 Pressure reducing valve 55 Water pipe 57 Relief valve 61 Valve box 63 Valve stem 71 Valve box
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０４ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０４ ６１２ ６１２ ６３０ ６３０Ａ ６３０Ｊ ６３０Ｋ ６４０ ６４０Ａ ６８３ ６８３ ６９２ ６９２Ａ ６９２Ｂ ６９４ ６９４Ｂ (31)優先権主張番号 特願平9−31849 (32)優先日 平成９年２月17日(1997．2．17) (33)優先権主張国 日本（ＪＰ） (31)優先権主張番号 特願平9−74111 (32)優先日 平成９年３月26日(1997．3．26) (33)優先権主張国 日本（ＪＰ） (31)優先権主張番号 特願平9−167833 (32)優先日 平成９年５月20日(1997．5．20) (33)優先権主張国 日本（ＪＰ） (31)優先権主張番号 特願平9−167834 (32)優先日 平成９年５月20日(1997．5．20) (33)優先権主張国 日本（ＪＰ） (31)優先権主張番号 特願平9−167835 (32)優先日 平成９年５月20日(1997．5．20) (33)優先権主張国 日本（ＪＰ） (31)優先権主張番号 特願平9−167836 (32)優先日 平成９年５月20日(1997．5．20) (33)優先権主張国 日本（ＪＰ） (31)優先権主張番号 特願平9−167837 (32)優先日 平成９年５月20日(1997．5．20) (33)優先権主張国 日本（ＪＰ） (72)発明者 中村 克昭 福岡県北九州市小倉北区中島２丁目１番１ 号 (72)発明者 濱崎 正直 福岡県北九州市小倉北区中島２丁目１番１ 号──────────────────────────────────────────────────続 き Continued on the front page (51) Int.Cl. 7 Identification symbol FI Theme coat ゛ (Reference) ) Priority claim number Japanese Patent Application No. 9-31849 (32) Priority date February 17, 1997 (Feb. 17, 1997) (33) Priority claim country Japan (JP) (31) Priority claim number Hei 9-74111 (32) Priority date March 26, 1997 (March 26, 1997) (33) Priority claiming country Japan (JP) (31) Priority claim number Japanese Patent Application Hei 9-167833 (32) Priority date May 20, 1997 (May 20, 1997) (33) Priority claiming country Japan (JP) (31) Priority claim number Japanese Patent Application No. 9-167834 (32) Priority date May 1997 20th (1997.5.2 0) (33) Priority claim country Japan (JP) (31) Priority claim number Japanese Patent Application No. 9-167835 (32) Priority date May 20, 1997 (May 20, 1997) (33) Priority Claiming country Japan (JP) (31) Priority claim number Japanese Patent Application No. 9-167836 (32) Priority date May 20, 1997 (May 20, 1997) (33) Priority claiming country Japan (JP) ( 31) Priority claim number Japanese Patent Application No. 9-167837 (32) Priority date May 20, 1997 (May 20, 1997) (33) Country claiming priority Japan (JP) (72) Inventor Katsuaki Nakamura Fukuoka (72) Inventor Masanao Hamazaki 2-1-1 Nakajima, Kokurakita-ku, Kitakyushu-shi, Fukuoka
Claims (6)
％である黄銅素材を、 ４８０〜６５０℃の範囲内の温度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黄銅の製造方法。1. An apparent Zn content of 37 to 46 wt.
% Hot-extruding a brass material at a temperature in the range of 480-650 ° C. to produce a brass extrudate.
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１記載の黄銅の製造方法。2. After the hot extrusion is performed, the brass extruded product is kept at 0.4 K / sec until the temperature becomes 400 ° C. or less.
The method for producing brass according to claim 1, further comprising a first cooling step of cooling at the above speed.
％であり、常温においてα＋βの結晶組織を有し、この
常温における結晶組織が、 (1) β相の面積比率が２０％以上であり、かつ(2) α
相及び前記β相の平均結晶粒径が１５μｍ以下である、
の全条件を満たすことを特徴とする黄銅。3. An apparent Zn content of 37 to 46 wt.
% At room temperature, and has a crystal structure of α + β at normal temperature. The crystal structure at normal temperature is as follows: (1) the area ratio of β phase is 20% or more; and (2) α
Phase and the average crystal grain size of the β phase is 15 μm or less,
Characterized by satisfying all the above conditions.
％である黄銅素材を受入れることができ、前記黄銅素材
を４８０〜６５０℃の範囲内の温度で熱間押出しして黄
銅押出し物を作る押出し装置を有する黄銅の製造設備。4. An apparent Zn content of 37 to 46 wt.
% Brass material, and an extruder for extruding the brass material at a temperature in the range of 480 to 650 ° C. to produce a brass extruded product.
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装置を更に有する請求項４記載の
製造設備。5. After the hot extrusion, the brass extruded product is kept at 0.4 K / sec until the temperature becomes 400 ° C. or less.
5. The manufacturing facility according to claim 4, further comprising a device for cooling at the above speed.
％である黄銅素材を用いて熱間押し出しを行って黄銅棒
材を作るステップと、 前記熱間押し出しを行う時の温度及び断面減少率を制御
して前記黄銅棒材の結晶粒径を微細化するステップと、 前記熱間押出しを行った後に、前記黄銅棒材を４００℃
以下になるまで冷却する冷却ステップと、を有し、 それにより、前記冷却ステップ後の前記黄銅棒材の平均
結晶粒径が１５μｍ以下になるようにした、黄銅棒材の
製造方法。6. An apparent Zn content of 37 to 46 wt.
% To form a brass bar by hot extruding using a brass material having a percentage of 100%, and controlling the temperature and the cross-sectional reduction rate during the hot extrusion to reduce the crystal grain size of the brass bar. And, after performing the hot extrusion, the brass bar is heated to 400 ° C.
A cooling step of cooling to a temperature of not more than below, whereby the average crystal grain size of the brass rod after the cooling step is 15 μm or less.
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