JP2002030364A - 高強度快削黄銅 - Google Patents
高強度快削黄銅Info
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- JP2002030364A JP2002030364A JP2000218515A JP2000218515A JP2002030364A JP 2002030364 A JP2002030364 A JP 2002030364A JP 2000218515 A JP2000218515 A JP 2000218515A JP 2000218515 A JP2000218515 A JP 2000218515A JP 2002030364 A JP2002030364 A JP 2002030364A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ｐｂ含有量を低減させ、且つ優れた切削性、
機械加工性、耐脱亜鉛腐食性をそなえ、コスト的にも有
利な高強度快削黄銅を提供する。 【解決手段】 Ｃｕ：６９．０〜７６．０％、Ｓｉ：
１．５〜４．０％、Ｐ：０．０２〜０．１０％を含有
し、さらにＢｉおよび／またはＰｂ：０．４％を越え
１．０％以下を含有し、残部Ｚｎおよび不可避不純物か
らなる組成を有し、（Ｃｕ％−２．８×Ｓｉ％）≧６４
の関係を満足することを特徴とする。
機械加工性、耐脱亜鉛腐食性をそなえ、コスト的にも有
利な高強度快削黄銅を提供する。 【解決手段】 Ｃｕ：６９．０〜７６．０％、Ｓｉ：
１．５〜４．０％、Ｐ：０．０２〜０．１０％を含有
し、さらにＢｉおよび／またはＰｂ：０．４％を越え
１．０％以下を含有し、残部Ｚｎおよび不可避不純物か
らなる組成を有し、（Ｃｕ％−２．８×Ｓｉ％）≧６４
の関係を満足することを特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、黄銅特有の優れた
性質を有するとともに、高強度および快削性をそなえ、
耐脱亜鉛腐食性にも優れた黄銅に関する。
性質を有するとともに、高強度および快削性をそなえ、
耐脱亜鉛腐食性にも優れた黄銅に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、Ｃｕ−Ｚｎ合金にＰｂを添加した
黄銅は、鋳造性、熱間および冷間加工性、機械加工性に
優れているため、水栓金具、バルブ部品、家電製品の接
続部品などとして使用されている。
黄銅は、鋳造性、熱間および冷間加工性、機械加工性に
優れているため、水栓金具、バルブ部品、家電製品の接
続部品などとして使用されている。
【０００３】近年、各種機器、とくに家電製品について
は、高性能化、省エネルギー化が要求され、この観点か
ら、上記黄銅部品についても軽量化、薄肉化が求められ
ており、薄肉化した場合の強度低下が問題となってお
り、材料自体の強度向上が要求されている。
は、高性能化、省エネルギー化が要求され、この観点か
ら、上記黄銅部品についても軽量化、薄肉化が求められ
ており、薄肉化した場合の強度低下が問題となってお
り、材料自体の強度向上が要求されている。
【０００４】例えば、パッケージエアコンに使用される
代替冷媒Ｒ４１０Ａは、従来使用されてきたＲ２２冷媒
と比較して数倍の耐圧強度が要求され、現行材よりさら
に高強度な材料が必要となる。従来、優れた強度と快削
性をそなえた銅合金材料として、快削リン青銅が知られ
ているが、製造時、安価な黄銅系リターンスクラップが
使用できないため、スクラップ使用量が制限されてコス
ト面で不利となり、四六黄銅をベースとするＰｂ入り快
削黄銅と比べて高価となることが避けられない。
代替冷媒Ｒ４１０Ａは、従来使用されてきたＲ２２冷媒
と比較して数倍の耐圧強度が要求され、現行材よりさら
に高強度な材料が必要となる。従来、優れた強度と快削
性をそなえた銅合金材料として、快削リン青銅が知られ
ているが、製造時、安価な黄銅系リターンスクラップが
使用できないため、スクラップ使用量が制限されてコス
ト面で不利となり、四六黄銅をベースとするＰｂ入り快
削黄銅と比べて高価となることが避けられない。
【０００５】最近、切削性に優れた高強度黄銅として、
Ｐｂの含有量を大幅に低減した黄銅、およびＰｂを含有
しない黄銅が提案されている（特開２０００−１１９７
７４号公報、特開２０００−１１９７７５号公報）。こ
れらの黄銅は、有害物質として、近年、人体や環境に悪
影響を及ぼすとされ、使用が制限される傾向にあるＰｂ
問題に対処して提案されたものであり、いずれもＣｕお
よびＳｉを含有するものであるが、この組成範囲のもの
では、熱間加工温度によっては相対的にβ相が過剰とな
り、切削抵抗が大きくなって面粗度が悪化することがあ
る。また、β相は硬くて脆いため、過剰に存在すると冷
間加工性が阻害される。熱間加工時に生成したβ相を後
熱処理によって低減する方法もあるが、工程増となりコ
スト的に不利となる。
Ｐｂの含有量を大幅に低減した黄銅、およびＰｂを含有
しない黄銅が提案されている（特開２０００−１１９７
７４号公報、特開２０００−１１９７７５号公報）。こ
れらの黄銅は、有害物質として、近年、人体や環境に悪
影響を及ぼすとされ、使用が制限される傾向にあるＰｂ
問題に対処して提案されたものであり、いずれもＣｕお
よびＳｉを含有するものであるが、この組成範囲のもの
では、熱間加工温度によっては相対的にβ相が過剰とな
り、切削抵抗が大きくなって面粗度が悪化することがあ
る。また、β相は硬くて脆いため、過剰に存在すると冷
間加工性が阻害される。熱間加工時に生成したβ相を後
熱処理によって低減する方法もあるが、工程増となりコ
スト的に不利となる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、Ｐｂを含有
する快削黄銅における上記従来の問題点を解消するため
になされたものであり、その目的は、Ｐｂ含有量を低減
させ、且つ優れた切削性、機械加工性、耐脱亜鉛腐食性
をそなえ、コスト的にも有利な高強度快削黄銅を提供す
ることにある。
する快削黄銅における上記従来の問題点を解消するため
になされたものであり、その目的は、Ｐｂ含有量を低減
させ、且つ優れた切削性、機械加工性、耐脱亜鉛腐食性
をそなえ、コスト的にも有利な高強度快削黄銅を提供す
ることにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めの本発明の請求項１による高強度快削黄銅は、Ｃｕ：
６９．０〜７６．０％、Ｓｉ：１．５〜４．０％、Ｐ：
０．０２〜０．１０％を含有し、さらにＢｉおよび／ま
たはＰｂ：０．４％を越え１．０％以下を含有し、残部
Ｚｎおよび不可避不純物からなる組成を有し、（Ｃｕ％
−２．８×Ｓｉ％）≧６４の関係を満足することを特徴
とする。
めの本発明の請求項１による高強度快削黄銅は、Ｃｕ：
６９．０〜７６．０％、Ｓｉ：１．５〜４．０％、Ｐ：
０．０２〜０．１０％を含有し、さらにＢｉおよび／ま
たはＰｂ：０．４％を越え１．０％以下を含有し、残部
Ｚｎおよび不可避不純物からなる組成を有し、（Ｃｕ％
−２．８×Ｓｉ％）≧６４の関係を満足することを特徴
とする。
【０００８】請求項２による高強度快削黄銅は、請求項
１において、不純物としてのＳｎを０．０５％以下、Ａ
ｌを０．０１６％以下に制限したことを特徴とする。
１において、不純物としてのＳｎを０．０５％以下、Ａ
ｌを０．０１６％以下に制限したことを特徴とする。
【０００９】
【発明の実施の形態】本発明における含有成分の意義お
よび限定理由について説明すると、Ｓｉの含有は見かけ
上のＺｎ含有量を増加させる、いわゆるＺｎ等量が１
０．０と大きいため、少量の添加によりγ相が析出し、
γ相は硬いため析出硬化による強度上昇が得られる。
よび限定理由について説明すると、Ｓｉの含有は見かけ
上のＺｎ含有量を増加させる、いわゆるＺｎ等量が１
０．０と大きいため、少量の添加によりγ相が析出し、
γ相は硬いため析出硬化による強度上昇が得られる。
【００１０】β相の析出も強度向上に寄与するが、β相
の硬度はγ相の硬度と比べて低いから、γ相のみを析出
させた場合に比べ強度上昇は低減される。β相が析出す
るとγ相の析出量は状態図に従って減少することとなる
ため、強度向上効果を得るためには、β相の析出量を極
力低減させることが望ましく、そのためには、Ｃｕ量を
６９．０〜７６．０％の範囲とし、（Ｃｕ％−２．８×
Ｓｉ％）≧６４の関係を満足する範囲のＳｉを含有させ
るのがに好ましい。
の硬度はγ相の硬度と比べて低いから、γ相のみを析出
させた場合に比べ強度上昇は低減される。β相が析出す
るとγ相の析出量は状態図に従って減少することとなる
ため、強度向上効果を得るためには、β相の析出量を極
力低減させることが望ましく、そのためには、Ｃｕ量を
６９．０〜７６．０％の範囲とし、（Ｃｕ％−２．８×
Ｓｉ％）≧６４の関係を満足する範囲のＳｉを含有させ
るのがに好ましい。
【００１１】熱間加工後、後熱処理することなく、熱間
加工のみによってγ相を析出させるためには、熱間加工
（熱間押出）条件を考慮した場合、Ｓｉ含有量を１．５
％以上とするのが好ましい。Ｓｉの含有により、溶湯の
湯流れ性を改善し、鋳塊の鋳造欠陥を防止する効果も得
られる。Ｓｉの含有量が４．０％を越えると、γ相の存
在比率が高くなり、またγ相粒子を粗大化させ、冷間加
工性を著しく阻害する。従って、Ｓｉの好ましい含有範
囲は１．５〜４．０％とする。
加工のみによってγ相を析出させるためには、熱間加工
（熱間押出）条件を考慮した場合、Ｓｉ含有量を１．５
％以上とするのが好ましい。Ｓｉの含有により、溶湯の
湯流れ性を改善し、鋳塊の鋳造欠陥を防止する効果も得
られる。Ｓｉの含有量が４．０％を越えると、γ相の存
在比率が高くなり、またγ相粒子を粗大化させ、冷間加
工性を著しく阻害する。従って、Ｓｉの好ましい含有範
囲は１．５〜４．０％とする。
【００１２】Ｃｕ量を６９．０〜７６．０％、Ｓｉ量を
１．５〜４．０％の範囲とすることにより、熱間加工温
度にかかわらず、マトリックスはα＋β相、α＋γ相、
またはα＋β＋γ相の組織となるが、組成および熱間加
工温度と組織との関係についてさらに詳細な実験を行っ
た結果、Ｃｕ量とＳｉ量との関係が、（Ｃｕ％−２．８
×Ｓｉ％）＜６４となった場合には、熱間加工温度によ
っては、β相が相対的に過剰となり、良好な切削性が得
られないことがあり、また、β相が硬くて脆いため、冷
間加工性が低下することがあることがわかった。
１．５〜４．０％の範囲とすることにより、熱間加工温
度にかかわらず、マトリックスはα＋β相、α＋γ相、
またはα＋β＋γ相の組織となるが、組成および熱間加
工温度と組織との関係についてさらに詳細な実験を行っ
た結果、Ｃｕ量とＳｉ量との関係が、（Ｃｕ％−２．８
×Ｓｉ％）＜６４となった場合には、熱間加工温度によ
っては、β相が相対的に過剰となり、良好な切削性が得
られないことがあり、また、β相が硬くて脆いため、冷
間加工性が低下することがあることがわかった。
【００１３】前記のように、熱間加工時に生成したβ相
を低減するために、後熱処理する方法が効果的である
が、工程増となって生産コストを増大させるため、従来
の快削黄銅の代替材としては望ましくない。従って、本
発明においては、（Ｃｕ％−２．８×Ｓｉ％）≧６４の
関係を満足する組成とするのが好ましい。
を低減するために、後熱処理する方法が効果的である
が、工程増となって生産コストを増大させるため、従来
の快削黄銅の代替材としては望ましくない。従って、本
発明においては、（Ｃｕ％−２．８×Ｓｉ％）≧６４の
関係を満足する組成とするのが好ましい。
【００１４】ＢｉおよびＰｂは、切削性を改善するよう
機能する。α相粒子が微細で、且つγ相が均一に分散し
ている場合には、Ｂｉ、Ｐｂを添加しなくとも、γ相が
チップブレーカーとして作用し、切削屑を分断させるこ
とが可能となるが、このような効果を得るためには、熱
間加工時の組織を制御するための温度管理、あるいは後
熱処理が必要となり、鋳造時の濃度管理も厳密に行わな
ければならない。
機能する。α相粒子が微細で、且つγ相が均一に分散し
ている場合には、Ｂｉ、Ｐｂを添加しなくとも、γ相が
チップブレーカーとして作用し、切削屑を分断させるこ
とが可能となるが、このような効果を得るためには、熱
間加工時の組織を制御するための温度管理、あるいは後
熱処理が必要となり、鋳造時の濃度管理も厳密に行わな
ければならない。
【００１５】０．４％を越えるＢｉおよび／またはＰｂ
を添加することにより、すなわち、０．４％を越えるＢ
ｉまたはＰｂ、またはＢｉ、Ｐｂの両者を合計で０．４
％を越える範囲で添加することにより、前記の濃度管
理、温度管理、後熱処理を必要とすることなく、良好な
切削性を得ることが可能となる。しかしながら、Ｂｉ、
Ｐｂは、マトリックス中に非整合に析出して材料を脆く
するため、γ相の析出硬化により強度向上を図る本発明
においては、１．０％を越えて含有すると、冷間加工性
が阻害され破断の原因となる。さらに、Ｐｂの多量添加
は飲料水中への溶出規制の観点からも好ましくなく、Ｂ
ｉが稀少金属であることを考慮すると、Ｂｉ、Ｐｂの添
加が極力低減するのが望ましく、Ｂｉおよび／またはＰ
ｂの好ましい含有量は０．４％を越え１．０％以下、さ
らに好ましくは０．５０〜０．８０％の範囲とする。
を添加することにより、すなわち、０．４％を越えるＢ
ｉまたはＰｂ、またはＢｉ、Ｐｂの両者を合計で０．４
％を越える範囲で添加することにより、前記の濃度管
理、温度管理、後熱処理を必要とすることなく、良好な
切削性を得ることが可能となる。しかしながら、Ｂｉ、
Ｐｂは、マトリックス中に非整合に析出して材料を脆く
するため、γ相の析出硬化により強度向上を図る本発明
においては、１．０％を越えて含有すると、冷間加工性
が阻害され破断の原因となる。さらに、Ｐｂの多量添加
は飲料水中への溶出規制の観点からも好ましくなく、Ｂ
ｉが稀少金属であることを考慮すると、Ｂｉ、Ｐｂの添
加が極力低減するのが望ましく、Ｂｉおよび／またはＰ
ｂの好ましい含有量は０．４％を越え１．０％以下、さ
らに好ましくは０．５０〜０．８０％の範囲とする。
【００１６】Ｐは、耐脱亜鉛腐食性を向上させるよう機
能する。とくにα相の脱亜鉛腐食の抑制に効果がある。
本発明における前記（Ｃｕ％−２．８×Ｓｉ％）≧６４
の関係を満足する組成範囲では、脱亜鉛腐食の発生が顕
著となるβ相の析出は比較的少なく、α相に包囲された
組織となり、γ相自体は脱亜鉛腐食をほとんど生じない
から、本発明において耐脱亜鉛腐食を抑制するために、
Ｐの添加は効果的である。
能する。とくにα相の脱亜鉛腐食の抑制に効果がある。
本発明における前記（Ｃｕ％−２．８×Ｓｉ％）≧６４
の関係を満足する組成範囲では、脱亜鉛腐食の発生が顕
著となるβ相の析出は比較的少なく、α相に包囲された
組織となり、γ相自体は脱亜鉛腐食をほとんど生じない
から、本発明において耐脱亜鉛腐食を抑制するために、
Ｐの添加は効果的である。
【００１７】耐脱亜鉛腐食に有効なＰの含有量は０．０
２％以上であるが、Ｐの一部は硬くて脆いＣｕ3 Ｐ相と
して存在し、とくに大きなＣｕ3 Ｐ相が生成すると冷間
加工性を阻害し破断の原因となるため、Ｐを多量に添加
することは好ましくない。これらを考慮したＰの好まし
い含有量は、０．０２〜０．１０％の範囲であり、さら
に好ましい含有範囲は０．０３〜０．０８％である。
２％以上であるが、Ｐの一部は硬くて脆いＣｕ3 Ｐ相と
して存在し、とくに大きなＣｕ3 Ｐ相が生成すると冷間
加工性を阻害し破断の原因となるため、Ｐを多量に添加
することは好ましくない。これらを考慮したＰの好まし
い含有量は、０．０２〜０．１０％の範囲であり、さら
に好ましい含有範囲は０．０３〜０．０８％である。
【００１８】不純物としてのＳｎおよびＡｌは、見かけ
上のＺｎ含有量を増加させる、いわゆるＺｎ等量は、Ｓ
ｎが２．０、Ａｌが６．０と高いため、Ｓｎ、Ａｌが含
有していると、必須含有成分の濃度管理が煩雑となる。
Ｓｎ、Ａｌは含有しないことが望ましいが、スクラップ
や蒸留亜鉛が使用できなくなり、製造コストの点で不利
となる。前記Ｓｉの濃度管理を可能とするＳｎおよびＡ
ｌの上限は、それぞれ０．０５％以下および０．０１６
％以下である。
上のＺｎ含有量を増加させる、いわゆるＺｎ等量は、Ｓ
ｎが２．０、Ａｌが６．０と高いため、Ｓｎ、Ａｌが含
有していると、必須含有成分の濃度管理が煩雑となる。
Ｓｎ、Ａｌは含有しないことが望ましいが、スクラップ
や蒸留亜鉛が使用できなくなり、製造コストの点で不利
となる。前記Ｓｉの濃度管理を可能とするＳｎおよびＡ
ｌの上限は、それぞれ０．０５％以下および０．０１６
％以下である。
【００１９】本発明の黄銅は、通常は棒材として供給さ
れ、その製造は、上記の組成を有する合金を造塊し、得
られた鋳塊を熱間押出加工し、さらに通常は冷間抽伸加
工を行い、必要に応じて矯正、仕上げ加工することによ
り行われる。
れ、その製造は、上記の組成を有する合金を造塊し、得
られた鋳塊を熱間押出加工し、さらに通常は冷間抽伸加
工を行い、必要に応じて矯正、仕上げ加工することによ
り行われる。
【００２０】
【実施例】以下、本発明の実施例を比較例と対比して説
明するとともに、それに基づいてその効果を実証する。
なお、これらの実施例は、本発明の好ましい一実施態様
を説明するためのものであって、これにより本発明が制
限されるものではない。
明するとともに、それに基づいてその効果を実証する。
なお、これらの実施例は、本発明の好ましい一実施態様
を説明するためのものであって、これにより本発明が制
限されるものではない。
【００２１】実施例１ Ｃｕ、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｉの新地金およびＣｕ−１
５％Ｐ母合金を混合して成分元素の濃度を調整した表１
に示す組成の合金を溶解、鋳造し、直径２９４ｍｍのビ
レットに造塊した。
５％Ｐ母合金を混合して成分元素の濃度を調整した表１
に示す組成の合金を溶解、鋳造し、直径２９４ｍｍのビ
レットに造塊した。
【００２２】得られたビレットを、５８０〜６２０℃の
温度で直径１７．０ｍｍの棒材に熱間押出加工した後、
断面減少率１０％で冷間抽伸加工し、さらに矯正仕上げ
加工した。
温度で直径１７．０ｍｍの棒材に熱間押出加工した後、
断面減少率１０％で冷間抽伸加工し、さらに矯正仕上げ
加工した。
【００２３】矯正仕上げ加工後の棒材（試験材）につい
て、下記の方法により加工性、耐脱亜鉛腐食性、切削性
を評価し、引張強度を測定した。 加工性：熱間押出加工および冷間抽伸加工において、破
断、割れが生じなかったものを合格（○）、破断または
割れが生じたものを不合格（×）とした。
て、下記の方法により加工性、耐脱亜鉛腐食性、切削性
を評価し、引張強度を測定した。 加工性：熱間押出加工および冷間抽伸加工において、破
断、割れが生じなかったものを合格（○）、破断または
割れが生じたものを不合格（×）とした。
【００２４】耐脱亜鉛腐食性：ＩＳＯ法に準拠して、試
験材を７５±３℃のＣｕＣｌ2 ・２Ｈ2 Ｏの１２．７ｇ
／ｌ溶液に２４時間浸漬し、脱亜鉛腐食深さを測定し、
以下の基準により評価した。脱亜鉛腐食深さ１００μｍ
以下（実用上脱亜鉛腐食の問題が生じない深さ）のもの
は合格（○）、脱亜鉛腐食深さが１００μｍを越えるも
のは不合格（×）
験材を７５±３℃のＣｕＣｌ2 ・２Ｈ2 Ｏの１２．７ｇ
／ｌ溶液に２４時間浸漬し、脱亜鉛腐食深さを測定し、
以下の基準により評価した。脱亜鉛腐食深さ１００μｍ
以下（実用上脱亜鉛腐食の問題が生じない深さ）のもの
は合格（○）、脱亜鉛腐食深さが１００μｍを越えるも
のは不合格（×）
【００２５】切削性：回転速度１０００〜２０００ｒｐ
ｍ、切り込み量０．０１〜２．５ｍｍ、送り量０〜０．
２５ｍｍ／ｒｅｖ．とし、各種形状のバイトを使用して
切削加工を行い、いずれの条件においても切削屑が細か
く分断して切削性が優れていたものは合格（○）：いず
れか一つの条件でも切削屑が連続したものは不合格
（×）とした。 引張強度：ＪＩＳに準拠した引張試験を行い、同等の冷
間加工を加えたＰｂ入り快削黄銅（ＪＩＳ Ｃ３６０
４）の引張強度と比較し、より優れているものは合格
（○）、同等以下のものは不合格（×）とした。
ｍ、切り込み量０．０１〜２．５ｍｍ、送り量０〜０．
２５ｍｍ／ｒｅｖ．とし、各種形状のバイトを使用して
切削加工を行い、いずれの条件においても切削屑が細か
く分断して切削性が優れていたものは合格（○）：いず
れか一つの条件でも切削屑が連続したものは不合格
（×）とした。 引張強度：ＪＩＳに準拠した引張試験を行い、同等の冷
間加工を加えたＰｂ入り快削黄銅（ＪＩＳ Ｃ３６０
４）の引張強度と比較し、より優れているものは合格
（○）、同等以下のものは不合格（×）とした。
【００２６】試験材Ｎｏ．１〜９は、マトリックスがβ
相の存在しない組織あるいはβ相が存在してもβ相がα
相で分断された組織形態を示し、加工性、耐脱亜鉛腐食
性、切削性に優れ、同等の加工度で冷間加工したＰｂ入
り快削黄銅（ＪＩＳ Ｃ３６０４）より高い引張強度を
そなえている。
相の存在しない組織あるいはβ相が存在してもβ相がα
相で分断された組織形態を示し、加工性、耐脱亜鉛腐食
性、切削性に優れ、同等の加工度で冷間加工したＰｂ入
り快削黄銅（ＪＩＳ Ｃ３６０４）より高い引張強度を
そなえている。
【００２７】
【表１】
【００２８】実施例２ ６５／３５黄銅のリターンスクラップおよびＰｂ入り快
削黄銅のリターンスクラップを主原料とし、銅線屑、Ｂ
ｉ、Ｓｉの新地金およびＣｕ−１５％Ｐ母合金を混合し
て成分元素の濃度を調整した表２に示す組成の合金を溶
解、鋳造し、直径２９４ｍｍのビレットに造塊した。不
純物としてのＳｎおよびＡｌはリターンスクラップから
混入したものである。
削黄銅のリターンスクラップを主原料とし、銅線屑、Ｂ
ｉ、Ｓｉの新地金およびＣｕ−１５％Ｐ母合金を混合し
て成分元素の濃度を調整した表２に示す組成の合金を溶
解、鋳造し、直径２９４ｍｍのビレットに造塊した。不
純物としてのＳｎおよびＡｌはリターンスクラップから
混入したものである。
【００２９】得られたビレットを、６１０℃の温度で直
径１７．０ｍｍの棒材に熱間押出加工した後、断面減少
率１０％で冷間抽伸加工し、さらに矯正仕上げ加工し、
矯正仕上げ加工後の棒材（試験材）について、実施例１
と同じ方法により加工性、耐脱亜鉛腐食性、切削性を評
価し、引張強度を測定した。
径１７．０ｍｍの棒材に熱間押出加工した後、断面減少
率１０％で冷間抽伸加工し、さらに矯正仕上げ加工し、
矯正仕上げ加工後の棒材（試験材）について、実施例１
と同じ方法により加工性、耐脱亜鉛腐食性、切削性を評
価し、引張強度を測定した。
【００３０】試験材Ｎｏ．１０〜１１は、マトリックス
がβ相の存在しない組織あるいはβ相が存在してもβ相
がα相で分断された組織形態を示し、加工性、耐脱亜鉛
腐食性、切削性に優れ、同等の加工度で冷間加工したＰ
ｂ入り快削黄銅（ＪＩＳ Ｃ３６０４）より高い引張強
度をそなえている。
がβ相の存在しない組織あるいはβ相が存在してもβ相
がα相で分断された組織形態を示し、加工性、耐脱亜鉛
腐食性、切削性に優れ、同等の加工度で冷間加工したＰ
ｂ入り快削黄銅（ＪＩＳ Ｃ３６０４）より高い引張強
度をそなえている。
【００３１】
【表２】
【００３２】比較例１ ６５／３５黄銅のリターンスクラップおよびＰｂ入り快
削黄銅のリターンスクラップを主原料とし、銅線屑、Ｂ
ｉ、Ｓｉの新地金およびＣｕ−１５％Ｐ母合金を混合し
て成分元素の濃度を調整した表３に示す組成の合金を溶
解、鋳造し、直径２９４ｍｍのビレットに造塊した。不
純物としてのＳｎおよびＡｌはリターンスクラップから
混入したものである。
削黄銅のリターンスクラップを主原料とし、銅線屑、Ｂ
ｉ、Ｓｉの新地金およびＣｕ−１５％Ｐ母合金を混合し
て成分元素の濃度を調整した表３に示す組成の合金を溶
解、鋳造し、直径２９４ｍｍのビレットに造塊した。不
純物としてのＳｎおよびＡｌはリターンスクラップから
混入したものである。
【００３３】得られたビレットを、５８０〜６２０℃の
温度で直径１７．０ｍｍの棒材に熱間押出加工した後、
断面減少率１０％で冷間抽伸加工し、さらに矯正仕上げ
加工し、矯正仕上げ加工後の棒材（試験材）について、
実施例１と同じ方法により加工性、耐脱亜鉛腐食性、切
削性を評価し、引張強度を測定した。結果を表４に示
す。なお、表３において、本発明の条件を外れたものに
は下線を付した。
温度で直径１７．０ｍｍの棒材に熱間押出加工した後、
断面減少率１０％で冷間抽伸加工し、さらに矯正仕上げ
加工し、矯正仕上げ加工後の棒材（試験材）について、
実施例１と同じ方法により加工性、耐脱亜鉛腐食性、切
削性を評価し、引張強度を測定した。結果を表４に示
す。なお、表３において、本発明の条件を外れたものに
は下線を付した。
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】表４に示すように、試験材Ｎｏ．１２はＣ
ｕ含有量が少なく、また試験材Ｎｏ．１５はＳｉ含有量
が多いため、析出するγ相の存在率が高くなり、あるい
はγ相が粗大化して、抽伸加工において破断が生じた。
試験材Ｎｏ．１３はＣｕ量が多く、また試験材Ｎｏ．１
４はＳｉ含有量が少ないため、析出するγ相の存在率が
低くなり、ＢｉおよびＰｂの硬化が十分に得られず、切
削屑が分断されなかった。
ｕ含有量が少なく、また試験材Ｎｏ．１５はＳｉ含有量
が多いため、析出するγ相の存在率が高くなり、あるい
はγ相が粗大化して、抽伸加工において破断が生じた。
試験材Ｎｏ．１３はＣｕ量が多く、また試験材Ｎｏ．１
４はＳｉ含有量が少ないため、析出するγ相の存在率が
低くなり、ＢｉおよびＰｂの硬化が十分に得られず、切
削屑が分断されなかった。
【００３７】試験材Ｎｏ．１６はＢｉおよびＰｂの含有
量が少ないため、切削条件によっては切削屑が螺旋状に
連なって分断されず十分な切削性が得られなかった。試
験材Ｎｏ．１７はＢｉおよびＰｂの含有量が多いため、
冷間加工性が阻害され、冷間抽伸時に破断が生じた。
量が少ないため、切削条件によっては切削屑が螺旋状に
連なって分断されず十分な切削性が得られなかった。試
験材Ｎｏ．１７はＢｉおよびＰｂの含有量が多いため、
冷間加工性が阻害され、冷間抽伸時に破断が生じた。
【００３８】試験材Ｎｏ．１８はＰの含有量が少ないた
め、耐脱亜鉛性が劣り、試験材Ｎｏ．１９はＰ量が多い
ため、Ｃｕ3 Ｐを起点として抽伸時に破断が生じた。試
験材Ｎｏ．２０はＳｎ量が多いため、また試験材Ｎｏ．
２１はＡｌ量が多いため、析出するγ相の存在率が高く
なり、あるいはγ相が粗大化して、抽伸加工において破
断が生じた。試験材Ｎｏ．２２は前記ＣｕとＳｉとの関
係式を満足せず、Ｃｕ量と比べてＳｉ量が多いため、析
出するγ相の存在率が高く、材料強度が増大する結果、
抽伸加工時の延性不足に起因して割れが生じた。
め、耐脱亜鉛性が劣り、試験材Ｎｏ．１９はＰ量が多い
ため、Ｃｕ3 Ｐを起点として抽伸時に破断が生じた。試
験材Ｎｏ．２０はＳｎ量が多いため、また試験材Ｎｏ．
２１はＡｌ量が多いため、析出するγ相の存在率が高く
なり、あるいはγ相が粗大化して、抽伸加工において破
断が生じた。試験材Ｎｏ．２２は前記ＣｕとＳｉとの関
係式を満足せず、Ｃｕ量と比べてＳｉ量が多いため、析
出するγ相の存在率が高く、材料強度が増大する結果、
抽伸加工時の延性不足に起因して割れが生じた。
【００３９】
【発明の効果】本発明によれば、Ｐｂ含有量を低減さ
せ、且つ優れた切削性、機械加工性、耐脱亜鉛腐食性を
そなえ、コスト的にも有利な高強度快削黄銅が提供され
る。
せ、且つ優れた切削性、機械加工性、耐脱亜鉛腐食性を
そなえ、コスト的にも有利な高強度快削黄銅が提供され
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 渥美 哲郎 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽金 属工業株式会社内 (72)発明者 吉川 善浩 茨城県石岡市大字柏原４番１号 新日東金 属株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃｕ：６９．０〜７６．０％（質量％、
以下同じ）、Ｓｉ：１．５〜４．０％、Ｐ：０．０２〜
０．１０％を含有し、さらにＢｉおよび／またはＰｂ：
０．４％を越え１．０％以下を含有し、残部Ｚｎおよび
不可避不純物からなる組成を有し、（Ｃｕ％−２．８×
Ｓｉ％）≧６４の関係を満足することを特徴とする高強
度快削黄銅。 - 【請求項２】 不純物としてのＳｎを０．０５％以下、
Ａｌを０．０１６％以下に制限したことを特徴とする請
求項１記載の高強度快削黄銅。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000218515A JP2002030364A (ja) | 2000-07-19 | 2000-07-19 | 高強度快削黄銅 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000218515A JP2002030364A (ja) | 2000-07-19 | 2000-07-19 | 高強度快削黄銅 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002030364A true JP2002030364A (ja) | 2002-01-31 |
Family
ID=18713444
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000218515A Pending JP2002030364A (ja) | 2000-07-19 | 2000-07-19 | 高強度快削黄銅 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002030364A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004022805A1 (ja) * | 2002-09-09 | 2004-03-18 | Sambo Copper Alloy Co., Ltd. | 高強度銅合金 |
| EP1502965A1 (en) * | 2003-08-01 | 2005-02-02 | Kovohute Celakovice, a.s. | Free cutting brass alloy |
| WO2006016442A1 (ja) * | 2004-08-10 | 2006-02-16 | Sanbo Shindo Kogyo Kabushiki Kaisha | 結晶粒が微細化された銅基合金鋳物 |
| US7056396B2 (en) | 1998-10-09 | 2006-06-06 | Sambo Copper Alloy Co., Ltd. | Copper/zinc alloys having low levels of lead and good machinability |
| WO2007034571A1 (en) * | 2005-09-22 | 2007-03-29 | Sanbo Shindo Kogyo Kabushiki Kaisha | Free-cutting copper alloy containing very low lead |
| JP2009007657A (ja) * | 2007-06-29 | 2009-01-15 | Joetsu Bronz1 Corp | 無鉛快削性銅合金並びに連続鋳造用無鉛快削性銅合金 |
| US8506730B2 (en) | 1998-10-09 | 2013-08-13 | Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. | Copper/zinc alloys having low levels of lead and good machinability |
| US9303300B2 (en) | 2005-09-30 | 2016-04-05 | Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. | Melt-solidified substance, copper alloy for melt-solidification and method of manufacturing the same |
| US11028464B2 (en) * | 2013-02-01 | 2021-06-08 | Xiamen Lota International Co., Ltd. | Lead-free easy-to-cut corrosion-resistant brass alloy with good thermoforming performance |
-
2000
- 2000-07-19 JP JP2000218515A patent/JP2002030364A/ja active Pending
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| US10570483B2 (en) | 2004-08-10 | 2020-02-25 | Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. | Copper-based alloy casting in which grains are refined |
| EP1777306A1 (en) * | 2004-08-10 | 2007-04-25 | Sanbo Shindo Kogyo Kabushiki Kaishah | Cast copper alloy article and method for casting thereof |
| EP1777306A4 (en) * | 2004-08-10 | 2008-11-05 | Mitsubishi Shindo Kk | COPPER CASTING ALLOYS AND CASTING METHOD THEREFOR |
| US9328401B2 (en) | 2004-08-10 | 2016-05-03 | Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. | Copper alloy casting having excellent machinability, strength, wear resistance and corrosion resistance and method of casting the same |
| WO2007034571A1 (en) * | 2005-09-22 | 2007-03-29 | Sanbo Shindo Kogyo Kabushiki Kaisha | Free-cutting copper alloy containing very low lead |
| US7883589B2 (en) | 2005-09-22 | 2011-02-08 | Mitsubishi Shindoh Co., Ltd. | Free-cutting copper alloy containing very low lead |
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| US11028464B2 (en) * | 2013-02-01 | 2021-06-08 | Xiamen Lota International Co., Ltd. | Lead-free easy-to-cut corrosion-resistant brass alloy with good thermoforming performance |
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