JP2004244672A - 耐脱亜鉛性に優れた銅基合金 - Google Patents
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Abstract
【課題】環境に対し好ましくないとされるＰｂを添加せずに切削性を高め，同時に鋳造性，耐脱亜鉛性，熱間鍛造性に優れた黄銅系の銅基合金を得る。
【解決手段】重量％において，Ｃｕ：５７〜６９％，Ｓｎ：０．３ 〜３％，Ｓｉ：０．０２〜１．５ ％，Ｂｉ：０．５ 〜３％，Ｐｂ：０．２ ％以下を含み， Ｓｉ／Ｓｎの重量百分率の比率が０．０５〜１の範囲，下式に従う見掛けの亜鉛含有量が３９越え〜５０重量％の範囲にあり，残部が不可避的不純物からなる耐脱亜鉛性に優れた銅基合金である。見掛け上のＺｎ含有量＝〔（Ｚｎ％＋ ２．０×Ｓｎ％＋１０．０×Ｓｉ％）／（Ｃｕ％＋Ｚｎ％＋ ２．０×Ｓｎ％＋１０．０×Ｓｉ％）〕×１００。
【選択図】 なし
【解決手段】重量％において，Ｃｕ：５７〜６９％，Ｓｎ：０．３ 〜３％，Ｓｉ：０．０２〜１．５ ％，Ｂｉ：０．５ 〜３％，Ｐｂ：０．２ ％以下を含み， Ｓｉ／Ｓｎの重量百分率の比率が０．０５〜１の範囲，下式に従う見掛けの亜鉛含有量が３９越え〜５０重量％の範囲にあり，残部が不可避的不純物からなる耐脱亜鉛性に優れた銅基合金である。見掛け上のＺｎ含有量＝〔（Ｚｎ％＋ ２．０×Ｓｎ％＋１０．０×Ｓｉ％）／（Ｃｕ％＋Ｚｎ％＋ ２．０×Ｓｎ％＋１０．０×Ｓｉ％）〕×１００。
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は，環境に対して好ましくないとされるＰｂを含まず，腐食水溶液存在下で使用しても脱亜鉛腐食に対して優れた耐食性を有し，かつ熱間加工性および切削加工性に優れた銅基合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
銅基合金のうちでもＣｕ− Ｚｎ系合金いわゆる黄銅材は，熱間加工性，切削性等に優れることから，古くから水回り部品やガスバルブなどに広く使用されてきた。これらには，鍛造用黄銅棒（ＪＩＳ Ｃ ３７７１），快削黄銅棒（ＪＩＳ Ｃ ３６０４），高力黄銅棒（ＪＩＳ Ｃ ６７８２）等が知られているが，これらの銅基合金はいずれも環境に対し好ましくないとされる鉛を多く含むという特徴がある。
【０００３】
また，これらの合金は特に腐食水溶液が存在する環境下では，β相中のＺｎのイオン化傾向が強く優先的に溶け出すため， 耐脱亜鉛性に極めて劣るという特徴もある。
【０００４】
鉛を含む黄銅において耐脱亜鉛性を向上させるため，種々の提案がなされている。例えば，特許文献１には，Ｃｕ−Ｚｎ合金にＳｎを添加し，さらに熱間押し出し後に様々な熱処理を通じてγ相の比率およびγ相中のＳｎ濃度を制御することより耐脱亜鉛性を向上させることが記載され，特許文献２にはＰｂを含むＣｕ−Ｚｎ合金にＳｎおよびＳｉを一定の割合で添加することにより，耐脱亜鉛性を向上させることが記載されている。
【０００５】
他方，快削黄銅のＰｂを除いた場合（Ｐｂ無添加の状態で）も，適度な切削性を得る提案もなされている。例えば特許文献３にはＣｕ−Ｚｎ合金にＳｉを添加すると，切削性と強度を改善できると教示し，また特許文献４ははＰｂを０．１重量％以下にしてＢｉを添加することで快削黄銅の切削性を維持するようにした黄銅ビスマス合金が記載されている。特許文献５にはにはＰｂレスでかつ耐脱亜鉛性が良好な無鉛快削黄銅が記載されている。
【０００６】
【特許文献１】特開平１０−１８３２７５号公報
【特許文献２】特開２００２−１２９２７号公報
【特許文献３】特開２０００−１１９７７４号公報
【特許文献４】特開昭５４−１３５６１８号公報
【特許文献５】特開２００２−３９６７号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
前記の特許文献に提案されているようにＰｂレス快削黄銅はＢｉとＳｉによって快削性を維持でき，事実，市場のＰｂレス快削黄銅は主としてＢｉ系とＳｉ系の２系統に分かれて流通している。しかし，Ｐｂレス黄銅はＰｂを含まない原料やＢｉ母合金或いはＣｕ−Ｓｉ母合金などを使用するために，原料価格が高価とならざるを得ないという問題があり，２系統に分かれていることがスクラップの分別・流通の妨げとなっているという問題が付随している。
【０００８】
また，特許文献５の無鉛快削黄銅は耐脱亜鉛性に劣るβ相を分断しなければ耐脱亜鉛効果が得られにくく，そのため高温でのβ相面積が小さくなることから，熱間加工性に劣るという問題があり，さらにα相，β相の析出形態，面積比によって耐脱亜鉛性特性にバラツキが出るので，熱間加工後あるいは抽伸後に熱処理を行なうことが必要となり，鍛造製品など熱間加工後に熱処理を含まない製品への対応は難しい。
【０００９】
本発明は，上記のような諸問題を解決して，Ｐｂを含まずに耐脱亜鉛性，熱間鍛造性および切削性を改善すると共に，安価に製造することができる耐脱亜鉛性に優れた銅基合金を得ることを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明によれば，重量％において，
Ｃｕ：５７〜６９％，
Ｓｎ：０．３ 〜３％，
Ｓｉ：０．０２〜１．５ ％，
Ｂｉ：０．５ 〜３％を含み，
Ｐｂ：０．２ ％以下（０％を含む），
Ｓｉ／Ｓｎの重量百分率の比率が０．０５〜１の範囲，下式に従う見掛けの亜鉛含有量が３９越え〜５０重量％の範囲にあり，
場合によっては，さらに，
Ｐ：０．０２〜０．２ ％，Ｓｂ：０．０２〜０．２ ％，Ａｓ：０．０２〜０．２ ％のうち少なくとも１種を総量で０．０２〜０．２ ％と：および／または
Ｆｅ：０．０１〜０．５ ％，Ｎｉ：０．０１〜０．５ ％，Ｍｎ：０．０１〜０．５ ％，Ａｌ：０．０１〜０．５ ％，Ｃｒ：０．０１〜０．５ ％，Ｂｅ：０．０１〜０．５ ％，Ｚｒ：０．０１〜０．５ ％，Ｃｅ：０．０１〜０．５ ％，Ａｇ：０．０１〜０．５ ％，Ｔｉ：０．０１〜０．５ ％，Ｍｇ：０．０１〜０．５ ％，Ｃｏ：０．０１〜０．５ ％，Ｔｅ：０．０１〜０．２ ％，Ａｕ：０．０１〜０．５ ％，Ｙ：０．０１〜０．５ ％，Ｌａ：０．０１〜０．５ ％，Ｃｄ：０．０１〜０．２ ％，Ｃａ：０．０１〜０．５ ％，Ｂ：０．０１〜０．５ ％のうち少なくとも１種を総量で０．０１〜３％と：
を含み，残部が不可避的不純物からなる耐脱亜鉛性に優れた銅基合金を提供する。
見掛け上のＺｎ含有量＝〔（Ｚｎ％＋ ２．０×Ｓｎ％＋１０．０×Ｓｉ％）／（Ｃｕ％＋Ｚｎ％＋ ２．０×Ｓｎ％＋１０．０×Ｓｉ％）〕×１００ ・・・（１）
【００１１】
本発明に従う合金は，Ｓｉの添加原料としてＳｉ系Ｐｂレス黄銅のスクラップ，Ｂｉの添加原料としてＢｉ系Ｐｂレス黄銅のスクラップのいずれか一方または両方を使用して，請求項１〜４に記載の合金を溶製することができる。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明で特定する事項，すなわち本発明合金の合金元素とその成分の含有量範囲を規定した理由の概要をまず説明する。
【００１３】
Ｃｕ：黄銅中のＣｕが増えるとα相が増え，耐食性は高まるが，６９重量％を超えると熱間鍛造性が急激に低下する。しかも，ＣｕはＺｎより高価なため，経済的な面からもＣｕ量をできるだけ減らすことが望ましい。他方，Ｃｕを５７重量％よりも少なくするとβ相が増える。β相はα相と比べて熱間鍛造性は良好であるが，常温で硬くて脆く，耐脱亜鉛性は非常に劣るようになる。よって，耐脱亜鉛性の向上に寄与する添加元素量を多く必要となり，その結果，材料の強度や伸びが低下するようになる。このようなことからＣｕの含有量は５７〜６９重量％とする。好まししいＣｕ含有量は５９〜６３重量％である。
【００１４】
Ｓｎ：Ｓｎを０．３ 重量％以上添加することにより，耐脱亜鉛性向上効果が得られる。しかも，Ｓｎ量の増加につれて耐脱亜鉛性は著しく向上する。しかし，Ｓｎ量が３重量％を超えた場合には，鋳造時のインゴット表面に深い欠陥をもたらすのみならず，Ｓｎの添加量に見合った耐脱亜鉛向上効果が得られない。また，ＳｎはＺｎ，Ｃｕより高価なためにコストアップにも繋がる。従って，Ｓｎ量を０．３ 〜３重量％とする。好ましいＳｎ含有量は０．５ 〜２重量％の範囲である。
【００１５】
Ｓｉ：Ｓｉは鋳造性の改善に寄与し，またＳｎの耐脱亜鉛性向上効果を引き出すのに寄与する。とくにＳｉはβ相に優先的に固溶してβ相の耐脱亜鉛性を向上させる。すなわち，適量なＳｉを添加することにより，鋳造時溶湯の流動性を改善すると共にＳｎの偏析を抑制し，熱間押し出しおよび熱間鍛造後の熱処理がなくても，Ｓｎの耐脱亜鉛性向上効果を完全に引き出すことができ，耐脱亜鉛性および機械特性を安定的に改善することができる。
【００１６】
しかし，Ｓｉは １．５重量％を超えると，α相の粒界にＳｉとＣｕで形成したγ相が析出し，脆化の原因となると共に，多量のＳｉ酸化物による鋳造性，熱間加工性の低下が起こる。さらに，Ｓｉ量が １．８重量％以上になると，材料の熱伝導度が著しく低下し，切削する場合に刃先の温度上昇が大きくなり，刃物の寿命が短くなると共に切削精度も悪くなり，切削速度も上げられない等多くの問題を引き起こす。しかし，Ｓｉ量が０．０２重量％より低い場合には上記の鋳造性向上効果およびＳｎの偏析を抑える効果が得られない。上記の理由から，Ｓｉの含有量はを０．０２〜１．５ 重量％とする。好ましいＳｉ含有量は０．０６〜 ０．７重量％の範囲である。
【００１７】
Ｓｉ／Ｓｎ比：本発明においてＳｉ／Ｓｎの比率を規定するのは，Ｓｎの耐脱亜鉛性向上効果を最大限に引き出すには，Ｓｎの添加量に応じてＳｉ添加量を適正に選定することが必要となるからである。６０／４０黄銅は一般にα＋β相の２相組織を持ち，α相に比べてβ相の耐脱亜鉛性が劣るという特性を持つ。Ｓｎはα相に比べてβ相に多く固溶して耐脱亜鉛性を向上させるが，Ｓｎを０．５ 重量％以上添加するとγ相の析出が見られる。γ相は硬くて脆い性質を持ち，素材の脆性を悪化させるばかりでなく，Ｓｎを多く固溶するため，母相であるα，β相へのＳｎの耐脱亜鉛効果を妨げる。一方，Ｓｉは亜鉛当量が１０と大きく，添加によりγ相の析出を少なくし，β相の割合を増すことができる。このようなことから，Ｓｉ／Ｓｎ比を適切に制御することにより，α＋β相の組織にしたまま，Ｓｎの耐脱亜鉛効果を得ることができる。また，Ｓｉ添加には凝固時にデンドライトの２次枝がより細長く発達し，Ｓｎの偏析を抑える効果がある。
【００１８】
Ｓｉ／Ｓｎが１より大きくなるとβ相体積が増し，β相中のＳｎ濃度が相対的に低くなり十分な耐脱亜鉛効果を得にくくなり，またＳｉは分子量が小さく，固溶強化の効果が大きいため，Ｓｉの添加がＳｎに比べて多くなると常温脆化につながる。他方，Ｓｉ／Ｓｎが ０．０５ より小さいと， Ｓｎの偏析を抑える効果が十分に現れず，さらにα＋β＋γ相の３相組織となりやすく耐脱亜鉛性の効果が得られにくくなる。従って，Ｓｉ／Ｓｎの比率を ０．０５ 〜１の範囲とし，好ましくは ０．１〜０．５ の範囲とする。
【００１９】
Ｂｉ：Ｂｉは融点やＣｕ−Ｚｎへの固溶特性などにおいてＰｂと非常に似た特性を有し，材料の切削加工性の向上に寄与する。Ｂｉ含有量が ０．５重量％未満では無鉛黄銅において十分な切削加工性が得られず，また，３重量％を超えると，押し出し，鍛造等の熱間加工が劣化する。したがってＢｉの含有量は ０．５〜３重量％，好ましくは １．２〜２．３ 重量％とする。
【００２０】
このようにして，Ｐｂに代えてＢｉを使用し，またＳｉを耐脱亜鉛性向上に利用することにより，Ｂｉ系のＰｂレス材，Ｓｉ系のＰｂレス材のどちらのスクラップでも本発明合金の製造に使用することが可能となる。また，Ｓｎを多く含むため黄銅板のＳｎメッキスクラップの使用も可能であり，コスト的に非常に有利である。
【００２１】
Ｐ，Ｓｂ，Ａｓ：これらの元素は切削性および鍛造性を害することなく，脱亜鉛腐食の抑制に寄与する。しかし，いずれの元素も ０．０２ 重量％より少ない添加量では，脱亜鉛の抑制効果が十分に現れない。一方，０．２ 重量％を超えて添加すると粒界偏析が生じ，延性が低下すると共に応力腐食割れ感受性が増加する。従って，Ｐ，Ｓｂ，Ａｓの含有量をそれぞれ ０．０２ 〜０．２ 重量％とし， それらの２種以上を添加する場合にも総量で ０．０２ 〜０．２ 重量％とする。
【００２２】
Ｐｂ：本発明合金はＰｂを添加しないものであるが，製造上不可避に混入するＰｂ量として ０．２％までは許容できる。すなわち， 本発明合金において， Ｐｂ含有量が ０．２％以下の場合には，ＪＩＳ ３２００（１９９７）の水道用器具の侵出性能試験方法（末端給水用具）によるＰｂ溶出量規制 ０．０１ｍｇ／Ｌ 以下をクリアすることが出来る。このため，不純物として混入するＰｂ量を ０．２重量％以下とする。
【００２３】
さらに，重量％でＦｅ０．０１〜０．５ ％，Ｎｉ０．０１〜０．５ ％，Ｍｎ０．０１〜０．５ ％，Ａｌ０．０１〜０．５ ％，Ｃｒ０．０１〜０．５ ％，Ｂｅ０．０１〜０．５ ％，Ｚｒ０．０１〜０．５ ％，Ｃｅ０．０１〜０．５ ％，Ａｇ０．０１〜０．５ ％，Ｔｉ０．０１〜０．５ ％，Ｍｇ０．０１〜０．５ ％，Ｃｏ０．０１〜０．５ ％，Ｔｅ０．０１〜０．２ ％，Ａｕ０．０１〜０．５ ％，Ｙ０ ．０１ 〜０．５ ％，Ｌａ０．０１〜０．５ ％，Ｃｄ０．０１〜０．２ ％，Ｃａ０．０１〜０．５ ％，Ｂ：０．０１〜０．５ ％のうち少なくとも１種を本発明合金に添加することができる。これらの２種以上を添加する場合には，その総量を ０．０１ 〜３％とするのがよい。これらの元素を上記範囲内で添加することにより， 耐脱亜鉛性，切削性および熱間加工性を害することなく，固溶強化による引張強さや硬さを向上させることができる。また，本発明合金はこれらの元素を許容できることから，様々なスクラップが使用可能となり，コスト的に有利となる。
【００２４】
見掛け上のＺｎ含有量：Ｃｕ−Ｚｎ合金に第３元素を添加した場合，特別な相を形成しないでα相やβ相に固溶される場合が多く，その場合には，Ｚｎ量を増減したような組織が生じ，それに対応した性質を示すようになる。このような関係をＺｎ当量を用いて表すことができる。添加元素ごとにＺｎ当量の値は異なる（例えば，銅および銅合金の基礎と工業技術，日本伸銅協会，平成６年１０月３１日発行，第２２６頁の表１において，各種添加元素の亜鉛当量の値が記載されている）が，本発明合金のように，Ｆｅ，Ｎｉ，Ａｌなどの成分の添加量は，含む場合でも少量であるから見掛け上の亜鉛含有量に大きく影響せず，したがって特性にも大きく影響を与えることはないし，ＢｉやＰｂは常温で母相にほとんど固溶しないので耐脱亜鉛性に及ぼす影響も少ないので，見掛け上の亜鉛含有量の計算から省いても差し支えない。本発明合金の見掛け上に亜鉛含有量に大きく影響するのは，特にＳｎとＳｉであることから，本発明においては，見掛け上の亜鉛含有量を（１） 式によって求める。
【００２５】
見掛け上のＺｎ含有量Ｂ’＝〔（Ｚｎ％＋ ２．０×Ｓｎ％＋１０．０×Ｓｉ）／（Ｃｕ％＋Ｚｎ％＋ ２．０×Ｓｎ％＋１０．０×Ｓｉ）〕×１００ ・・（１）
【００２６】
この見掛けの亜鉛含有量が３９重量％以下では高温でβ相割合が小さくなり，熱間加工性が悪化するようになる。他方，見掛けの亜鉛含有量が５０重量％を超えると常温で強度が高く，脆くなる。このことから見掛けの亜鉛含有量は３９越え〜５０重量％，好ましくは３９越え〜４４重量％とする。
【００２７】以上の成分組成になる本発明の銅基合金はＰｂを含まずに優れた耐脱亜鉛性，熱間鍛造性および切削性を具備する。そして，本発明の銅基合金は，ＳｉとＢｉを含有することから，その溶製時に，Ｓｎ源としてＰｂレスＳｎ系快削黄銅のスクラップを使用し，Ｂｉ源としてＰｂレスＢｉ系快削黄銅のスクラップを使用でき，そのため費用が安価になる。
【００２８】
【実施例】
〔実施例１〕
表１に供試合金の化学成分（重量％）を示す。これらの合金はいずれも誘導炉で溶解した後，液相線温度＋１００℃前後の温度から８０ｍｍ直径のビレットに半連続鋳造し，各ビレットを８００℃で３０分保持した後，その温度で直径３０ｍｍまで熱間押し出しを行い，その後は空冷した。この段階で必要な測定用試験片を採集した。鍛造においては，前記の熱間押し出し材を素材温度６５０〜７５０℃，アプセット率３０〜７０％，歪速度１５ｍｍ／ｓｅｃで鍛造し，その後は ０．３２ 〜５．４ ℃／ｓｅｃで冷却した。
【００２９】
各例について，鋳造性を評価すると共に，切削性，引張強さ，伸び，硬さ，耐脱亜鉛性，熱間鍛造性， 鉛の溶出量を評価した。その結果を表２〜表５に示した。各測定法は次のとおりである。
【００３０】
鋳造性：鋳造したビレットの表面巻き込み等の表面欠陥深さを計測し，表面欠陥深さが１ｍｍ以下→◎印，同１〜３ｍｍ未満→○印，同３ｍｍ以上→×印として評価した。
引張試験：熱間押し出し材についてＪＩＳ Ｚ ２２４１に従った。
ビッカース硬さ試験：熱間押し出し材について：ＪＩＳ Ｚ ２２５２に従った。
【００３１】
切削性：各例の熱間押し出し後の試料を，回転速度９５０ｒｐｍ，切り込み量０．５ ｍｍ，送り速度 ０．０６ ｍｍ／ｒｅｖ．送り量１００ｍｍ，切削油なし（切削工具の材質：超硬鋼）の条件で切削し，切屑の分断性と切削抵抗（切削性指数）の２点を評価した。
切屑の分断性については，すべての切屑が完全分断した場合を○とし，切屑が分断できなかった場合を×として示した。
切削性指数については，各成分の主分力を測定し，次の式に従ってＪＩＳ Ｃ３６０４の主分力と比較し， 下式の切削性指数が８０％以上の場合を○印，８０未満の場合を×として評価した。
切削性指数（％）＝１００ ×（ＪＩＳＣ３６０４の主分力）／（試験材切削時の主分力）
【００３２】
耐脱亜鉛性：熱間押し出し材を７００℃でアプセット率６０％で鍛造し，冷却速度 ２．７℃／ｓｅｃで空冷した試料を供試材とし，熱処理による耐脱亜鉛性変化の程度を調べるために，各例について４００℃×３時間の熱処理を行った場合の熱処理前後の耐脱亜鉛性を評価した。また，表１のＮｏ．１の合金について，鍛造後の冷却速度が耐脱亜鉛性に及ぼす影響ついても調べた。脱亜鉛試験は ＩＳＯ６５０９（１９８１）法に基づいておこない，最大脱亜鉛深さが２００μｍ以上であった場合を×印，２００μｍ未満の場合を○印，１００μｍ未満の場合◎として評価した。
【００３３】
熱間鍛造性（最大アプセット率）： 熱間鍛造性はアプセット試験を用いて評価した。試験はΦ２０×２０ｍｍの試料を所定の温度まで加熱し，３０〜７０％のアプセット率で鍛造し，鍛造後に発生した割れの有無で熱間鍛造性を評価した。アプセット率の計算式は次のとおりである。
アプセット率（％）＝１００ ×（２０−ｈ）／２０
【００３４】鉛の溶出量測定試験：ＪＩＳ ３２００（１９９７）の水道用器具の浸出性能試験方法（末端給水用具）に従った。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【表３】
【００３８】
【表４】
【００３９】
【表５】
【００４０】
表２に見られるように，比較例Ｎｏ．１１（熱間鍛造用合金 Ｃ３７７１のものに相当）は，Ｐｂを含有するので切削性は良好であるが，ＳｉおよびＢｉを含有せず，Ｓｎも低いので，耐脱亜鉛性に劣り機械的性質も低い。比較例Ｎｏ．１２は， 比較例Ｎｏ．１１に比べてＰｂ量は低いがＳｉを含有せず，見掛けのＺｎ含有量も低いので，耐脱亜鉛性に劣り機械的性質も低い。比較例Ｎｏ．１３は，Ｐｂ，Ｓｉ，Ｂｉを含有しないので切削性が悪い。比較例Ｎｏ．１４は，Ｓｎ／Ｓｉが高すぎるので耐脱亜鉛性および切削性指数が悪い。比較例Ｎｏ．１５はＳｉが高すぎ，またＳｎ，Ｂｉを含有せず，見掛けのＺｎ含有量が高いので，伸びが低く切削性指数も悪い。比較例Ｎｏ．１６はＳｉが高すぎ，Ｓｉ／Ｓｎが高いので，鋳造性，伸び，耐脱亜鉛性および切削指性指数が劣っている。これに対して，本発明に従う実施例Ｎｏ．１〜１０の合金は，Ｐｂを含有しなくても優れた切削性を有し，且つ鋳造性，機械的性質および耐脱亜鉛性がいずれも良好である。
【００４１】
また，本発明合金は，熱処理前と後において耐脱亜鉛性に変化が見られず，熱間加工または熱間鍛造のあと熱処理を行わないでも十分な耐脱亜鉛性を有している。すなわち，本発明合金はＳｉの添加により高温，常温でのβ相割合が２０％以上に維持され，そのβ相をＳｎ，Ｓｉの固溶によって耐脱亜鉛性の強化を行ったものであるから，熱間加工および熱間鍛造のあとの冷却については，一般的な空冷の範囲内であれば，耐脱亜鉛性を安定して得ることができ，特殊な熱処理を必要としない。これに対して，比較例Ｎｏ．１１と１２は，Ｓｉを含有していないため，耐脱亜鉛性が劣ると共に，比較例Ｎｏ．１３と１４では熱処理前後の最大脱亜鉛深さに大きな差を生じる。表４は実施例１のものを７００℃で鍛造後，様々な表示の冷却速度で冷却した試料の脱亜鉛深さを示したものであるが，表４に見られるように，本発明合金は冷却速度が変化しても組織が大きく変わることがなく，ほぼ一定の耐脱亜鉛特性を得ることができる。
【００４２】
さらに本発明合金は，表３に見られるように，比較例Ｎｏ．１１の熱間鍛造用合金 Ｃ３７７１と同等の良好な鍛造性を有しており，表５に見られるように，Ｐｂ溶出量規制の０．０１ｍｇ／Ｌもクリア出来る。
【００４３】
【発明の効果】
以上のように，本発明によれば，Ｐｂを含まずに，鋳造性，耐脱亜鉛性，熱間鍛造性及び切削性に優れた耐脱亜鉛性銅基合金が得られる。またこの合金は，Ｂｉ系のＰｂレス黄銅スクラップとＳｉ系のＰｂレス黄銅スクラップの両者を溶製原料とすることができるので，安価に製造することができるという利点がある。
【発明の属する技術分野】
本発明は，環境に対して好ましくないとされるＰｂを含まず，腐食水溶液存在下で使用しても脱亜鉛腐食に対して優れた耐食性を有し，かつ熱間加工性および切削加工性に優れた銅基合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
銅基合金のうちでもＣｕ− Ｚｎ系合金いわゆる黄銅材は，熱間加工性，切削性等に優れることから，古くから水回り部品やガスバルブなどに広く使用されてきた。これらには，鍛造用黄銅棒（ＪＩＳ Ｃ ３７７１），快削黄銅棒（ＪＩＳ Ｃ ３６０４），高力黄銅棒（ＪＩＳ Ｃ ６７８２）等が知られているが，これらの銅基合金はいずれも環境に対し好ましくないとされる鉛を多く含むという特徴がある。
【０００３】
また，これらの合金は特に腐食水溶液が存在する環境下では，β相中のＺｎのイオン化傾向が強く優先的に溶け出すため， 耐脱亜鉛性に極めて劣るという特徴もある。
【０００４】
鉛を含む黄銅において耐脱亜鉛性を向上させるため，種々の提案がなされている。例えば，特許文献１には，Ｃｕ−Ｚｎ合金にＳｎを添加し，さらに熱間押し出し後に様々な熱処理を通じてγ相の比率およびγ相中のＳｎ濃度を制御することより耐脱亜鉛性を向上させることが記載され，特許文献２にはＰｂを含むＣｕ−Ｚｎ合金にＳｎおよびＳｉを一定の割合で添加することにより，耐脱亜鉛性を向上させることが記載されている。
【０００５】
他方，快削黄銅のＰｂを除いた場合（Ｐｂ無添加の状態で）も，適度な切削性を得る提案もなされている。例えば特許文献３にはＣｕ−Ｚｎ合金にＳｉを添加すると，切削性と強度を改善できると教示し，また特許文献４ははＰｂを０．１重量％以下にしてＢｉを添加することで快削黄銅の切削性を維持するようにした黄銅ビスマス合金が記載されている。特許文献５にはにはＰｂレスでかつ耐脱亜鉛性が良好な無鉛快削黄銅が記載されている。
【０００６】
【特許文献１】特開平１０−１８３２７５号公報
【特許文献２】特開２００２−１２９２７号公報
【特許文献３】特開２０００−１１９７７４号公報
【特許文献４】特開昭５４−１３５６１８号公報
【特許文献５】特開２００２−３９６７号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
前記の特許文献に提案されているようにＰｂレス快削黄銅はＢｉとＳｉによって快削性を維持でき，事実，市場のＰｂレス快削黄銅は主としてＢｉ系とＳｉ系の２系統に分かれて流通している。しかし，Ｐｂレス黄銅はＰｂを含まない原料やＢｉ母合金或いはＣｕ−Ｓｉ母合金などを使用するために，原料価格が高価とならざるを得ないという問題があり，２系統に分かれていることがスクラップの分別・流通の妨げとなっているという問題が付随している。
【０００８】
また，特許文献５の無鉛快削黄銅は耐脱亜鉛性に劣るβ相を分断しなければ耐脱亜鉛効果が得られにくく，そのため高温でのβ相面積が小さくなることから，熱間加工性に劣るという問題があり，さらにα相，β相の析出形態，面積比によって耐脱亜鉛性特性にバラツキが出るので，熱間加工後あるいは抽伸後に熱処理を行なうことが必要となり，鍛造製品など熱間加工後に熱処理を含まない製品への対応は難しい。
【０００９】
本発明は，上記のような諸問題を解決して，Ｐｂを含まずに耐脱亜鉛性，熱間鍛造性および切削性を改善すると共に，安価に製造することができる耐脱亜鉛性に優れた銅基合金を得ることを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明によれば，重量％において，
Ｃｕ：５７〜６９％，
Ｓｎ：０．３ 〜３％，
Ｓｉ：０．０２〜１．５ ％，
Ｂｉ：０．５ 〜３％を含み，
Ｐｂ：０．２ ％以下（０％を含む），
Ｓｉ／Ｓｎの重量百分率の比率が０．０５〜１の範囲，下式に従う見掛けの亜鉛含有量が３９越え〜５０重量％の範囲にあり，
場合によっては，さらに，
Ｐ：０．０２〜０．２ ％，Ｓｂ：０．０２〜０．２ ％，Ａｓ：０．０２〜０．２ ％のうち少なくとも１種を総量で０．０２〜０．２ ％と：および／または
Ｆｅ：０．０１〜０．５ ％，Ｎｉ：０．０１〜０．５ ％，Ｍｎ：０．０１〜０．５ ％，Ａｌ：０．０１〜０．５ ％，Ｃｒ：０．０１〜０．５ ％，Ｂｅ：０．０１〜０．５ ％，Ｚｒ：０．０１〜０．５ ％，Ｃｅ：０．０１〜０．５ ％，Ａｇ：０．０１〜０．５ ％，Ｔｉ：０．０１〜０．５ ％，Ｍｇ：０．０１〜０．５ ％，Ｃｏ：０．０１〜０．５ ％，Ｔｅ：０．０１〜０．２ ％，Ａｕ：０．０１〜０．５ ％，Ｙ：０．０１〜０．５ ％，Ｌａ：０．０１〜０．５ ％，Ｃｄ：０．０１〜０．２ ％，Ｃａ：０．０１〜０．５ ％，Ｂ：０．０１〜０．５ ％のうち少なくとも１種を総量で０．０１〜３％と：
を含み，残部が不可避的不純物からなる耐脱亜鉛性に優れた銅基合金を提供する。
見掛け上のＺｎ含有量＝〔（Ｚｎ％＋ ２．０×Ｓｎ％＋１０．０×Ｓｉ％）／（Ｃｕ％＋Ｚｎ％＋ ２．０×Ｓｎ％＋１０．０×Ｓｉ％）〕×１００ ・・・（１）
【００１１】
本発明に従う合金は，Ｓｉの添加原料としてＳｉ系Ｐｂレス黄銅のスクラップ，Ｂｉの添加原料としてＢｉ系Ｐｂレス黄銅のスクラップのいずれか一方または両方を使用して，請求項１〜４に記載の合金を溶製することができる。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明で特定する事項，すなわち本発明合金の合金元素とその成分の含有量範囲を規定した理由の概要をまず説明する。
【００１３】
Ｃｕ：黄銅中のＣｕが増えるとα相が増え，耐食性は高まるが，６９重量％を超えると熱間鍛造性が急激に低下する。しかも，ＣｕはＺｎより高価なため，経済的な面からもＣｕ量をできるだけ減らすことが望ましい。他方，Ｃｕを５７重量％よりも少なくするとβ相が増える。β相はα相と比べて熱間鍛造性は良好であるが，常温で硬くて脆く，耐脱亜鉛性は非常に劣るようになる。よって，耐脱亜鉛性の向上に寄与する添加元素量を多く必要となり，その結果，材料の強度や伸びが低下するようになる。このようなことからＣｕの含有量は５７〜６９重量％とする。好まししいＣｕ含有量は５９〜６３重量％である。
【００１４】
Ｓｎ：Ｓｎを０．３ 重量％以上添加することにより，耐脱亜鉛性向上効果が得られる。しかも，Ｓｎ量の増加につれて耐脱亜鉛性は著しく向上する。しかし，Ｓｎ量が３重量％を超えた場合には，鋳造時のインゴット表面に深い欠陥をもたらすのみならず，Ｓｎの添加量に見合った耐脱亜鉛向上効果が得られない。また，ＳｎはＺｎ，Ｃｕより高価なためにコストアップにも繋がる。従って，Ｓｎ量を０．３ 〜３重量％とする。好ましいＳｎ含有量は０．５ 〜２重量％の範囲である。
【００１５】
Ｓｉ：Ｓｉは鋳造性の改善に寄与し，またＳｎの耐脱亜鉛性向上効果を引き出すのに寄与する。とくにＳｉはβ相に優先的に固溶してβ相の耐脱亜鉛性を向上させる。すなわち，適量なＳｉを添加することにより，鋳造時溶湯の流動性を改善すると共にＳｎの偏析を抑制し，熱間押し出しおよび熱間鍛造後の熱処理がなくても，Ｓｎの耐脱亜鉛性向上効果を完全に引き出すことができ，耐脱亜鉛性および機械特性を安定的に改善することができる。
【００１６】
しかし，Ｓｉは １．５重量％を超えると，α相の粒界にＳｉとＣｕで形成したγ相が析出し，脆化の原因となると共に，多量のＳｉ酸化物による鋳造性，熱間加工性の低下が起こる。さらに，Ｓｉ量が １．８重量％以上になると，材料の熱伝導度が著しく低下し，切削する場合に刃先の温度上昇が大きくなり，刃物の寿命が短くなると共に切削精度も悪くなり，切削速度も上げられない等多くの問題を引き起こす。しかし，Ｓｉ量が０．０２重量％より低い場合には上記の鋳造性向上効果およびＳｎの偏析を抑える効果が得られない。上記の理由から，Ｓｉの含有量はを０．０２〜１．５ 重量％とする。好ましいＳｉ含有量は０．０６〜 ０．７重量％の範囲である。
【００１７】
Ｓｉ／Ｓｎ比：本発明においてＳｉ／Ｓｎの比率を規定するのは，Ｓｎの耐脱亜鉛性向上効果を最大限に引き出すには，Ｓｎの添加量に応じてＳｉ添加量を適正に選定することが必要となるからである。６０／４０黄銅は一般にα＋β相の２相組織を持ち，α相に比べてβ相の耐脱亜鉛性が劣るという特性を持つ。Ｓｎはα相に比べてβ相に多く固溶して耐脱亜鉛性を向上させるが，Ｓｎを０．５ 重量％以上添加するとγ相の析出が見られる。γ相は硬くて脆い性質を持ち，素材の脆性を悪化させるばかりでなく，Ｓｎを多く固溶するため，母相であるα，β相へのＳｎの耐脱亜鉛効果を妨げる。一方，Ｓｉは亜鉛当量が１０と大きく，添加によりγ相の析出を少なくし，β相の割合を増すことができる。このようなことから，Ｓｉ／Ｓｎ比を適切に制御することにより，α＋β相の組織にしたまま，Ｓｎの耐脱亜鉛効果を得ることができる。また，Ｓｉ添加には凝固時にデンドライトの２次枝がより細長く発達し，Ｓｎの偏析を抑える効果がある。
【００１８】
Ｓｉ／Ｓｎが１より大きくなるとβ相体積が増し，β相中のＳｎ濃度が相対的に低くなり十分な耐脱亜鉛効果を得にくくなり，またＳｉは分子量が小さく，固溶強化の効果が大きいため，Ｓｉの添加がＳｎに比べて多くなると常温脆化につながる。他方，Ｓｉ／Ｓｎが ０．０５ より小さいと， Ｓｎの偏析を抑える効果が十分に現れず，さらにα＋β＋γ相の３相組織となりやすく耐脱亜鉛性の効果が得られにくくなる。従って，Ｓｉ／Ｓｎの比率を ０．０５ 〜１の範囲とし，好ましくは ０．１〜０．５ の範囲とする。
【００１９】
Ｂｉ：Ｂｉは融点やＣｕ−Ｚｎへの固溶特性などにおいてＰｂと非常に似た特性を有し，材料の切削加工性の向上に寄与する。Ｂｉ含有量が ０．５重量％未満では無鉛黄銅において十分な切削加工性が得られず，また，３重量％を超えると，押し出し，鍛造等の熱間加工が劣化する。したがってＢｉの含有量は ０．５〜３重量％，好ましくは １．２〜２．３ 重量％とする。
【００２０】
このようにして，Ｐｂに代えてＢｉを使用し，またＳｉを耐脱亜鉛性向上に利用することにより，Ｂｉ系のＰｂレス材，Ｓｉ系のＰｂレス材のどちらのスクラップでも本発明合金の製造に使用することが可能となる。また，Ｓｎを多く含むため黄銅板のＳｎメッキスクラップの使用も可能であり，コスト的に非常に有利である。
【００２１】
Ｐ，Ｓｂ，Ａｓ：これらの元素は切削性および鍛造性を害することなく，脱亜鉛腐食の抑制に寄与する。しかし，いずれの元素も ０．０２ 重量％より少ない添加量では，脱亜鉛の抑制効果が十分に現れない。一方，０．２ 重量％を超えて添加すると粒界偏析が生じ，延性が低下すると共に応力腐食割れ感受性が増加する。従って，Ｐ，Ｓｂ，Ａｓの含有量をそれぞれ ０．０２ 〜０．２ 重量％とし， それらの２種以上を添加する場合にも総量で ０．０２ 〜０．２ 重量％とする。
【００２２】
Ｐｂ：本発明合金はＰｂを添加しないものであるが，製造上不可避に混入するＰｂ量として ０．２％までは許容できる。すなわち， 本発明合金において， Ｐｂ含有量が ０．２％以下の場合には，ＪＩＳ ３２００（１９９７）の水道用器具の侵出性能試験方法（末端給水用具）によるＰｂ溶出量規制 ０．０１ｍｇ／Ｌ 以下をクリアすることが出来る。このため，不純物として混入するＰｂ量を ０．２重量％以下とする。
【００２３】
さらに，重量％でＦｅ０．０１〜０．５ ％，Ｎｉ０．０１〜０．５ ％，Ｍｎ０．０１〜０．５ ％，Ａｌ０．０１〜０．５ ％，Ｃｒ０．０１〜０．５ ％，Ｂｅ０．０１〜０．５ ％，Ｚｒ０．０１〜０．５ ％，Ｃｅ０．０１〜０．５ ％，Ａｇ０．０１〜０．５ ％，Ｔｉ０．０１〜０．５ ％，Ｍｇ０．０１〜０．５ ％，Ｃｏ０．０１〜０．５ ％，Ｔｅ０．０１〜０．２ ％，Ａｕ０．０１〜０．５ ％，Ｙ０ ．０１ 〜０．５ ％，Ｌａ０．０１〜０．５ ％，Ｃｄ０．０１〜０．２ ％，Ｃａ０．０１〜０．５ ％，Ｂ：０．０１〜０．５ ％のうち少なくとも１種を本発明合金に添加することができる。これらの２種以上を添加する場合には，その総量を ０．０１ 〜３％とするのがよい。これらの元素を上記範囲内で添加することにより， 耐脱亜鉛性，切削性および熱間加工性を害することなく，固溶強化による引張強さや硬さを向上させることができる。また，本発明合金はこれらの元素を許容できることから，様々なスクラップが使用可能となり，コスト的に有利となる。
【００２４】
見掛け上のＺｎ含有量：Ｃｕ−Ｚｎ合金に第３元素を添加した場合，特別な相を形成しないでα相やβ相に固溶される場合が多く，その場合には，Ｚｎ量を増減したような組織が生じ，それに対応した性質を示すようになる。このような関係をＺｎ当量を用いて表すことができる。添加元素ごとにＺｎ当量の値は異なる（例えば，銅および銅合金の基礎と工業技術，日本伸銅協会，平成６年１０月３１日発行，第２２６頁の表１において，各種添加元素の亜鉛当量の値が記載されている）が，本発明合金のように，Ｆｅ，Ｎｉ，Ａｌなどの成分の添加量は，含む場合でも少量であるから見掛け上の亜鉛含有量に大きく影響せず，したがって特性にも大きく影響を与えることはないし，ＢｉやＰｂは常温で母相にほとんど固溶しないので耐脱亜鉛性に及ぼす影響も少ないので，見掛け上の亜鉛含有量の計算から省いても差し支えない。本発明合金の見掛け上に亜鉛含有量に大きく影響するのは，特にＳｎとＳｉであることから，本発明においては，見掛け上の亜鉛含有量を（１） 式によって求める。
【００２５】
見掛け上のＺｎ含有量Ｂ’＝〔（Ｚｎ％＋ ２．０×Ｓｎ％＋１０．０×Ｓｉ）／（Ｃｕ％＋Ｚｎ％＋ ２．０×Ｓｎ％＋１０．０×Ｓｉ）〕×１００ ・・（１）
【００２６】
この見掛けの亜鉛含有量が３９重量％以下では高温でβ相割合が小さくなり，熱間加工性が悪化するようになる。他方，見掛けの亜鉛含有量が５０重量％を超えると常温で強度が高く，脆くなる。このことから見掛けの亜鉛含有量は３９越え〜５０重量％，好ましくは３９越え〜４４重量％とする。
【００２７】以上の成分組成になる本発明の銅基合金はＰｂを含まずに優れた耐脱亜鉛性，熱間鍛造性および切削性を具備する。そして，本発明の銅基合金は，ＳｉとＢｉを含有することから，その溶製時に，Ｓｎ源としてＰｂレスＳｎ系快削黄銅のスクラップを使用し，Ｂｉ源としてＰｂレスＢｉ系快削黄銅のスクラップを使用でき，そのため費用が安価になる。
【００２８】
【実施例】
〔実施例１〕
表１に供試合金の化学成分（重量％）を示す。これらの合金はいずれも誘導炉で溶解した後，液相線温度＋１００℃前後の温度から８０ｍｍ直径のビレットに半連続鋳造し，各ビレットを８００℃で３０分保持した後，その温度で直径３０ｍｍまで熱間押し出しを行い，その後は空冷した。この段階で必要な測定用試験片を採集した。鍛造においては，前記の熱間押し出し材を素材温度６５０〜７５０℃，アプセット率３０〜７０％，歪速度１５ｍｍ／ｓｅｃで鍛造し，その後は ０．３２ 〜５．４ ℃／ｓｅｃで冷却した。
【００２９】
各例について，鋳造性を評価すると共に，切削性，引張強さ，伸び，硬さ，耐脱亜鉛性，熱間鍛造性， 鉛の溶出量を評価した。その結果を表２〜表５に示した。各測定法は次のとおりである。
【００３０】
鋳造性：鋳造したビレットの表面巻き込み等の表面欠陥深さを計測し，表面欠陥深さが１ｍｍ以下→◎印，同１〜３ｍｍ未満→○印，同３ｍｍ以上→×印として評価した。
引張試験：熱間押し出し材についてＪＩＳ Ｚ ２２４１に従った。
ビッカース硬さ試験：熱間押し出し材について：ＪＩＳ Ｚ ２２５２に従った。
【００３１】
切削性：各例の熱間押し出し後の試料を，回転速度９５０ｒｐｍ，切り込み量０．５ ｍｍ，送り速度 ０．０６ ｍｍ／ｒｅｖ．送り量１００ｍｍ，切削油なし（切削工具の材質：超硬鋼）の条件で切削し，切屑の分断性と切削抵抗（切削性指数）の２点を評価した。
切屑の分断性については，すべての切屑が完全分断した場合を○とし，切屑が分断できなかった場合を×として示した。
切削性指数については，各成分の主分力を測定し，次の式に従ってＪＩＳ Ｃ３６０４の主分力と比較し， 下式の切削性指数が８０％以上の場合を○印，８０未満の場合を×として評価した。
切削性指数（％）＝１００ ×（ＪＩＳＣ３６０４の主分力）／（試験材切削時の主分力）
【００３２】
耐脱亜鉛性：熱間押し出し材を７００℃でアプセット率６０％で鍛造し，冷却速度 ２．７℃／ｓｅｃで空冷した試料を供試材とし，熱処理による耐脱亜鉛性変化の程度を調べるために，各例について４００℃×３時間の熱処理を行った場合の熱処理前後の耐脱亜鉛性を評価した。また，表１のＮｏ．１の合金について，鍛造後の冷却速度が耐脱亜鉛性に及ぼす影響ついても調べた。脱亜鉛試験は ＩＳＯ６５０９（１９８１）法に基づいておこない，最大脱亜鉛深さが２００μｍ以上であった場合を×印，２００μｍ未満の場合を○印，１００μｍ未満の場合◎として評価した。
【００３３】
熱間鍛造性（最大アプセット率）： 熱間鍛造性はアプセット試験を用いて評価した。試験はΦ２０×２０ｍｍの試料を所定の温度まで加熱し，３０〜７０％のアプセット率で鍛造し，鍛造後に発生した割れの有無で熱間鍛造性を評価した。アプセット率の計算式は次のとおりである。
アプセット率（％）＝１００ ×（２０−ｈ）／２０
【００３４】鉛の溶出量測定試験：ＪＩＳ ３２００（１９９７）の水道用器具の浸出性能試験方法（末端給水用具）に従った。
【００３５】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
表２に見られるように，比較例Ｎｏ．１１（熱間鍛造用合金 Ｃ３７７１のものに相当）は，Ｐｂを含有するので切削性は良好であるが，ＳｉおよびＢｉを含有せず，Ｓｎも低いので，耐脱亜鉛性に劣り機械的性質も低い。比較例Ｎｏ．１２は， 比較例Ｎｏ．１１に比べてＰｂ量は低いがＳｉを含有せず，見掛けのＺｎ含有量も低いので，耐脱亜鉛性に劣り機械的性質も低い。比較例Ｎｏ．１３は，Ｐｂ，Ｓｉ，Ｂｉを含有しないので切削性が悪い。比較例Ｎｏ．１４は，Ｓｎ／Ｓｉが高すぎるので耐脱亜鉛性および切削性指数が悪い。比較例Ｎｏ．１５はＳｉが高すぎ，またＳｎ，Ｂｉを含有せず，見掛けのＺｎ含有量が高いので，伸びが低く切削性指数も悪い。比較例Ｎｏ．１６はＳｉが高すぎ，Ｓｉ／Ｓｎが高いので，鋳造性，伸び，耐脱亜鉛性および切削指性指数が劣っている。これに対して，本発明に従う実施例Ｎｏ．１〜１０の合金は，Ｐｂを含有しなくても優れた切削性を有し，且つ鋳造性，機械的性質および耐脱亜鉛性がいずれも良好である。
【００４１】
また，本発明合金は，熱処理前と後において耐脱亜鉛性に変化が見られず，熱間加工または熱間鍛造のあと熱処理を行わないでも十分な耐脱亜鉛性を有している。すなわち，本発明合金はＳｉの添加により高温，常温でのβ相割合が２０％以上に維持され，そのβ相をＳｎ，Ｓｉの固溶によって耐脱亜鉛性の強化を行ったものであるから，熱間加工および熱間鍛造のあとの冷却については，一般的な空冷の範囲内であれば，耐脱亜鉛性を安定して得ることができ，特殊な熱処理を必要としない。これに対して，比較例Ｎｏ．１１と１２は，Ｓｉを含有していないため，耐脱亜鉛性が劣ると共に，比較例Ｎｏ．１３と１４では熱処理前後の最大脱亜鉛深さに大きな差を生じる。表４は実施例１のものを７００℃で鍛造後，様々な表示の冷却速度で冷却した試料の脱亜鉛深さを示したものであるが，表４に見られるように，本発明合金は冷却速度が変化しても組織が大きく変わることがなく，ほぼ一定の耐脱亜鉛特性を得ることができる。
【００４２】
さらに本発明合金は，表３に見られるように，比較例Ｎｏ．１１の熱間鍛造用合金 Ｃ３７７１と同等の良好な鍛造性を有しており，表５に見られるように，Ｐｂ溶出量規制の０．０１ｍｇ／Ｌもクリア出来る。
【００４３】
【発明の効果】
以上のように，本発明によれば，Ｐｂを含まずに，鋳造性，耐脱亜鉛性，熱間鍛造性及び切削性に優れた耐脱亜鉛性銅基合金が得られる。またこの合金は，Ｂｉ系のＰｂレス黄銅スクラップとＳｉ系のＰｂレス黄銅スクラップの両者を溶製原料とすることができるので，安価に製造することができるという利点がある。
Claims (5)
- 重量％において，
Ｃｕ：５７〜６９％，
Ｓｎ：０．３ 〜３％，
Ｓｉ：０．０２〜１．５ ％，
Ｂｉ：０．５ 〜３％を含み，
Ｐｂ：０．２ ％以下（０％を含む），
Ｓｉ／Ｓｎの重量百分率の比率が０．０５〜１の範囲，下式（１） に従う見掛けの亜鉛含有量が３９越え〜５０重量％の範囲にあり，残部が不可避的不純物からなる耐脱亜鉛性に優れた銅基合金。
見掛け上のＺｎ含有量＝〔（Ｚｎ％＋ ２．０×Ｓｎ％＋１０．０×Ｓｉ％）／（Ｃｕ％＋Ｚｎ％＋ ２．０×Ｓｎ％＋１０．０×Ｓｉ％）〕×１００ ・・・（１） - 重量％において，
Ｃｕ：５７〜６９％，
Ｓｎ：０．３ 〜３％，
Ｓｉ：０．０２〜１．５ ％，
Ｂｉ：０．５ 〜３％を含み，且つ
Ｐｂ：０．２ ％以下（０％を含む），
Ｐ：０．０２〜０．２ ％，Ｓｂ：０．０２〜０．２ ％，Ａｓ：０．０２〜０．２ ％のうち少なくとも１種を総量で０．０２〜０．２ ％を含み，
Ｓｉ／Ｓｎの重量百分率の比率が０．０５〜１の範囲，下式（１） に従う見掛けの亜鉛含有量Ｂ’が３９越え〜５０重量％の範囲にあり，残部が不可避的不純物からなる耐脱亜鉛性に優れた銅基合金。
見掛け上のＺｎ含有量＝〔（Ｚｎ％＋ ２．０×Ｓｎ％＋１０．０×Ｓｉ％）／（Ｃｕ％＋Ｚｎ％＋ ２．０×Ｓｎ％＋１０．０×Ｓｉ％）〕×１００ ・・・（１） - 重量％において，
Ｃｕ：５７〜６９％，
Ｓｎ：０．３ 〜３％，
Ｓｉ：０．０２〜１．５ ％，
Ｂｉ：０．５ 〜３％を含み，且つ
Ｐｂ：０．２ ％以下（０％を含む），
Ｆｅ：０．０１〜０．５ ％，Ｎｉ：０．０１〜０．５ ％，Ｍｎ：０．０１〜０．５ ％，Ａｌ：０．０１〜０．５ ％，Ｃｒ：０．０１〜０．５ ％，Ｂｅ：０．０１〜０．５ ％，Ｚｒ：０．０１〜０．５ ％，Ｃｅ：０．０１〜０．５ ％，Ａｇ：０．０１〜０．５ ％，Ｔｉ：０．０１〜０．５ ％，Ｍｇ：０．０１〜０．５ ％，Ｃｏ：０．０１〜０．５ ％，Ｔｅ：０．０１〜０．２ ％，Ａｕ：０．０１〜０．５ ％，Ｙ：０．０１〜０．５ ％，Ｌａ：０．０１〜０．５ ％，Ｃｄ：０．０１〜０．２ ％，Ｃａ：０．０１〜０．５ ％，Ｂ：０．０１〜０．５ ％のうち少なくとも１種を総量で０．０１〜３％を含み
Ｓｉ／Ｓｎの重量百分率の比率が０．０５〜１の範囲，下式（１） に従う見掛けの亜鉛含有量Ｂ’が３９越え〜５０重量％の範囲にあり，残部が不可避的不純物からなる耐脱亜鉛性に優れた銅基合金。
見掛け上のＺｎ含有量＝〔（Ｚｎ％＋ ２．０×Ｓｎ％＋１０．０×Ｓｉ％）／（Ｃｕ％＋Ｚｎ％＋ ２．０×Ｓｎ％＋１０．０×Ｓｉ％）〕×１００ ・・・（１） - 重量％において，
Ｃｕ：５７〜６９％，
Ｓｎ：０．３ 〜３％，
Ｓｉ：０．０２〜１．５ ％，
Ｂｉ：０．５ 〜３％を含み，且つ
Ｐｂ：０．２ ％以下（０％を含む），
Ｐ：０．０２〜０．２ ％，Ｓｂ：０．０２〜０．２ ％，Ａｓ：０．０２〜０．２ ％のうち少なくとも１種を総量で０．０２〜０．２ ％を含み，さらに，
Ｆｅ：０．０１〜０．５ ％，Ｎｉ：０．０１〜０．５ ％，Ｍｎ：０．０１〜０．５ ％，Ａｌ：０．０１〜０．５ ％，Ｃｒ：０．０１〜０．５ ％，Ｂｅ：０．０１〜０．５ ％，Ｚｒ：０．０１〜０．５ ％，Ｃｅ：０．０１〜０．５ ％，Ａｇ：０．０１〜０．５ ％，Ｔｉ：０．０１〜０．５ ％，Ｍｇ：０．０１〜０．５ ％，Ｃｏ：０．０１〜０．５ ％，Ｔｅ：０．０１〜０．２ ％，Ａｕ：０．０１〜０．５ ％，Ｙ：０．０１〜０．５ ％，Ｌａ：０．０１〜０．５ ％，Ｃｄ：０．０１〜０．２ ％，Ｃａ：０．０１〜０．５ ％，Ｂ：０．０１〜０．５ ％のうち少なくとも１種を総量で０．０１〜３％を含み
Ｓｉ／Ｓｎの重量百分率の比率が０．０５〜１の範囲，下式（１） に従う見掛けの亜鉛含有量Ｂ’が３９越え〜５０重量％の範囲にあり，残部が不可避的不純物からなる耐脱亜鉛性に優れた銅基合金。
見掛け上のＺｎ含有量＝〔（Ｚｎ％＋ ２．０×Ｓｎ％＋１０．０×Ｓｉ％）／（Ｃｕ％＋Ｚｎ％＋ ２．０×Ｓｎ％＋１０．０×Ｓｉ％）〕×１００ ・・・（１） - Ｓｉの添加原料としてＳｉ系Ｐｂレス黄銅のスクラップ，Ｂｉの添加原料としてＢｉ系Ｐｂレス黄銅のスクラップのいずれか一方または両方を使用して，請求項１〜４に記載の合金を溶製する銅基合金の溶製法。
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