青銅とは、銅と錫を基盤とした合金で、添加元素としてベリリウム、アルミニウム、その他の元素が使われます。多くの場合はリン、アルミニウム、亜鉛、鉛がよく使われます。しかし、ライムブラスや銅とニッケルの合金は青銅と呼ばれません。

実用性

最も有名な錫青銅は銅と錫の合金です（主成分は銅）。これは人類が最初に扱った金属の一つです。人々はこの合金を古代青銅器時代から知っていました。長らく青銅は戦略的金属であり続け（19世紀まで青銅で大砲が鋳造されていました）、その硬度、強度、高度な加工性などの品質が大変優れていました。青銅の発見により、人類に広大な可能性が開かれたのです。当社のウェブサイトで非鉄金属の価格を確認し、青銅を購入することができます。

特性

錫青銅は圧力加工しにくく、切断しにくく、曲げにくいです。これは鋳造用の金属であり、その鋳造特性は他の金属に劣りません。また、収縮率が低い（1〜2%）のも特徴で、真鍮や鋳鉄の収縮率は1.6%、鋼は3%以上です。そのため、青銅は複雑な芸術鋳物の作成によく使用されます。高い耐腐食性と耐摩耗性を持ち、化学工業では配管部品や可動部の耐摩耗材料として使用されます。

青銅の種類

錫青銅は亜鉛、アルミニウム、ニッケル、リン、鉛、ヒ素、その他の金属でさらに合金化されることがあります。亜鉛の添加（11%以下）は青銅の特性を変えませんが、コストを大幅に削減します。

BROF2−0.25の化学成分 GOST 5017–2006

合金	Fe	Ni	As	Cu	Pb	Zn	P	Sn	不純物
БРОФ2−0.25	≤0.05	≤0.2	---	96.7-98.98	≤0.3	≤0.3	0.02−0.3	1−2.5	≤0.3

亜鉛を添加した青銅は「アドミラルティ青銅」と呼ばれ、海水中の腐食に非常に強い特性があります。鉛とリンは青銅の耐摩耗性を向上させ、可動部品の寿命を延ばします。アルミニウム青銅は軽量で高い比強度を持っています。

BrAZhMtz10–3-1.5の化学成分 GOST 18 175–78

Si	Fe	Mn	Al	Cu	Pb	Zn	P	Sn	不純物
≤0.1	2−4	1−2	9−11	82.3−88	≤0.03	≤0.5	≤0.01	≤0.1	≤0.7

これは輸送機械工学で需要があり、電気工学でその高い電気伝導性が重要視されています。ベリリウム青銅の部品は衝撃で火花を発せず、爆発性のある環境で使用されます。

BrB2の化学成分 GOST 18 175–78

合金	Fe	Si	Al	Cu	Pb	Zn	Be	Ni	不純物
BrB2	≤0.15	≤0.15	≤0.15	96.9−98	≤0.005	---	1.8−2.1	0.2−0.5	≤0.6

いくつかの銅合金は青銅に分類されません。最も有名なものは黄銅（Cu+Zn）やコンスタンタン（Cu+Ni）です。

供給

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青銅

青銅は、銅を基盤として、質量比で2.5%以上の合金成分を含む合金です。

青銅では、亜鉛含量は他の合金成分の合計を超えてはならず、そうでない場合、合金は黄銅に分類されます。

青銅の名称は、主成分である合金元素（アルミニウム、錫など）に基づいていますが、場合によっては2〜3の成分（錫-リン、錫-亜鉛、錫-亜鉛-鉛など）で命名されることもあります。

非錫青銅

圧力加工可能な国内標準の非錫青銅と、それらの国外類似合金の一覧表を表1に示します。

圧力加工可能な国内標準の非錫青銅と、それらの国外類似合金の一覧表

低合金青銅：

青銅の種類	アメリカ合金類似	ドイツ合金類似	日本合金類似	備考
BrSr0.1	-	CuAg0.1 (2.1203)	-	銀（Ag）
-	-	CuAg0.1P (2.1191)	-	銀（Ag）
テルリウム青銅	С14500	CuTeP (2.1546)	-	テルール (Te)
-	C19600	-	-	鉄 (Fe)
-	C19200	-	-	鉄 (Fe)
-	C19500	-	-	鉄 (Fe)
-	C19400	CuFe2P (2.1310)	-	鉄 (Fe)
-	-	-	C1401	その他
БрМг0,3	-	CuMg0,4 (2.1322)	-	その他
-	C14200	-	-	その他
-	C14700	CuSP (2.1498)	-	その他
-	-	CuZn0,5 (2.0205)	-	その他
-	-	CuMg0,4 (2.1322)	-	その他
-	-	CuMg0,7 (2.1323)	-	その他
-	C15100	CuZr (2.1580)	-	その他
БрХ1	-	-	-	その他
-	C18400	CuCrZr (2.1293)	-	その他
БрКд1	-	-	-	その他
-	-	CuPbIp (2.1160)	-	その他

アルミニウム青銅:

銅合金の品種	アメリカ代替	ドイツ代替	日本代替	注記
БрА5	C60800	CuA15As (2.0918)	-	Al-Cu
БрА7	-	CuA18 (2.0920)	-	Al-Cu
-	C61400	CuAl8Fe3 (2.0932)	C6140	Al-Fe-Cu
-	C61300	-	-	Al-Fe-Cu
БрАЖ9−4	C62300	-	-	Al-Fe-Cu
同じ	C61900	-	-	Al-Fe-Cu
-	C62400	-	-	Al-Fe-Cu
БрАМц9−2	-	CuA19Mn2 (2.0960)	-	Al-Mn-Cu
БрАМц10−2	-	-	-	Al-Mn-Cu
-	С64200	-	-	Al-Si-Cu
-	С64210	-	-	Al-Si-Cu
БрАЖМц10−3-1б5	-	CuA10Fe3Mn2 (2.0936)	-	Al-Fe-Mn-Cu
БрАЖН10−4-4	C63000	CuA110Ni5Fe4 (2.0966)	-	Al-Fe-Ni-Cu
-	-	CuA111Ni6Fe5 (2.0978)	-	Al-Fe-Ni-Cu
-	-	CuA19Ni3Fe2 (2.0971)	-	Al-Fe-Mn-Ni-Cu
-	-	-	C6161	Al-Fe-Mn-Ni-Cu
-	-	-	C6280	Al-Fe-Mn-Ni-Cu
БрАЖНМц9−4-4−1	C63200	-	C6301	Al-Fe-Mn-Ni-Cu
-	C63800	-	-	Al-Si-Co-Cu と Al-Si-Ni-Cu
-	C64400	-	-	Al-Si-Co-Cu と Al-Si-Ni-Cu

ベリリウム青銅:

銅合金の品種	アメリカ代替	ドイツ代替	日本代替
-	C17410	-	-
-	C17510	CuNi2Be (2.0850)	-
-	C17500	CuCo2Be (2.1285)	-
-	C17000	CuBe1,7 (2.1245)	C1700
БрБ2	C17200	CuBe2 (2.1447)	C1720
-	-	CuBe2Pb (2.1248)	-
БрБЕТ1,9	-	-	-
БрБНТ1,9Мг	-	-	-

ケイ素青銅

銅合金の品種	アメリカ代替	ドイツ代替	日本代替
-	-	CuNi1,5Si (2.0853)	-
-	C64700	-	-
БрКН1−1	-	CuNi2Si (2.0855)	-
-	-	CuNi3Si (2.0857)	-
-	C70250	-	-
-	C65100	-	-
БрКМц3−1	-	-	-
同じ	C65500	-	-

マンガン青銅

銅合金の品種	アメリカ代替	ドイツ代替	日本代替
БрМц5	-	-	-

テリール銅合金についてはГОСТ 18175に特別な指定はありません。

表2. 錫なし青銅の化学組成 (ГОСТ 18175−78) (質量分布, %)

銅合金の品種	元素の限度	Cu	Ag	Al	Be	Cd	Cr	Fe	Mg	Mn	Ni	P	Pb	Si	Sn	Te	Ti	Zn	その他の元素合計
БрА5	最小	残り	-	4.0	-	-	-	-	-	-	-	-	-	-	-	-	-	-	-
БрА5	最大	-	-	6.0	-	-	-	0.5	-	0.5	-	0.01	0.03	0.1	0.1	-	-	0.5	1.1
БрА7	最小	残り	-	6.0	-	-	-	-	-	-	-	-	-	-	-	-	-	-	-
БрА7	最大	-	-	8.0	-	-	-	0.5	-	0.5	-	0.01	0.03	0.1	0.1	-	-	0.5	1.1
БрАМц9−2	最小	残り	-	8.0	-	-	-	-	-	1.5	-	-	-	-	-	-	-	-	-
БрАМц9−2	最大	-	-	10.0	-	-	-	0.5	-	2.5	-	0.01	0.03	0.1	0.1	-	-	1.0	1.5
БрАМц10−2	最小	残り	-	9.0	-	-	-	-	-	1.5	-	-	-	-	-	-	-	-	-
БрАМц10−2	最大	-	-	11.0	-	-	-	0.5	-	2.5	-	0.01	0.03	0.1	0.1	-	-	1.0	1.7
БрАЖ9−4	最小	残り	-	8.0	-	-	-	2	-	-	-	-	-	-	-	-	-	-	-
БрАЖ9−4	最大		-	10.0	-	-	-	4	-	0.5	-	0.01	0.01	0.1	0.1	-	-	1	1.7
БрАЖМц10−3-1,5	最小	残り	-	9.0	-	-	-	2	-	1.0	-	-	-	-	-	-	-	-	-
БрАЖМц10−3-1,5	最大		-	11.0	-	-	-	4	-	2.0	-	0.01	0.03	0.1	0.1	-	-	0.5	0.7
БрАЖН10−4-4	最小	残り	-	9.5	-	-	-	3.5	-	-	3.5	-	-	-	-	-	-	-	-
БрАЖН10−4-4	最大	-	-	11.0	-	-	-	5.5	-	0.3	5.5	0.01	0.02	0.1	0.1	-	-	0.3	0.6
ブラジュNM9-4-4-1	最小	残り	-	8.8	-	-	-	4	-	0.5	4.0	-	-	-	-	-	-	-	-
ブラジュNM9-4-4-1	最大	-	-	11.0	-	-	-	5	-	1.2	5.0	0.01	0.02	0.1	0.1	-	-	0.5	0.7
ブラバ2	最小	残り	-	-	1.8	-	-	-	-	-	0.2	-	-	-	-	-	-	-	-
ブラバ2	最大	-	-	0.2	2.1	-	-	0.15	-	-	0.5	-	0.05	0.15	-	-	-	-	0.5
ブラBNT1.9	最小	残り	-	-	1.85	-	-		-	-	0.2	-	-	-	-	-	0.10	-	-
ブラBNT1.9	最大	-	-	0.2	2.1	-	-	0.15	-	-	0.4	-	0.05	0.15	-	-	0.25	-	0.5
ブラBNT1.9Mg	最小	残り	-	-	1.85	-	-	-	0.07	-	0.2	-	-	-	-	-	0.10	-	-
ブラBNT1.9Mg	最大	-	-	0.2	2.1	-	-	0.15	0.13	-	0.4	-	0.05	0.15	-	-	0.25	-	0.5

表3. 無鉛青銅の半製品の特性と種類

青銅のブランド	特性	半製品の種類
ブラMC9-2	交番荷重に対する高い抵抗	ストリップ、テープ、ロッド、ワイヤー、鍛造品
ブラJ9-4	高い機械的特性、良好な耐摩耗性、耐腐食性	ロッド、チューブ、鍛造品
ブラJMC10-3-1.5	冷状態での塑性変形が難しく、熱状態での塑性変形が可能、高い耐熱性能、耐腐食性、高い侵食とキャビテーション耐性	ロッド、チューブ、ワイヤー、鍛造品
ブラJN10-4-4	冷状態での塑性変形が難しく、熱状態での塑性変形が可能、高い耐熱性能、耐腐食性、高い侵食とキャビテーション耐性	ロッド、チューブ、鍛造品
ブラB2、ブラBNT1.9	高い強度と耐摩耗性、高いスプリング性、良好な耐摩耗性、適度な導電性と熱伝導性、熱処理状態での非常に良好な塑性変形性	ストリップ、テープ、ロッド、チューブ、ワイヤー
ブラKMC3-1	耐腐食性、溶接適性、耐熱性、高い圧縮抵抗	プレート、ストリップ、テープ、ロッド、ワイヤー
ブラKN1-3	高い機械的および技術的特性、耐腐食性、良好な耐摩耗性	プレート、ストリップ、テープ、ロッド、ワイヤー

図1. システムの状態図（平衡状態）

図から分かるように、銅中のアルミニウムの最大溶解度は、固体状態で9.4%（重量割合）です。温度が565°Cから1037°Cに上昇すると、銅中のアルミニウムの溶解度は減少し、7.5%に達します。

Cu-Alシステムの安定した相には、α、β、γ2、およびα2の相があります。

フェーズαは、面心立方晶格子を持つ一次固溶体で、異性結晶です。合金を400°Cにまでゆっくりと冷却すると、α-相は近距離秩序を形成し、その結果、電気抵抗が顕著に低下します。これは、200°C以下の温度でのパッキング欠陥の解消によって続きます。

フェーズβは、スチオメトリック組成のCu3Alに基づいて溶液から直接1036-1079°Cで析出される固溶体で、センター化された立方晶構造を持っています。β相は、565°C以上の温度で塑性があり、電気伝導性があります。合金を急速に冷却（毎分2°C以上）すると、マルテンサイトのような急速な変態が起こり、中間相を形成します（図1）。ゆっくり（毎分2°C）冷却すると、β-相はα+γ2の共析に分解し、途切れないチェーンの形で析出してスラブを脆くする粗粒のγ2相が形成されます。γ2相（Cu9Al4）は、γ'相から形成され、低温で安定し、脆く硬く、β相に比べて電気抵抗が小さくなります。

フェーズα2は、αとγ2の相の間のペリテクトイド反応により、363°Cの温度で形成され、他のパラメーターを持ちますが、面心立方晶格子を持っています。

合金におけるメタ安定相：β1は単純体心立方結晶格子（a = 5.84 Å, Al = 11.9%）を持ち、秩序化している。β'は単純面心立方結晶格子（Al = 11.6%）を持ち、非常に変形している。β1'は単純斜方晶系結晶格子（a = 3.67 Å, c = 7.53 Å, Al = 11.8%）を持ち、秩序化している。γ1相は単純直方晶系セル（a = 4.51 Å, b = 5.2 Å, c = 4.22 Å, Al = 13.6%）を持ち、秩序化している。他にもβ1'相の変種であると考えられる相が存在する。

Cu-Al合金の構造を決定することは困難である。合金の平衡構造を得るためには、非常に速い冷却速度が必要である（アルミニウム含有量により1から8°C/分）。こうした構造は塩化鉄で合金をエッチングすることで識別される。

しかし、塩化鉄でのエッチングは、通常の冷却速度で冷却された合金の相を確実に特定することが常にできるわけではない。この場合、Cu-Al合金の真の構造を明らかにするために、電解研磨を用いた特別な手法が用いられる。

銅-アルミニウム系に基づく二元銅アルミ合金および多成分青銅の平衡状態の構造は、状態図（図2）によって決定される。

図2. アルミニウム含有量12.07%（質量比）のアルミニウム青銅の相変態図

しかし、製造条件でスラブや鋳型を鋳造し、熱間または冷間圧延で加工するときの冷却および加熱速度は、平衡状態図が構成される条件とは大きく異なる。

したがって、鋳造された半製品と変形した半製品の構造は、平衡状態図で決定されたものとは異なる。

メタ安定状態にある合金の特性と微細構造を決定するため、C曲線を作成して、相変態の速度および低温での等温保持が、変態温度以下でどのように進行するかを示す。

単相合金（α-アルミニウム青銅）は延性があり、圧着加工が容易である。二相合金（α+γ2-アルミニウム青銅）はアルミニウム含有量が多く、延性は低く、主に鋳造用として使用される。

注目すべきは、産業用合金におけるアルミニウム含有量が広範囲に変動することで、アルミニウム青銅の鋳造および変形した半製品の機械的特性の安定性に影響を与えることである。

圧着加工されるアルミニウム青銅の機械的特性の変化（引張強度 σв、比例限 σпц、降伏点 σ0,2、相対延伸率 δ、及び収縮率 ψ、衝撃靱性 an (CS)、ブリネル硬度（HB）は、アルミニウム含有量に比例することを、図3に示す。

図3. アルミニウム青銅Cu-Alの機械的特性の変化、アルミニウム含有量に対して:

a）40%まで変形し、650°Cで30分間焼鈍したストリップ;

b）アルミニウム青銅BrAHMz10-3-1.5で押し出された棒およびチューブ

この特徴は、アメリカ、ドイツ、イギリス、フランスなどの国々の海外の国家標準に反映されている。これらの国では、アルミニウム青銅の機械的特性の安定性を向上させるために、アルミニウム含有量の範囲をSNG諸国で使用される類似の青銅と比べ、1.5倍から2倍狭めている（GOST 493、GOST 17328及び海外の類似合金を参照）。

アメリカ、フランス、日本では、BrAHMz型の青銅グループがあり、必要な機械的特性はアルミニウム含有量を調整するだけで達成される。

合金元素のアルミニウム青銅への影響

様々な元素による二成分アルミニウム青銅の合金化は、それらの特性に顕著な変化をもたらす。Cu-Al合金の主な合金元素は鉄、マンガン、ニッケルである。通常、アルミニウム青銅において鉄とニッケルの含有量は5.5%、マンガンは3%を超えない（質量比）。

鉄 固体状態ではCu-Al合金にわずかに溶解し、アルミニウムとFe3Alの組成の金属間化合物を形成します。これは独立した相として微細分散粒子の形で析出します。合金中に約1%の鉄が含まれていると、微細分散粒子がわずかに生成し、（α + γ2）領域の付近に配置されそれを囲みます。しかし、鉄の含有量が増えると、それらの量も増加します。鉄が4%含まれると、微細分散粒子Fe3Alはα + γ2領域だけでなく、α領域にも形成されます。Fe3Alの金属間化合物の微細分散粒子は、高温でアルミニウムブロンズの結晶粒の成長を阻止します。鉄の影響下で、機械的特性が著しく向上し、再結晶温度が遅延するため、アルミニウムブロンズでは合金脆化を引き起こす「自発焼鈍」現象が消失します。鉄は構造を微細化し、8.5-11.0% Alを含むCu-Al合金での粗大なγ2相の形成を妨げます。これにより、これらの相が連続的な鎖の形で析出し、脆化を促進することがなくなります。 製品中の鉄の含有量に応じて、鉄はアルミニウムブロンズの組織、相変態および特性に以下のように影響します。含有量が1.2%未満では、固溶体（α相）として存在し、含有量がそれ以上では、独立した球状の介在物として析出します。二元および三元合金にニッケルを含む場合、k相として描かれることがあります。k相のおおよその組成は85% Cu、10% Al、および5% Feです。合金中に1.2から5.5%の鉄が含まれると、鉄は鋳造された鋳物内の初結晶の変化に著しい改変効果をもたらします。ブロンズに5.5%を超える鉄が含まれる場合、この効果は消失します。したがって、工業アルミニウムブロンズにおいて、鉄の含有量は通常4%を超えません。 鉄は、固溶体（α相）の強度を高め、k相を析出させることでアルミニウムブロンズを強化します。BrAJ10-10タイプの高鉄含有合金は、耐摩耗性と侵食に優れていますが、海水中での耐久性は低下します。 Cu-Al-Fe系合金にマンガンやニッケルを追加合金した場合、その強度特性および耐食性が大幅に向上し、k相の構造および組成が変化します。 マンガンはアルミニウムブロンズにおいて固体状態で十分に溶解します。Cu-Al系合金に2%以上のMnが含まれると、α + γ2からβ相への相変態が著しく加速します（マンガンは共析温度を下げ、β相の分解を遅延させます）。Mnが8%以上含まれると、β相の分解はほとんど起こりません。 アルミニウムブロンズにおけるマンガン添加の特徴は、β相がα + γ2に変態する前に、冷却中にβ相の針状の核が形成されることです。 大型半製品の焼鈍時において、α相の針状核の出現は特に顕著です。したがって、厚さが15から400 mmまで異なる船舶のプロペラの鋳造には、大量のマンガンを含む特殊なアルミニウム-マンガンブロンズが広く使用されます。 BrAJ10-4、BrAJ9-4タイプのブロンズでは、マンガンが加熱時のβ相の変態速度を決定し、その硬化能力を深さで改善する主要な要素です。これらのブロンズでは、Mnの含量は1.5%まで許可されます。しかしながら、Mnが2%から5%に増加すると、800-1000°Cでの焼入れ後、アルミニウムブロンズの硬度が減少します。そのため、熱処理でアルミニウムブロンズの硬度を向上させるには、Mnの含量は0.5%以下であるべきです。 マンガンはCu-Al合金の機械的および耐食性を向上させ、加工特性を改善します。マンガンを添加したアルミニウムブロンズは、耐食性、耐寒性、および高温および低温での高成形性で特徴付けられます。 ニッケルは、銅に無制限に固体状態で溶解しますが、アルミニウムにはほとんど溶解しません（560°Cでの溶解度は0.02%です）。ニッケルはCu-AlおよびCu-Al-Feシステムのα相領域を拡大します。Cu-Al-Ni合金では、ニッケルの影響により、固溶体の領域が温度の低下とともに大幅に銅側に移動します。これにより、合金は分散硬化を受けることができます。これらの合金の分散硬化能力は、1% Niが含まれると発現します。ニッケルはβ相からα + γ2への共析分解温度を615°Cまで上昇させ、加熱時のα + γ2からβへの変態を遅延させます。ニッケルの影響は、1.5%以上含まれると特に顕著になります。合金に2% Niが含まれると、790°Cでβ相が出現し、4% Niが含まれると830°Cで出現します。 ニッケルは、共析体α + γ2および擬共析体α + βの構造に良好な影響を与え、β相の相変態耐性を著しく向上させ、鋳造および焼入れ時にマルテンサイト型の準安定β'相の形成を促進します。これにより、α相がより丸い形状を持ち、構造がより均一になり、共析体の分散性が向上します。

ニッケルによるアルミニウム青銅の合金化は、その物理機械特性（熱伝導率、硬度、疲労強度）、耐寒性、潤滑特性、海水や弱酸性塩酸溶液に対する耐食性と耐侵食性、耐熱性、再結晶温度を大幅に向上させます。これらの特性は、製造特性を顕著に悪化させることなく改善されます。合金にニッケルを含むことで、鉄の改質効果が大幅に向上します。

Cu-Al-Ni系のアルミニウム青銅は稀に使用されます。ニッケルは通常、他の元素（主に鉄）と組み合わせてアルミニウム青銅に導入されます。最も広く普及しているのは、BrAGhN10-4-4型のアルミニウム青銅です。これらの青銅の最適な特性は、Fe: Ni = 1:1の比率で達成されます。これらの青銅に3% Niと2% Feを含むと、k-相が2つの形式で析出する可能性があります：アルミニウムとニッケルで合金化された鉄を基礎とする固溶体の小さな円形の包含体と、合金NiAlの構成を持つ薄い板。

最も広く使用されている変形加工されたアルミニウム青銅は、以下のシステムに属しています：Cu-Al, Cu-Al-Fe, Cu-Al-Mn, Cu-Al-Fe-Mn, Cu-Al-Fe-Ni。

アルミニウム青銅は、二酸化炭素溶液および多くの有機酸（酢酸、クエン酸、乳酸など）溶液に対して高い耐食性を持っていますが、濃縮された鉱酸には不安定です。硫酸塩溶液および苛性アルカリ中では、アルミニウム含有量を減少させた単一相のアルミニウム青銅がより安定しています。

アルミニウム青銅は、他の材料と比べて腐食疲労に対する耐性が高いです。

変形加工可能なアルミニウム青銅の加工の特徴

改善された機械的特性と高い疲労強度を持つ均質な変形加工品を得るために、アルミニウム青銅を連続鋳造方法で鋳造し、次に以下の工程を含む特別な方法で加工することが推奨されます：

а) 元の鋳造素材の総圧縮率30%までの熱処理；

б) 設定温度（t0）±2°Cでの熱処理（指定温度までの加熱、材料の断面25mmごとに20分間保持）；

в) 600°Cでの水または油による急冷；

г) 合金中のアルミニウム含有量に依存して、ステージ「б」で採用された温度より35-50°C低い温度での圧力による熱処理（アルミニウム含有量は±0.02%の精度で決定する必要があります）。熱処理温度は経験的な公式で決定されます：

t=(1990 − 1000A)°C,

ここで、Aは合金中のアルミニウムの質量%です。

熱処理および第二の圧力での熱処理時のアルミニウム含有量に対する温度のグラフ依存性が図4に示されています。

図4. アルミニウム青銅の熱処理および圧力熱処理におけるアルミニウム含有量による温度の依存性：

1 — 熱処理温度；

2 — 圧力での熱処理温度

ベリリウム青銅（銅-ベリリウム合金）

ベリリウム青銅は、優れた機械的、物理化学的および耐食性の特性の好ましい組み合わせにおいてユニークな合金です。これらの合金は、急冷および硬化後に高い強度、弾性、流動性および疲労強度、優れた導電性、熱伝導性、硬度、高いクリープ抵抗、最小のヒステリシスでの高いサイクル強度、耐食性および腐食疲労耐性を持ちます。それらは耐寒性、非磁性、衝撃時に火花を出しません。そのため、ベリリウム青銅は、重要な用途のためのバネやバネ部品、メンブレンおよび時計部品の製造に使用されます。

図5. Cu-Beシステムの状態図

この図から、銅とベリリウムは一連の固溶体を形成することがわかります。864°Cでのα相領域は質量で2.7%に達します。温度の低下に伴い、α相領域の溶解性の境界は、銅側へ急激にシフトします。共晶点変態温度608°Cで1.55%に達し、300°Cで0.2%に低下し、ベリリウム青銅の硬化可能性を示します。

Cu-Be合金における温度低下によるα固溶体のベリリウム濃度の顕著な変化は、Cu-Be合金の分散強化を促進します。Cu-Be合金の分散強化効果に対するベリリウム含有量の影響が図6に示されています。

図6. Cu-Be合金の分散強化効果に対するベリリウム含有量の影響：1 — 780°Cでの焼入れ；2 — 780°Cでの焼入れ + 300°Cでの焼戻し

ベリリウム青銅の熱処理は、750−790°Cの温度で行われ、水での焼入れを行い、過飽和固溶体を得ます。この状態では、ベリリウム青銅は曲げ操作、引き伸ばし、その他の変形を容易に受け入れます。2回目の熱処理操作 — 焼戻しは300−325°Cの温度で行います。この際、β'-相が析出します。これらの析出物は結晶格子に大きな応力を引き起こし、合金の硬度と強度を高める原因となります。

608 °C以下の温度でβ相の共析変態の結果、共析α+ β'が生成されます。α相は面心立方格子を持ち、ベリリウム含有量の増加とともにそのパラメータが減少します。β相は体心立方格子を持ち、原子の配列が乱れています。β'-相の結晶構造はβ相と同じですが、ベリリウム原子の配列が秩序化されています。

実際には、二成分の銅–ベリリウム合金はほとんど使用されず、三成分や多成分合金が広く用いられています。

均質な構造を得るために、Cu-Be合金にニッケル、コバルト、および鉄を添加することで相変態や再結晶化のプロセスを遅延させます。ベリリウム青銅中のニッケル、コバルト、鉄の総含有量は0.20から0.60%（重量比）であり、ニッケルとコバルトの合計は0.15から0.35%（重量比）です。

ベリリウムと強化相を形成するチタンをCu-Be合金に加えることで、拡散プロセスが遅れます。チタンは表面活性のある元素として、結晶粒界におけるベリリウムの濃度を低下させ、これらの領域での拡散速度を抑制します。チタンを添加したベリリウム青銅は均一な析出を示し、その結果、より均等な強化が得られます。

チタンがベリリウム青銅の特性に最も有利な影響を与えるのは、ニッケルの存在下です。チタンとニッケルの添加によって、合金中のベリリウム含有量を1.7−1.9%（重量比）まで減少させることができます。

Cu-Be合金では、マンガンが部分的にベリリウムを代替することができ、強度の顕著な低下はありません。Cu + 1% Be + 5−6% MnおよびCu + 0.5% Be + 10% Mn合金は、時効硬化処理後、その機械的特性においてBrB2ベリリウム青銅に近似します。

マグネシウムの少量添加（0.1%）でベリリウム青銅の時効硬化効果が向上し、0.1から0.25%の範囲ではその延性が著しく低下します。

鉛、ビスマス、アンチモンはベリリウム青銅にとって非常に有害な不純物であり、高温条件での変形性を悪化させます。

標準的なCu-Be合金では、AlおよびSiの含有量は各元素につき0.15%を超えないように許容されます。これらの濃度では、これらの元素は合金の特性に悪影響を及ぼしません。

マンガン青銅

マンガン青銅は華に強い機械的特性を有するのが特徴です。これらの合金は、熱間および冷間の両方で優れた圧力加工性を示し、冷間圧延で最大80%の変型を許容します。

マンガン青銅は耐食性があり、耐熱性が高いため、高温で働く部品や製品の製造に使用されます。マンガンの存在により、銅の再結晶温度は150−200°C上昇します。

図 7. Cu-Mnシステムの状態図

マンガンは高温で銅に無制限に溶解します（液体状態と固体状態の両方で）。合金に36.5%のマグネシウムを含むとき、システムの液相線と固相線の温度は同じであり、870 ± 5 °Cです。温度が下がると一連の変態が起こり、新しい相が析出します。温度の低下とともに固溶体の領域が減少します。マグネシウムを20%未満含むマンガン青銅は、室温から融点までの温度範囲で単相性を持っています。図8では、マンガンの含有量に応じたマンガン青銅の機械的特性の変化を示しています。

図 8. Cu-Mn合金の機械的特性のマンガン含有量に依存する変化：a — 降伏強度 σ0.2; b — 引張強度 σb; c — 伸び率 δ

最も広く使用されているのは、熱間および冷間状態で優れた変形性を持ち、高い耐食性を示し、高温で特性を保持するマンガン青銅BrМц5です。

シリコン青銅

シリコン青銅は高い機械的特性、スプリング性、耐摩耗性を有し、耐食性が高く、優れた耐久性を持っています。これらの合金は熱間および冷間両方で圧力加工がよく行われ、鋼と良好に溶接され、軟・硬ろう付けが可能です。非磁性で、打撃による火花を出さず、非常に低温でも延性を失いません。

Cu-Siシステムの合金の状態図:

図 9. Cu-Siシステムの状態図

図からわかるように、温度830°Cでの固溶体のα境界は5.4% Si（重量％）に達し、温度が下がるにつれて銅側に移動する。α相は、格子定数a=(3.6077+0.00065k) Åで表される面心立方構造を持ち、kはシリコンの濃度（％）を示す。

温度が577°Cを超えると、α固溶体境界の右側に新しい共相が現れ、この相は、格子定数a=2.5550 Å、c=4.63644 Åの六方最密充填構造を持つ。κ相の特異な点は、偏光下での色の変化が顕著で、明るい色から濃い茶色に変わることである。温度が557°Cになると、κ→α+γの相変化が起こる。

温度が下がるにつれて、α固溶体内のシリコンの変化の様子がCu-Si系合金の浄化の可能性を示唆している。しかし、合金の分散強化効果は弱く、実用化されていない。

最大の普及を見せたのは、マンガンとニッケルを添加したケイ素系ブロンズである。二成分系ブロンズやスズ、亜鉛、鉄、アルミニウムの添加物を含むものは稀に使用される。

マンガンを用いた銅-ケイ素ブロンズの合金化は、機械的特性と耐食性を大きく改善する。

Cu-Si-Mn系の状態図:

図10. Cu-Si-Mn系の状態図。固溶体域の飽和等温線

温度の低下に伴い、α域境界が銅のコーナーにシフトするにもかかわらず、Cu-Si-Mn合金の浄化効果は弱い。

ニッケルの添加は、ケイ素系ブロンズの機械的特性を著しく向上させる。ケイ素とニッケルはNi2Siという金属間化合物を形成し、銅に著しく溶解する。温度が900°Cから500°Cまで下がると、銅中のNi2Siの溶解度は急激に減少し、その際に析出する微細な金属間化合物の粒子が合金を強化する。熱処理（焼入れ、時効）は、合金の強度と硬度の向上を可能にし、焼鈍された合金と比較してほぼ3倍にする。焼入れ後、Cu-Si-Ni合金は高い延性を持ち、冷間加工に適している。

これらの合金の強度の変化は、Ni2Siの含有量と熱処理法に依存する:

図11. Cu-Ni-Si系合金の強度変化：Ni2Si含有量と熱処理方法に基づく。1 — 900−950°Cでの焼入れ； 350−550°Cでの時効； 2 — 800°Cでの焼鈍； 3 — 900−950°Cでの焼入れ

コバルトとクロムの添加はニッケルと同様の効果をケイ素系ブロンズにもたらすが、コバルト・クロムシリサイドの影響による合金の分散強化効果は著しく弱い。

スズの少量（0.5%まで）の添加は耐食性を著しく向上させ、鉄はこれを低下させる。この理由から、圧力加工されるケイ素系ブロンズには鉄の含有量が0.2−0.3%（重量％）を超えてはいけない。

ケイ素系ブロンズの溶解時における亜鉛の添加（0.5−1.0%以内）がその技術的特性を改善するのに役立つ。

アルミニウムによるケイ素系ブロンズの合金化はその強度と硬度を向上させるが、Cu-Si-Al系合金は、溶接と半田付けの問題から普及していない。

圧力加工されるケイ素系ブロンズの有害不純物には、ヒ素、リン、アンチモン、硫黄、および鉛が含まれる。

ケイ素系ブロンズの耐食性

ケイ素系ブロンズは、海水、工業用および農業用大気、淡水および海水（流速1.5 m/秒）、温冷溶液、低温の濃アルカリおよび硫酸、低温の塩酸および有機酸の溶液、塩化物および硫酸塩に対して優れた耐食性を示す。塩素、臭素、フッ素、硫化水素、フッ化水素および塩化水素、二酸化硫黄およびアンモニアの乾燥ガス中でも十分に耐えるが、これらの媒体に湿気があると腐食する。

ただし、ケイ素系ブロンズはアルミニウム水酸化物、重金属の塩化物および硫酸塩にはあまり耐えない。また、鉄鉱石を含む酸性の鉱山水やクロム酸塩の溶液中で急速に腐食する。

ケイ素系ブロンズの熱処理の特徴

ケイ素系ブロンズの光退火（加熱および冷却含む）は、水蒸気中で行うのが望ましい。酸化膜は退火プロセス中に半製品の表面に形成され、常温の5%硫酸溶液で容易に除去できる。

スズブロンズ

スズブロンズはCu-Sn系に基づく様々な組成の合金である。圧力加工される国産スズブロンズとその海外類似品の一覧表は表4に示される。

圧力加工される国産スズブロンズとその海外類似品の一覧表

スズ-リンブロンズ:

国産ブロンズブランド	米国類似品	ドイツ類似品	日本類似品

БрОФ2−0,25	-	-	-
БрОФ4−0,25	С51100	CuSn4 (2.1016)	C5111
-	C53400	-	-
БрОФ6,5−0,15	-	CuSn6 (2.1020)	C5191
-	C51000	-	-
-	C53200	-	-
БрОФ6,5−0,4	-	-	-
БрОФ7−0,2	-	SuSn6 (2.1020)	C5210
БрОФ7−0,2	-	SuSn8 (2.1030)	-
БрОФ8,0−0,3	C52100	То же	C5212
-	C52400	-	-

錫亜鉛ブロンズ：

国内ブロンズの銘柄	アメリカの代替品	ドイツの代替品	日本の代替品
БрОЦ4−3	-	-	-
-	-	CuSn6Zn6 (2.1080)	-

錫ニッケルブロンズ：

国内ブロンズの銘柄	アメリカの代替品	ドイツの代替品	日本の代替品
-	C72500	CuNi9Sn2 (2.0875)	-
-	C72650	-	-
-	C72700	-	-
-	C72900	-	-

錫亜鉛鉛ブロンズ：

国内ブロンズの銘柄	アメリカの代替品	ドイツの代替品	日本の代替品
БрОЦС4−4-2,5	-	-	-
-	С54400	-	-
БрОЦС4−4-4	-	-	-

Cu-Snシステムの状態図は図12に示されています。

図12：Cu-Snシステムの状態図

α-相（銅中の錫の固溶体、面心立方晶格）は、高温および低温状態で可塑性を持ちます。

β相とγ相は高温でのみ安定し、温度が下がると急速に分解します。δ相（Cu31Sn8、γ-相の格子）は、520°Cであるγ-相またはβ'相の分解生成物であり、硬くて脆いです。

δ-相は350°Cでα + Cu3Sn (ε-相) へと分解し始めます。温度が下がると、70-80%の冷間変形後の長時間の焼きなましを伴う場合を除いて、分解は非常にゆっくりと進みます。実用的には、20%までのSnを含む合金では、ε-相は存在しません。

技術的な錫ブロンズでは、錫含有量は通常2〜14%、まれに20%までです。

Cu-Snシステムの合金は、含まれる錫の量に応じて、α-固溶体の均質な結晶、もしくはα + βの共晶体から成っています。

錫ブロンズ内での拡散プロセスは遅く、枝分かれした構造は何度も熱機械的処理サイクルを経ることで消え去ります。これが、錫ブロンズの加工性を損なう理由の一つです。

錫ブロンズの鋳造過程ではリンで脱酸されるため、多くのCu-Snバイナリ合金はリンの残留量を含んでいます。リンは、合金に0.1%以上含まれている場合、合金化要素と見なされます。

錫ブロンズの主な合金成分には、リンのほかに鉛、亜鉛、ニッケルが含まれます。

合金添加剤の影響

リンは銅と反応してCu3P（14.1% P）の化合物を形成し、714°Cで銅と共晶を生成します（質量の8.4% P）。三成分系Cu-Sn-Pでは、628°Cで80.7% Cu、14.8% Sn、4.5% Pを含む三重共晶が形成されます。

Cu-Sn-Pシステムの状態図（図13）を見ると、錫含有量が増加し温度が低下すると、α-固相の飽和境界が急激に銅の側へ移動することがわかります。

図13：Cu-Sn-Pシステムの状態図：a - 銅角; b - 銅角のポリメトリック切断図 (錫の一定含有量の場合)

錫ブロンズに0.3%以上のPが含まれると、リンがリン化物共晶体として析出します。熱間変形中に容易に破壊されるため、圧力加工される錫ブロンズにおけるリンの最大含有量は0.4%です。このようなリン含有量では、錫ブロンズには最適な機械的特性があり、弾性率、弾性限度、疲労限界が向上します。焼きなましによる均質化を適用することで、多くのリンがα-固溶体に移行し、リン含有量の多い錫ブロンズの加工性を向上させることができます。

ジルコニウム、チタン、ホウ素、およびニオブの少量の添加も、熱間および冷間の状態で錫ブロンズの加工性を向上させます。

鉛は錫ブロンズにおいて実質的に不溶であり、スラグ化する際に独立した相としてデンドライト間に暗いインクルージョンとして現れます。鉛は密度、耐摩耗性、および切削加工性を大幅に向上させますが、機械的特性を大幅に低下させます。耐摩耗性の錫ブロンズは、Pbを30％まで含みます。

亜鉛は、固溶体として錫ブロンズによく溶け、構造を大きく変えずに、その技術的特性を大幅に向上させます。

ニッケルは、α-固溶体の境界を銅角に向かって移動させます（図14）。

図14：Cu-Sn-Niシステムの状態図：a - 銅角の切断図（2%ニッケルを含む場合）; b - 常温での固溶体の限界領域。銅角。

α-固溶体のクリスタル格子はニッケルの影響で変わらないが、そのパラメータは若干増加します（-0.007 Å）。錫の濃度が低い中では新たな相（Ni4Sn）が出現し、凝固速度に応じて細かい針状結晶（急速冷却の場合）または薄青色のインクルージョンとして析出します。ニッケルが添加されたCu-Sn合金の液相温度は大幅に上昇します。539°Cでは、α + γがα + β'に変換される共晶変換が発生します。δ'相はCu-Sn二成分系のδ相とは異なり、極性を持ちます。

ニッケルは錫ブロンズの機械的特性と耐腐食性を向上させ、その構造を微細化し、1%以下の含有量で有用な添加剤です。Niの含有量が1%を超えると、合金は精錬されますが、圧力加工性は低下します。特にニッケルは錫-リンブロンズに強い影響を与えます。同時に、0.5-1%の範囲では、Niは銅-錫ブロンズの構造や特性に影響を与えません。

不純物の影響

アルミニウム、マグネシウム、およびシリコンは、錫ブロンズにおいて非常に有害です。これらの元素は固溶体に含まれると、機械的特性は向上するかもしれませんが、製錬時に積極的に酸化し、高融点酸化物を生成し、粒界に沿って隙間を生じさせます。

また、圧力加工される錫ブロンズには、ヒ素、ビスマス、アンチモン、硫黄、および酸素の不純物も有害です。酸素は錫ブロンズの耐摩耗性を低下させます。

耐腐食性

錫ブロンズは、大気（農村、工業、海洋）の影響に対して良好な耐性を持ちます。海水中では、銅や黄銅よりも耐性があり（海水と接触した際の耐性は錫含有量の増加とともに向上します）、ニッケルは海水中の耐腐食性を向上させ、高い含有量の鉛は耐性を低下させます。錫ブロンズは塩水中で耐性があります。

錫ブロンズは、250°Cの過熱蒸気中での大気、2.0 Mpa以下の圧力、室温でのアルカリ溶液、乾燥ガス（塩素、臭素、フッ素およびその水素化合物、炭素酸化物）、四塩化炭素、および塩化エチルに対して良好な耐性を持っています。

錫ブロンズは、鉱酸（硝酸、硫酸）や脂肪酸、アルカリ、アンモニア、シアン化物、鉄および硫化物化合物、高温ガス（塩素、臭素、フッ素）、酸性坑水に対しては耐性が低いです。

錫ブロンズの硫酸の影響による腐食は、酸化剤（K2S2O7, Fe2(SO4)3など）の存在下で増加し、0.05%のベンジルチオシアネートで10-15倍減少します。

様々な要因による錫ブロンズの腐食速度は、以下の通りです（mm/年）:

アルカリ：

高温 …1.52

293 Kで …0.4−0.8

室温でのアンモニア溶液 …1.27−2.54

室温での酢酸 …0.025−0.6

100°CでのH2S蒸気 …1.3

湿潤硫黄ガス …2.5

乾燥および湿潤水蒸気（流れの速度による） …0.0025−0.9

錫ブロンズは、硝酸水銀の影響下にある応力状態の中で、応力腐食割れを起こします。

真鍮、鉄、亜鉛、およびアルミニウムは、電気化学的腐食過程において、錫ブロンズの犠牲アノードとして機能します。