CN109563567A

CN109563567A - 易切削性铜合金及易切削性铜合金的制造方法

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Publication number: CN109563567A
Application number: CN201780049521.8A
Authority: CN
Inventors: 大石恵郎; 大石恵一郎; 须崎孝; 须崎孝一; 田中真次; 冈尚之
Original assignee: Mitsubishi Shindoh Co Ltd
Current assignee: Mitsubishi Shindoh Co Ltd
Priority date: 2016-08-15
Filing date: 2017-08-15
Publication date: 2019-04-02
Anticipated expiration: 2037-08-15
Also published as: US10538828B2; KR20190018538A; KR102048671B1; KR20190018540A; US20200181739A1; US20200157658A1; TW201910527A; KR20190018537A; CA3033840C; US20190169711A1; EP3498871A4; EP3498871B1; EP3498872A4; CN109563570B; CN109642272A; TWI652360B; CN109642272B; CN109563569A; TWI668315B; US10538827B2

Abstract

该易切削性铜合金含有Cu：75.0～78.5％、Si：2.95～3.55％、Sn：0.07～0.28％、P：0.06～0.14％及Pb：0.022～0.25％，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质，组成满足以下关系：76.2≤f1＝Cu+0.8×Si‑8.5×Sn+P+0.5×Pb≤80.3、61.5≤f2＝Cu‑4.3×Si‑0.7×Sn‑P+0.5×Pb≤63.3，构成相的面积率(％)满足以下关系：25≤κ≤65、0≤γ≤1.5、0≤β≤0.2、0≤μ≤2.0、97.0≤f3＝α+κ、99.4≤f4＝α+κ+γ+μ、0≤f5＝γ+μ≤2.5、27≤f6＝κ+6×γ^1/2+0.5×μ≤70，γ相的长边为40μm以下，μ相的长边为25μm以下，α相内存在κ相。

Description

易切削性铜合金及易切削性铜合金的制造方法

技术领域

本发明涉及一种具备优异的耐蚀性、优异的冲击特性、高强度、高温强度并且大幅减少铅的含量的易切削性铜合金及易切削性铜合金的制造方法。尤其关于一种使用于水龙头、阀、接头等在人和动物每日摄取的饮用水中使用的器具以及在各种恶劣环境中使用的阀、接头等电气/汽车/机械/工业用配管的易切削性铜合金及易切削性铜合金的制造方法。

本申请基于2016年8月15日于日本申请的日本专利申请2016-159238号主张优先权，其内容援用于此。

背景技术

一直以来，包括饮用水的器具类在内，作为使用于阀、接头、阀等电气/汽车/机械/工业用配管的铜合金，一般使用含有56～65质量％的Cu及1～4质量％的Pb且剩余部分设为Zn的Cu-Zn-Pb合金(所谓的易切削黄铜)或含有80～88质量％的Cu、2～8质量％的Sn及2～8质量％的Pb且剩余部分设为Zn的Cu-Sn-Zn-Pb合金(所谓的青铜：砲铜)。

然而，近年来Pb对人体和环境的影响变得另人担忧，各国对Pb的限制运动越发活跃。例如，在美国加利福尼亚州自2010年1月起、并在全美自2014年1月起，关于将饮用水器具等中所含的Pb含量设为0.25质量％以下的限制已生效。并且，据了解，关于Pb向饮用水类浸出的浸出量，在将来会限制到5质量ppm左右。在美国以外的国家，其限制运动也快速发展，从而要求开发出应对Pb含量的限制的铜合金材料。

并且，在其他产业领域、汽车、机械和电气/电子设备领域中，例如在欧洲的ELV限制、RoHS限制中易切削性铜合金的Pb含量例外地达到4质量％，但与饮用水领域相同地，正在积极讨论包括消除例外情况在内的有关Pb含量的限制加强。

这种易切削性铜合金的Pb限制加强动向中提倡的是具有切削性功能且含有Bi及Se的铜合金、或在Cu和Zn的合金中通过增加β相来提高切削性且含有高浓度的Zn的铜合金等，来代替Pb。

例如，专利文献1中提出，如果仅含有Bi来代替Pb则耐蚀性不充分，为了减少β相而使β相孤立，将热挤压后的热挤压棒缓冷却至成为180℃进而实施热处理。

并且，专利文献2中，通过向Cu-Zn-Bi合金中添加0.7～2.5质量％的Sn来析出Cu-Zn-Sn合金的γ相，从而改善耐蚀性。

然而，如专利文献1所示，含有Bi来代替Pb的合金在耐蚀性方面存在问题。而且，Bi具有包括可能与Pb相同地对人体有害、由于是稀有金属而在资源上存在问题、会使铜合金材料变脆的问题等在内的许多问题。此外，如专利文献1、2中所提出的那样，即使通过热挤压后的缓冷却或热处理来使β相孤立从而提高了耐蚀性，终究无法实现在恶劣环境下的耐蚀性的改善。

并且，如专利文献2所示，即使Cu-Zn-Sn合金的γ相析出，与α相相比，该γ相本来就缺乏耐蚀性，从而终究无法实现在恶劣环境下的耐蚀性的改善。并且，在Cu-Zn-Sn合金中，含有Sn的γ相的切削性功能差到需要与具有切削性功能的Bi一同进行添加。

另一方面，对于含有高浓度的Zn的铜合金，与Pb相比，β相的切削性功能较差，因此不仅终究无法代替含有Pb的易切削性铜合金，而且因包含许多β相而耐蚀性尤其耐脱锌腐蚀性、耐应力腐蚀破裂性非常差。并且，这些铜合金由于在高温(例如150℃)下的强度低，因此例如在烈日下且靠近发动机室的高温下使用的汽车组件、在高温/高压下使用的配管等中无法应对薄壁化、轻量化。

此外，Bi使铜合金变脆，若包含许多β相则延展性降低，因此含有Bi的铜合金或包含许多β相的铜合金不适合作为汽车、机械、电气用组件以及包括阀在内的饮用水器具材料。另外，对于Cu-Zn合金中含有Sn且包含γ相的黄铜，也无法改善应力腐蚀破裂，在高温下的强度低，冲击特性差，因此不适合使用于这些用途中。

另一方面，作为易切削性铜合金，例如专利文献3～9中提出含有Si来代替Pb的Cu-Zn-Si合金。

专利文献3、4中，通过主要具有γ相优异的切削性功能，从而由不含有Pb或者含有少量Pb来实现优异的切削性。通过含有0.3质量％以上的Sn，增加并促进具有切削性功能的γ相的形成，从而改善切削性。并且，专利文献3、4中，通过形成许多γ相来提高耐蚀性。

并且，专利文献5中，设为通过含有0.02质量％以下的极少量的Pb，并且主要规定γ相、κ相的总计含有面积，从而得到优异的易切削性。此处，Sn作用于形成和增加γ相，从而改善耐冲蚀腐蚀性。

此外，专利文献6、7中提出Cu-Zn-Si合金的铸件产品，为了实现铸件晶粒的微细化，在P存在下含有极微量的Zr，并且重视P/Zr的比率等。

并且，专利文献8中提出在Cu-Zn-Si合金中含有Fe的铜合金。

此外，专利文献9中提出在Cu-Zn-Si合金中含有Sn、Fe、Co、Ni、Mn的铜合金。

此处，如专利文献10和非专利文献1中所记载，已知在上述Cu-Zn-Si合金中，即使将组成限制于Cu浓度为60质量％以上，Zn浓度为30质量％以下，Si浓度为10质量％以下，除了基地(matrix)α相以外，也存在β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相这10种金属相，根据情况也存在包含α’、β’、γ’的13种金属相。此外，根据经验众所周知的是，若增加添加元素，则金属组织变得更加复杂，可能会出现新的相和金属间化合物，并且，由平衡状态图得到的合金与实际生产的合金中，在所存在的金属相的构成中会产生较大偏差。此外，众所周知这些相的组成也根据铜合金的Cu、Zn、Si等的浓度和加工热历程(thermal history)而发生变化。

但是，γ相虽然具有优异的切削性能，但由于Si浓度高且硬而脆，若包含许多γ相，则会在恶劣环境下的耐蚀性、冲击特性、高温强度(高温蠕变)等中产生问题。因此，对于包含大量γ相的Cu-Zn-Si合金，也与含有Bi的铜合金或包含许多β相的铜合金属同地在其使用上受到限制。

另外，专利文献3～7中所记载的Cu-Zn-Si合金在基于ISO-6509的脱锌腐蚀试验中显示比较良好的结果。然而，在基于ISO-6509的脱锌腐蚀试验中，为了判定在一般水质中的耐脱锌腐蚀性的良好与否，使用与实际水质完全不同的氯化铜试剂，仅仅以24小时这一短时间进行了评价。即，使用与实际环境不同的试剂以短时间进行评价，因此未能充分评价恶劣环境下的耐蚀性。

并且，专利文献8中提出在Cu-Zn-Si合金中含有Fe的情况。但是，Fe和Si形成比γ相硬而脆的Fe-Si的金属间化合物。该金属间化合物存在如下问题：在切削加工时缩短切削工具的寿命，在抛光时形成硬点而产生外观上的不良情况。并且，将添加元素的Si作为金属间化合物而进行消耗，从而导致合金的性能下降。

此外，专利文献9中，虽然在Cu-Zn-Si合金中添加了Sn和Fe、Co、Mn，但Fe、Co、Mn均与Si进行化合而生成硬而脆的金属间化合物。因此，与专利文献8相同地在切削和抛光时产生问题。此外，根据专利文献9，通过含有Sn、Mn而形成β相，但β相引起严重的脱锌腐蚀，从而提高应力腐蚀破裂的感受性。

专利文献1：日本特开2008-214760号公报

专利文献2：国际公开第2008/081947号

专利文献3：日本特开2000-119775号公报

专利文献4：日本特开2000-119774号公报

专利文献5：国际公开第2007/034571号

专利文献6：国际公开第2006/016442号

专利文献7：国际公开第2006/016624号

专利文献8：日本特表2016-511792号公报

专利文献9：日本特开2004-263301号公报

专利文献10；美国专利第4,055,445号说明书

非专利文献1：美马源次郎、长谷川正治：伸铜技术研究会志，2(1963)，P.62～77

发明内容

本发明是为了解决这样的现有技术问题而完成的，其课题在于提供一种在恶劣环境下的耐蚀性、冲击特性、高温强度优异的易切削性铜合金及易切削性铜合金的制造方法。另外，本说明书中，除非另有说明，耐蚀性是指耐脱锌腐蚀性、耐应力腐蚀破裂性这两者。

为了解决这种课题来实现所述目的，本发明的第1方式的易切削性铜合金的其特征在于，含有75.0质量％以上且78.5质量％以下的Cu、2.95质量％以上且3.55质量％以下的Si、0.07质量％以上且0.28质量％以下的Sn、0.06质量％以上且0.14质量％以下的P、0.022质量％以上且0.25质量％以下的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质，

将Cu的含量设为[Cu]质量％、将Si的含量设为[Si]质量％、将Sn的含量设为[Sn]质量％、将P的含量设为[P]质量％、将Pb的含量设为[Pb]质量％时，具有如下关系：

76.2≤f1＝[Cu]+0.8×[Si]-8.5×[Sn]+[P]+0.5×[Pb]≤80.3、

61.5≤f2＝[Cu]-4.3×[Si]-0.7×[Sn]-[P]+0.5×[Pb]≤63.3，

并且，在金属组织的构成相中，将α相的面积率设为(α)％、将β相的面积率设为(β)％、将γ相的面积率设为(γ)％、将κ相的面积率设为(κ)％、将μ相的面积率设为(μ)％时，具有如下关系：

25≤(κ)≤65、

0≤(γ)≤1.5、

0≤(β)≤0.2、

0≤(μ)≤2.0、

97.0≤f3＝(α)+(κ)、

99.4≤f4＝(α)+(κ)+(γ)+(μ)、

0≤f5＝(γ)+(μ)≤2.5、

27≤f6＝(κ)+6×(γ)^1/2+0.5×(μ)≤70，

并且，γ相的长边的长度为40μm以下，μ相的长边的长度为25μm以下，α相内存在κ相。

本发明的第2方式的易切削性铜合金的特征在于，在本发明的第1方式的易切削性铜合金中，还含有选自0.02质量％以上且0.08质量％以下的Sb、0.02质量％以上且0.08质量％以下的As、0.02质量％以上且0.30质量％以下的Bi的一种或两种以上。

本发明的第3方式的易切削性铜合金的特征在于，含有75.5质量％以上且78.0质量％以下的Cu、3.1质量％以上且3.4质量％以下的Si、0.10质量％以上且0.27质量％以下的Sn、0.06质量％以上且0.13质量％以下的P、0.024质量％以上且0.24质量％以下的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质，

76.6≤f1＝[Cu]+0.8×[Si]-8.5×[Sn]+[P]+0.5×[Pb]≤79.6、

61.7≤f2＝[Cu]-4.3×[Si]-0.7×[Sn]-[P]+0.5×[Pb]≤63.2，

30≤(κ)≤56、

0≤(γ)≤0.8、

(β)＝0、

0≤(μ)≤1.0、

98.0≤f3＝(α)+(κ)、

99.6≤f4＝(α)+(κ)+(γ)+(μ)、

0≤f5＝(γ)+(μ)≤1.5、

32≤f6＝(κ)+6×(γ)^1/2+0.5×(μ)≤62，

并且，γ相的长边的长度为30μm以下，μ相的长边的长度为15μm以下，α相内存在κ相。

本发明的第4方式的易切削性铜合金的特征在于，在本发明的第3方式的易切削性铜合金中还含有选自超过0.02质量％且0.07质量％以下的Sb、超过0.02质量％且0.07质量％以下的As、0.02质量％以上且0.20质量％以下的Bi的一种或两种以上。

本发明的第5方式的易切削性铜合金的特征在于，在本发明的第1～4方式中任一方式的易切削性铜合金中，所述不可避免的杂质即Fe、Mn、Co及Cr的合计量小于0.08质量％。

本发明的第6方式的易切削性铜合金的特征在于，在本发明的第1～5方式中任一方式的易切削性铜合金中，κ相中所含的Sn的量为0.08质量％以上且0.45质量％以下，κ相中所含的P的量为0.07质量％以上且0.24质量％以下。

本发明的第7方式的易切削性铜合金的特征在于，在本发明的第1～6方式中任一方式的易切削性铜合金中，夏比冲击试验(Charpy impact test)值超过14J/cm²且小于50J/cm²，抗拉强度为530N/mm²以上，并且在负载有相当于室温下的0.2％屈服强度(proofstress)的荷载的状态下在150℃下保持100小时之后的蠕变应变为0.4％以下。另外，夏比冲击试验值为U形凹口形状的试片中的值。

本发明的第8方式的易切削性铜合金的特征在于，在本发明的第1～7方式中任一方式的易切削性铜合金中，使用于自来水管用器具、工业用配管构件、与液体接触的器具、汽车用组件或电气产品组件中。

本发明的第9方式的易切削性铜合金的制造方法为本发明的第1～8方式中任一方式的易切削性铜合金的制造方法，该方法的特征在于，具有：

冷加工工序和热加工工序中的任意一者或两者；以及在所述冷加工工序或所述热加工工序之后实施的退火工序，

在所述退火工序中，在510℃以上且575℃以下的温度下保持20分钟至8小时，或者将575℃至510℃的温度区域以0.1℃/分钟以上且2.5℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却，继而，将470℃至380℃的温度区域以超过2.5℃/分钟且小于500℃/分钟的平均冷却速度进行冷却。

本发明的第10方式的易切削性铜合金的制造方法为本发明的第1～8方式中任一方式的易切削性铜合金的制造方法，该方法的特征在于，

包括热加工工序，进行热加工时的材料温度为600℃以上且740℃以下，

当作为所述热加工而进行热挤压时，在冷却过程中，将470℃至380℃的温度区域以超过2.5℃/分钟且小于500℃/分钟的平均冷却速度进行冷却，

当作为所述热加工而进行热锻时，在冷却过程中，将575℃至510℃的温度区域以0.1℃/分钟以上且2.5℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却，将470℃至380℃的温度区域以超过2.5℃/分钟且小于500℃/分钟的平均冷却速度进行冷却。

本发明的第11方式的易切削性铜合金的制造方法为本发明的第1～8方式中任一方式的易切削性铜合金的制造方法，该方法的特征在于，具有：

冷加工工序和热加工工序中的任意一者或两者；以及在所述冷加工工序或所述热加工工序之后实施的低温退火工序，

在所述低温退火工序中，将材料温度设为240℃以上且350℃以下的范围、将加热时间设为10分钟以上且300分钟以下的范围、将材料温度设为T℃、将加热时间设为t分钟时，设为150≤(T-220)×(t)^1/2≤1200的条件。

根据本发明的方式，规定了极力减少切削性功能优异但耐蚀性、冲击特性、高温强度(高温蠕变)差的γ相，且还尽可能减少对切削性有效的μ相的金属组织。还规定了用于得到该金属组织的组成、制造方法。因此，根据本发明的方式，能够提供一种在恶劣环境下的耐蚀性、冲击特性、延展性、耐磨耗性、常温强度、高温强度优异的易切削性铜合金及易切削性铜合金的制造方法。

附图说明

图1为实施例1中的易切削性铜合金(试验No.T05)的组织的电子显微镜照片。

图2为实施例1中的易切削性铜合金(试验No.T53)的组织的金属显微镜照片。

图3为实施例1中的易切削性铜合金(试验No.T53)的组织的电子显微镜照片。

图4中，(a)为实施例2中的试验No.T601的在恶劣的水环境下使用8年之后的截面的金属显微镜照片，(b)为试验No.T602的脱锌腐蚀试验1之后的截面的金属显微镜照片，(c)为试验No.T28的脱锌腐蚀试验1之后的截面的金属显微镜照片。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式的易切削性铜合金及易切削性铜合金的制造方法进行说明。

本实施方式的易切削性铜合金作为水龙头、阀、接头等在人和动物每日摄取的饮用水中使用的器具、阀、接头、滑动组件等电气/汽车/机械/工业用配管构件、与液体接触的器具、组件而使用。

此处，在本说明书中，如[Zn]这样带有括弧的元素符号设为表示该元素的含量(质量％)。

而且，本实施方式中，利用该含量的表示方法如下规定多个组成关系式。

组成关系式f1＝[Cu]+0.8×[Si]-8.5×[Sn]+[P]+0.5×[Pb]

组成关系式f2＝[Cu]-4.3×[Si]-0.7×[Sn]-[P]+0.5×[Pb]

此外，本实施方式中，在金属组织的构成相中设为如下，即，用(α)％表示α相的面积率，用(β)％表示β相的面积率，用(γ)％表示γ相的面积率，用(κ)％表示κ相的面积率，用(μ)％表示μ相的面积率。另外，金属组织的构成相是指α相、γ相、κ相等，并且不含有金属间化合物、析出物、非金属夹杂物等。并且，存在在α相内的κ相包含在α相的面积率中。所有构成相的面积率的和设为100％。

而且，本实施方式中，如下规定多个组织关系式。

组织关系式f3＝(α)+(κ)

组织关系式f4＝(α)+(κ)+(γ)+(μ)

组织关系式f5＝(γ)+(μ)

组织关系式f6＝(κ)+6×(γ)^1/2+0.5×(μ)

本发明的第1实施方式所涉及的易切削性铜合金含有75.0质量％以上且78.5质量％以下的Cu、2.95质量％以上且3.55质量％以下的Si、0.07质量％以上且0.28质量％以下的Sn、0.06质量％以上且0.14质量％以下的P、0.022质量％以上且0.25质量％以下的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质。组成关系式f1设在76.2≤f1≤80.3的范围内，组成关系式f2设在61.5≤f2≤63.3的范围内。κ相的面积率设在25≤(κ)≤65的范围内，γ相的面积率设在0≤(γ)≤1.5的范围内，β相的面积率设在0≤(β)≤0.2的范围内，μ相的面积率设在0≤(μ)≤2.0的范围内。组织关系式f3设在f3≥97.0的范围内，组织关系式f4设在f4≥99.4的范围内，组织关系式f5设在0≤f5≤2.5的范围内，组织关系式f6设在27≤f6≤70的范围内。γ相的长边的长度设为40μm以下，μ相的长边的长度设为25μm以下，α相内存在κ相。

本发明的第2实施方式所涉及的易切削性铜合金含有75.5质量％以上且78.0质量％以下的Cu、3.1质量％以上且3.4质量％以下的Si、0.10质量％以上且0.27质量％以下的Sn、0.06质量％以上且0.13质量％以下的P、0.024质量％以上且0.24质量％以下的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质。组成关系式f1设在76.6≤f1≤79.6的范围内，组成关系式f2设在61.7≤f2≤63.2的范围内。κ相的面积率设在30≤(κ)≤56的范围内，γ相的面积率设在0≤(γ)≤0.8的范围内，β相的面积率设为0，μ相的面积率设在0≤(μ)≤1.0的范围内。组织关系式f3设在f3≥98.0的范围内，组织关系式f4设在f4≥99.6的范围内，组织关系式f5设在0≤f5≤1.5的范围内，组织关系式f6设在32≤f6≤62的范围内。γ相的长边的长度设为30μm以下，μ相的长边的长度设为15μm以下，α相内存在κ相。

并且，本发明的第1实施方式的易切削性铜合金中，还可以含有选自0.02质量％以上且0.08质量％以下的Sb、0.02质量％以上且0.08质量％以下的As、0.02质量％以上且0.30质量％以下的Bi的一种或两种以上。

并且，本发明的第2实施方式的易切削性铜合金中，还可以含有选自超过0.02质量％且0.07质量％以下的Sb、超过0.02质量％且0.07质量％以下的As、0.02质量％以上且0.20质量％以下的Bi的一种或两种以上。

此外，本发明的第1、2实施方式所涉及的易切削性铜合金中，优选κ相中所含的Sn的量为0.08质量％以上且0.45质量％以下，且κ相中所含的P的量为0.07质量％以上且0.24质量％以下。

并且，本发明的第1、2实施方式所涉及的易切削性铜合金中，优选夏比冲击试验值超过14J/cm²且小于50J/cm²，抗拉强度为530N/mm²以上，并且在负载有室温下的0.2％屈服强度(相当于0.2％屈服强度的荷载)的状态下将铜合金在150℃下保持100小时之后的蠕变应变为0.4％以下。

以下，对如上述那样规定成分组成、组成关系式f1、f2、金属组织、组织关系式f3、f4、f5以及机械特性的理由进行说明。

<成分组成>

(Cu)

Cu为本实施方式的合金的主要元素，为了克服本发明的课题，需要至少含有超过75.0质量％的量的Cu。Cu含量小于75.0质量％时，虽然根据Si、Zn、Sn的含量、制造工序而不同，但γ相所占的比例超过1.5％，耐脱锌腐蚀性、耐应力腐蚀破裂性、冲击特性、延展性、常温强度及高温强度(高温蠕变)差。在某些情况下，有时也会出现β相。因此，Cu含量的下限为75.0质量％以上，优选为75.5质量％以上，更优选为75.8质量％以上。

另一方面，Cu含量超过78.5％时，由于大量使用昂贵的铜而使成本提高。进而不仅对耐蚀性、常温强度及高温强度的效果饱和，而且κ相所占的比例也可能变得过多。并且，容易析出Cu浓度高的μ相，或在某些情况下容易析出ζ相、χ相。其结果，虽然根据金属组织的要件而不同，但可能导致切削性、冲击特性、热加工性变差。因此，Cu含量的上限为78.5质量％以下，优选为78.0质量％以下，更优选为77.5质量％以下。

(Si)

Si为为了得到本实施方式的合金的许多优异的特性而所需的元素。Si有助于形成κ相、γ相、μ相等金属相。Si提高本实施方式的合金的切削性、耐蚀性、耐应力腐蚀破裂性、强度、高温强度及耐磨耗性。关于切削性，在α相的情况下，即使含有Si也几乎不会改善切削性。但是，由于通过含有Si而形成的γ相、κ相、μ相等比α相更硬的相，即使不含有大量的Pb，也能够具有优异的切削性。然而，随着γ相或μ相等金属相所占的比例增加，会产生延展性和冲击特性下降的问题、恶劣环境下的耐蚀性下降的问题，以及在可以承受长期使用的高温蠕变特性上产生问题。因此，需要将κ相、γ相、μ相、β相规定在适当的范围内。

并且，Si具有在熔解、铸造时大幅抑制Zn的蒸发的效果，进而随着增加Si含量，能够减小比重。

为了解决这些金属组织的问题并满足所有各种特性，虽然根据Cu、Zn、Sn等的含量而不同，但Si需要含有2.95质量％以上。Si含量的下限优选为3.05质量％以上，更优选为3.1质量％以上，进一步优选为3.15质量％以上。表面上，为了减少Si浓度高的γ相和μ相所占的比例，认为应降低Si含量。但是，深入研究了与其他元素的掺合比例及制造工序的结果，需要如上述那样规定Si含量的下限。并且，虽然根据其他元素的含量、组成的关系式和制造工序而不同，但Si含量约以2.95质量％为界，α相内存在细长的针状κ相，并且Si含量约以3.1质量％为界，针状κ相的量增加。通过存在在α相内的κ相，不损害延展性而提高抗拉强度、切削性、冲击特性、耐磨耗性。以下，也将存在在α相内的κ相称为κ1相。

另一方面，若Si含量过多，则由于本实施方式中重视延展性和冲击特性，使得比α相硬的κ相变得过多而会成为问题。因此，Si含量的上限为3.55质量％以下，优选为3.45质量％以下，更优选为3.4质量％以下，进一步优选为3.35质量％以下。

(Zn)

Zn与Cu、Si一同为本实施方式的合金的主要构成元素，为为了提高切削性、耐蚀性、强度、铸造性所需的元素。另外，Zn虽然作为剩余部分而存在，但如果执意要记载，Zn含量的上限约为21.7质量％以下，下限约为17.5质量％以上。

(Sn)

Sn大幅提高尤其在恶劣环境下的耐脱锌腐蚀性，并提高耐应力腐蚀破裂性、切削性、耐磨耗性。包括多个金属相(构成相)的铜合金中，各金属相的耐蚀性存在优劣，即使最终成为α相和κ相这2相，也会从耐蚀性差的相开始腐蚀而腐蚀扩散。Sn提高耐蚀性最优异的α相的耐蚀性，并且还同时改善耐蚀性第二优异的κ相的耐蚀性。就Sn而言，与分布在α相的量相比，分布在κ相的量约为1.4倍。即分布在κ相的Sn量为分布在α相的Sn量的约1.4倍。Sn量增加多少，κ相的耐蚀性随之进一步提高。随着Sn含量的增加，α相与κ相的耐蚀性的优劣几乎消失，或者至少减小α相与κ相的耐蚀性的差，从而大幅提高作为合金的耐蚀性。

然而，含有Sn会促进γ相的形成。Sn自身不具有优异的切削性功能，但通过形成具有优异的切削性能的γ相，结果提高合金的切削性。另一方面，γ相使合金的耐蚀性、延展性、冲击特性、高温强度变差。与α相相比，Sn分布于γ相中约10倍至约17倍。即分布于γ相的Sn量为分布在α相的Sn量的约10倍至约17倍。与不含Sn的γ相相比，在耐蚀性略有改善的程度下，含有Sn的γ相有所不足。如此，虽然κ相、α相的耐蚀性提高，但在Cu-Zn-Si合金中含有Sn会促进γ相的形成。并且，Sn大多分布于γ相。因此，如果不将Cu、Si、P、Pb这些必要元素设为更加适当的掺合比率并且设为包括制造工序的适当的金属组织状态，则含有Sn将只能略微提高κ相、α相的耐蚀性，反而因γ相的增大而导致合金的耐蚀性、延展性、冲击特性、高温特性降低。并且，κ相含有Sn会提高κ相的切削性。其效果随着与P一同含有Sn而进一步增加。

通过控制包括后述的关系式、制造工序在内的金属组织，能够制成各种特性优异的铜合金。为了发挥这种效果，需要将Sn的含量的下限设为0.07质量％以上，优选为0.10质量％以上，更优选为0.12质量％以上。

另一方面，若Sn含量超过0.28质量％，则γ相所占的比例增加。作为其对策，需要增加Cu浓度并在金属组织中增加κ相，因此有可能无法获得更加良好的冲击特性。Sn含量的上限为0.28质量％以下，优选为0.27质量％以下，更优选为0.25质量％以下。

(Pb)

含有Pb会提高铜合金的切削性。约0.003质量％的Pb固熔于基地中，超过该量的Pb作为直径1μm左右的Pb粒子而存在。Pb即使是微量也对切削性有效，尤其超过0.02质量％时开始发挥显著的效果。本实施方式的合金中，由于将切削性能优异的γ相抑制为1.5％以下，因此少量的Pb代替γ相。

因此，Pb的含量的下限为0.022质量％以上，优选为0.024质量％以上，进一步优选为0.025质量％以上。尤其在与切削性相关的金属组织的关系式f6的值小于32时，Pb的含量优选为0.024质量％以上。

另一方面，Pb对人体有害，且影响冲击特性及高温强度。因此，Pb含量的上限为0.25质量％以下，优选为0.24质量％以下，更优选为0.20质量％以下，最优选为0.10质量％以下。

(P)

P与Sn相同地大幅提高尤其在恶劣环境下的耐脱锌腐蚀性、耐应力腐蚀破裂性。

P与Sn相同地，相对于分布在α相的量，分布在κ相的量约为2倍。即，分布在κ相的P量为分布在α相的P量的约2倍。并且，P对提高α相的耐蚀性的效果显著，但单独添加P时提高κ相的耐蚀性的效果较小。但是，P通过与Sn共存，能够提高κ相的耐蚀性。另外，P几乎不改善γ相的耐蚀性。并且，在κ相含有P会略微提高κ相的切削性。通过一同添加Sn和P，更有效地改善切削性。

为了发挥这些效果，P含量的下限为0.06质量％以上，优选为0.065质量％以上，更优选为0.07质量％以上。

另一方面，即使含有超过0.14质量％的P，不仅耐蚀性的效果饱和，而且容易形成P和Si的化合物，从而冲击特性及延展性会变差，也对切削性产生不良影响。因此，P含量的上限为0.14质量％以下，优选为0.13质量％以下，更优选为0.12质量％以下。

(Sb、As、Bi)

Sb、As均与P、Sn相同地进一步提高尤其在恶劣环境下的耐脱锌腐蚀性、耐应力腐蚀破裂性。

为了通过含有Sb来提高耐蚀性，需要含有0.02质量％以上的Sb，优选含有超过0.02质量％的量的Sb。另一方面，即使含有超过0.08质量％的Sb，耐蚀性提高的效果也会饱和，相反地γ相会增加，因此Sb的含量为0.08质量％以下，优选为0.07质量％以下。

并且，为了通过含有As来提高耐蚀性，需要含有0.02质量％以上的As，优选含有超过0.02质量％的量的As。另一方面，即使含有超过0.08质量％的As，耐蚀性提高的效果也会饱和，因此As的含量为0.08质量％以下，优选为0.07质量％以下。

通过单独含有Sb来提高α相的耐蚀性。Sb为熔点比Sn高的低熔点金属，显示与Sn类似的行迹，与α相相比，大多分布于γ相、κ相。Sb通过与Sn一同添加而具有改善κ相的耐蚀性的效果。然而，无论在单独含有Sb时还是在与Sn和P一同含有Sb时，改善γ相的耐蚀性的效果均较小。含有过量的Sb反而可能会导致γ相增加。

在Sn、P、Sb、As中，As加强α相的耐蚀性。即使κ相被腐蚀，由在α相的耐蚀性得到提高，因此As发挥阻止在连锁反应中发生的α相的腐蚀的作用。然而，无论在单独含有As时还是在与Sn、P、Sb一同含有As时，提高κ相、γ相的耐蚀性的效果均较小。

另外，当一同含有Sb、As时，即使Sb、As的总计含量超过0.10质量％，耐蚀性提高的效果也会饱和，从而延展性、冲击特性降低。因此，优选Sb和As的总量设为0.10质量％以下。另外，Sb与Sn相同地具有改善κ相的耐蚀性的效果。因此，若[Sn]+0.7×[Sb]的量超过0.12质量％，则作为合金的耐蚀性进一步提高。

Bi进一步提高铜合金的切削性。为此，需要含有0.02质量％以上的Bi，优选含有0.025质量％以上的Bi。另一方面，虽然Bi对人体的有害性尚不确定，但从对冲击特性、高温强度的影响考虑，将Bi的含量的上限设为0.30质量％以下，优选设为0.20质量％以下，更优选设为0.15质量％以下，进一步优选设为0.10质量％以下。

(不可避免的杂质)

作为本实施方式中的不可避免的杂质，例如可举出Al、Ni、Mg、Se、Te、Fe、Co、Ca、Zr、Cr、Ti、In、W、Mo、B、Ag及稀土类元素等。

一直以来，易切削性铜合金以回收的铜合金为主原料，而非以电解铜、电解锌等优质原料为主。在该领域的下一工序(下游工序、加工工序)中，对大部分构件、组件实施切削加工，相对材料100以40～80的比例产生大量废弃的铜合金。例如可举出切屑、切边、毛边、横流道(runner)及包含制造上不良的产品等。这些废弃的铜合金成为主原料。若切削的切屑等的分离不充分，则从其他易切削性铜合金混入Pb、Fe、Se、Te、Sn、P、Sb、As、Ca、Al、Zr、Ni及稀土类元素。并且，切削切屑中含有从工具混入的Fe、W、Co、Mo等。由于废料含有电镀的产品，因此混入Ni、Cr。纯铜系废料中混入Mg、Fe、Cr、Ti、Co、In、Ni。从资源的再利用方面以及成本问题考虑，在至少不对特性产生不良影响的范围内，含有这些元素的切屑等废料在一定限度内被用作原料。根据经验，Ni大多从废料等中混入，Ni的量被允许到小于0.06质量％，优选小于0.05质量％。Fe、Mn、Co、Cr等与Si形成金属间化合物，在某些情况下与P形成金属间化合物，从而影响切削性。因此，优选Fe、Mn、Co、Cr各自的量小于0.05质量％，更优选小于0.04质量％。优选Fe、Mn、Co、Cr的含量的总计也设为小于0.08质量％。该总量更优选为小于0.07质量％，进一步优选为小于0.06质量％。优选作为其他元素的Al、Mg、Se、Te、Ca、Zr、Ti、In、W、Mo、B、Ag及稀土类元素各自的量小于0.02质量％，进一步优选小于0.01质量％。

另外，稀土类元素的量为Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Tb及Lu中的一种以上的总量。

(组成关系式f1)

组成关系式f1为表示组成与金属组织之间的关系的公式，即使各元素的量在上述规定的范围内，如果不满足该组成关系式f1，则无法满足本实施方式设为目标的各种特性。组成关系式f1中，Sn被赋予-8.5的较大系数。若组成关系式f1小于76.2，则无论如何在制造工序上花费精力，γ相所占的比例也增加，并且，γ相的长边变长，耐蚀性、冲击特性、高温特性变差。因此，组成关系式f1的下限为76.2以上，优选为76.4以上，更优选为76.6以上，进一步优选为76.8以上。随着组成关系式f1成为更优选的范围，γ相的面积率减小，即使存在γ相，γ相也有被分割的倾向，耐蚀性、冲击特性、延展性、常温下的强度、高温特性进一步提高。若组成关系式f1的值成为76.6以上，则通过在制造工序上花费精力，在α相内变得更明显地存在细长的针状κ相(κ1相)，不损害延展性而提高抗拉强度、切削性、冲击特性。

另一方面，组成关系式f1的上限主要影响κ相所占的比例，若组成关系式f1大于80.3，则在重视延展性和冲击特性的情况下，κ相所占的比例变得过多。并且，μ相变得容易析出。若κ相和μ相过多，则冲击特性、延展性、高温特性、热加工性及耐蚀性变差。因此，组成关系式f1的上限为80.3以下，优选为79.6以下，更优选为79.3以下。

如此，通过将组成关系式f1规定在上述范围内，可得到特性优异的铜合金。另外，关于作为选择元素的As、Sb、Bi及另外规定的不可避免的杂质，综合考虑它们的含量，几乎不影响组成关系式f1，因此在组成关系式f1中并未规定。

(组成关系式f2)

组成关系式f2为表示组成与加工性、各种特性、金属组织之间的关系的公式。若组成关系式f2小于61.5，则金属组织中的γ相所占的比例增加，包括β相在内容易出现其他金属相，并容易残留，从而耐蚀性、冲击特性、冷加工性、高温下的蠕变特性变差。并且，在热锻时晶粒变得粗大，且容易产生破裂。因此，组成关系式f2的下限为61.5以上，优选为61.7以上，更优选为61.8以上，进一步优选为62.0以上。

另一方面，若组成关系式f2超过63.3，则热变形阻力增大，热变形能力下降，热挤出材料和热锻品可能会产生表面破裂。虽然也与热加工率和挤出比有关，但例如进行约630℃的热挤压、热锻(均为刚进行热加工后的材料温度)的热加工很困难。并且，容易出现与热加工方向平行的方向的长度超过300μm，且宽度超过100μm这样的粗大的α相。若存在粗大的α相，则切削性下降，α相和存在在κ相的边界的γ相的长边的长度变长，强度、耐磨耗性也降低。并且，凝固温度的范围即(液相线温度-固相线温度)会超过50℃，铸造时的缩孔(shrinkage cavities)变得显著，无法得到健全的铸件(sound casting)。因此，组成关系式f2的上限为63.3以下，优选为63.2以下，更优选为63.0以下。

如此，通过将组成关系式f2如上述那样规定在狭小的范围内，能够以良好的产率制造特性优异的铜合金。另外，关于作为选择元素的As、Sb、Bi及另外规定的不可避免的杂质，综合考虑它们的含量，几乎不影响组成关系式f2，因此组成关系式f2中并未规定。

(与专利文献的比较)

此处，将上述专利文献3～9中所记载的Cu-Zn-Si合金与本实施方式的合金的组成进行比较的结果示于表1。

本实施方式与专利文献3中，Pb及作为选择元素的Sn的含量不同。本实施方式与专利文献4中，作为选择元素的Sn的含量不同。本实施方式与专利文献5中，Pb的含量不同。本实施方式与专利文献6、7中，在是否含有Zr方面不同。本实施方式与专利文献8中，在是否含有Fe方面不同。本实施方式与专利文献9中，在是否含有Pb方面不同，且在是否含有Fe、Ni、Mn方面也不同。

如上所述，本实施方式的合金与专利文献3～9中所记载的Cu-Zn-Si合金中，组成范围不同。

[表1]

<金属组织>

Cu-Zn-Si合金存在10种以上的相，会产生复杂的相变，仅由组成范围、元素的关系式，未必一定可以得到目标特性。最终通过确定存在于金属组织中的金属相的种类及其范围，能够得到目标特性。

在由多个金属相构成的Cu-Zn-Si合金的情况下，各相的耐蚀性并不相同而存在优劣。腐蚀从耐蚀性最差的相即最容易腐蚀的相，或者从耐蚀性差的相和与该相相邻的相之间的边界开始扩散。在包括Cu、Zn、Si这3种元素的Cu-Zn-Si合金的情况下，例如若将α相、α’相、β(包括β’)相、κ相、γ(包括γ’)相、μ相的耐蚀性进行比较，则耐蚀性的顺序从优异相起依次为α相>α’相>κ相>μ相≥γ相>β相。κ相与μ相之间的耐蚀性的差尤其大。

此处，各相的组成的数值根据合金的组成及各相的占有面积率而变动，可以说如下。

各相的Si浓度从浓度由高到低的顺序依次为μ相>γ相>κ相>α相>α’相≥β相。μ相、γ相及κ相中的Si浓度比合金的Si浓度高。并且，μ相的Si浓度为α相的Si浓度的约2.5～约3倍，γ相的Si浓度为α相的Si浓度的约2～约2.5倍。

各相的Cu浓度从浓度由高到低的顺序依次为μ相>κ相≥α相>α’相≥γ相>β相。μ相中的Cu浓度比合金的Cu浓度高。

专利文献3～6所示的Cu-Zn-Si合金中，切削性功能最优异的γ相主要与α’相共存，或者存在于与κ相、α相之间的边界中。γ相对于铜合金而言恶劣的水质下或环境下，选择性地成为腐蚀的产生源(腐蚀的起点)而腐蚀扩散。当然，如果存在β相，则在γ相腐蚀之前β相开始腐蚀。当μ相与γ相共存时，μ相的腐蚀比γ相略迟或几乎同时开始。例如当α相、κ相、γ相、μ相共存时，若γ相和μ相选择性地进行脱锌腐蚀，则被腐蚀的γ相和μ相通过脱锌现象而成为富含Cu的腐蚀生成物，该腐蚀生成物使κ相或邻近的α’相腐蚀，从而腐蚀连锁反应性地扩散。

另外，包括日本在内世界各地的饮用水的水质多种多样，并且其水质逐渐成为铜合金容易腐蚀的水质。例如虽然具有上限，但由于对人体的安全性问题而用于消毒目的的残留氯的浓度增加，作为自来水管用器具的铜合金成为容易腐蚀的环境。如还包含所述汽车组件、机械组件、工业用配管的构件的使用环境那样，关于夹杂许多溶液的使用环境下的耐蚀性，也可以说与饮用水相同。

另一方面，即使控制γ相或γ相、μ相、β相的量，即大幅减少或消除这些各相的存在比例，由α相、α’相、κ相这3相构成的Cu-Zn-Si合金的耐蚀性也非万无一失。根据腐蚀环境，耐蚀性比α相差的κ相可能被选择性地腐蚀，需要提高κ相的耐蚀性。进而，若κ相被腐蚀，则被腐蚀的κ相成为富含Cu的腐蚀生成物而使α相腐蚀，因此也需要提高α相的耐蚀性。

并且，由于γ相是硬而脆的相，因此在对铜合金构件施加较大负载时，微观上成为应力集中源。因此，γ相增加应力腐蚀破裂感受性，降低冲击特性，进而通过高温蠕变现象来降低高温强度(高温蠕变强度)。μ相主要存在在α相的晶粒边界、α相、κ相的相边界，因此与γ相相同地成为微观应力集中源。通过成为应力集中源或晶界滑移现象，μ相增加应力腐蚀破裂感受性，降低冲击特性，且降低高温强度。在某些情况下，μ相的存在使这些各种特性变差的程度在γ相以上。

然而，若为了改善耐蚀性和所述各种特性而大幅减少或消除γ相或γ相与μ相的存在比例，则仅通过含有少量的Pb和α相、α’相、κ相这3相，可能无法得到令人满意的切削性。因此，为了以含有少量的Pb且具有优异的切削性为前提而改善恶劣的使用环境下的耐蚀性、延展性、冲击特性、强度及高温强度，需要如下规定金属组织的构成相(金属相、结晶相)。

另外，以下，各相所占的比例(存在比例)的单位为面积率(面积％)。

(γ相)

γ相为最有助于Cu-Zn-Si合金的切削性的相，但为了使恶劣环境下的耐蚀性、强度、高温特性、冲击特性成为优异，不得不限制γ相。为了使耐蚀性成为优异，需要含有Sn，但含有Sn会进一步增加γ相。为了同时满足这些相反的现象即切削性和耐蚀性，限定了Sn、P的含量、组成关系式f1、f2、后述组织关系式及制造工序。

(β相及其他相)

为了通过获得良好的耐蚀性而得到高延展性、冲击特性、强度、高温强度，金属组织中所占的β相、γ相、μ相及ζ相等其他相的比例尤为重要。

β相所占的比例至少需要设为0％以上且0.2％以下，优选为0.1％以下，最优选为不存在β相。

除α相、κ相、β相、γ相、μ相以外的ζ相等其他相所占的比例，优选为0.3％以下，更优选为0.1％以下。最优选为不存在ζ相等其他相。

首先，为了得到优异的耐蚀性，需要将γ相所占的比例设为0％以上且1.5％以下，并且将γ相的长边的长度设为40μm以下。

γ相的长边的长度通过以下方法来测定。例如利用500倍或1000倍的金属显微镜照片，在1个视场中测定γ相的长边的最大长度。如后述，该操作例如在5个视场等多个任意视场中进行。计算在各视场中得到的γ相的长边的最大长度的平均值，并作为γ相的长边的长度。因此，γ相的长边的长度也可以说是γ相的长边的最大长度。

γ相所占的比例优选为1.0％以下，进一步优选设为0.8％以下，最优选为0.5％以下。虽然根据Pb的含量和κ相所占的比例而不同，但例如当Pb的含量为0.03质量％以下，或κ相所占的比例为33％以下时，以0.05％以上且小于0.5％的量存在的γ相对耐蚀性等各种特性的影响更小，从而能够提高切削性。

由于γ相的长边的长度影响耐蚀性，因此γ相的长边的长度为40μm以下，优选为30μm以下，更优选为20μm以下。

γ相的量越多，γ相越容易选择性地被腐蚀。并且，γ相连续得越长，越容易与之相应地选择性地被腐蚀，腐蚀向深度方向的扩散越快。并且，被腐蚀的部分越多，越影响存在于被腐蚀的γ相的周围的α’相和κ相、α相的耐蚀性。

γ相所占的比例及γ相的长边的长度与Cu、Sn、Si的含量及组成关系式f1、f2具有很大关连。

若γ相变得越多，则延展性、冲击特性、高温强度、耐应力腐蚀破裂性变得越差，因此γ相需要为1.5％以下，优选为1.0％以下，更优选为0.8％以下，最优选为0.5％以下。存在于金属组织中的γ相在负载有高应力时成为应力集中源。并且，结合γ相的结晶结构为BCC的情况，高温强度降低，且冲击特性、耐应力腐蚀破裂性降低。其中，当κ相所占的比例为30％以下时，切削性上多少存在问题，作为对耐蚀性、冲击特性、延展性、高温强度影响小的量，也可以存在0.1％左右的γ相。并且，0.1％～1.2％的γ相提高耐磨耗性。

(μ相)

由于μ相虽然具有提高切削性的效果，但从影响耐蚀性以及延展性、冲击特性、高温特性方面考虑，至少需要将μ相所占的比例设为0％以上且2.0％以下。μ相所占的比例优选为1.0％以下，更优选为0.3％以下，最优选为不存在μ相。μ相主要存在于晶粒边界、相边界。因此，在恶劣环境下，μ相在μ相所存在的晶粒边界产生晶界腐蚀。并且，若施加冲击作用，则容易产生以存在于晶界的硬质μ相为起点的裂痕。并且，例如在用于汽车的发动机转动的阀或在高温高压气阀中使用铜合金时，若在150℃的高温下长时间进行保持，则晶界容易产生滑移、蠕变。因此，需要限制μ相的量，同时将主要存在于晶粒边界的μ相的长边的长度设为25μm以下。μ相的长边的长度优选为15μm以下，更优选为5μm以下，进一步优选为4μm以下，最优选为2μm以下。

μ相的长边的长度可通过与γ相的长边的长度的测定方法相同的方法来测定。即，根据μ相的大小，例如使用500倍或1000倍的金属显微镜照片或2000倍或5000倍的二次电子像照片(电子显微镜照片)，在1个视场中测定μ相的长边的最大长度。该操作在例如5个视场等多个任意视场中进行。计算在各视场中得到的μ相的长边的最大长度的平均值，并作为μ相的长边的长度。因此，μ相的长边的长度也可以说是μ相的长边的最大长度。

(κ相)

在近年来的高速切削条件下，包括切削阻力、切屑排出性在内的材料的切削性能很重要。但是，在将具有最优异的切削性功能的γ相所占的比例限制在1.5％以下的状态下，为了具备特别优异的切削性，需要将κ相所占的比例至少设为25％以上。κ相所占的比例优选为30％以上，更优选为32％以上，最优选为34％以上。并且，若κ相所占的比例为满足切削性的最低限度的量，则富有延展性，冲击特性优异，耐蚀性、高温特性、耐磨耗性变得良好。

硬质的κ相所占的比例增加并且切削性提高，抗拉强度提高。但是，另一方面，随着κ相的增加，延展性和冲击特性逐渐降低。而且，若κ相所占的比例达到某个恒定量，则切削性提高的效果也饱和，而且若κ相增加，则切削性反而降低。并且，若κ相所占的比例达到某个恒定量，则随着延展性的降低，抗拉强度饱和，冷加工性、热加工性也变差。当考虑到延展性和冲击特性的降低、切削性时，需要将κ相所占的比例设为65％以下。即，需要将金属组织中所占的κ相的比例大致设为2/3以下。κ相所占的比例优选为56％以下，更优选为52％以下，最优选为48％以下。

为了在将切削性能优异的γ相的面积率限制在1.5％以下的状态下得到优异的切削性，需要提高κ相和α相其自身的切削性。即，通过使κ相中含有Sn、P，κ相的切削性提高。通过使α相内存在针状κ相，α相的切削性提高，不过大损害延展性而提高合金的切削性能。作为金属组织中所占的κ相的比例，为了具备全部延展性、强度、冲击特性、耐蚀性、高温特性、切削性及耐磨耗性，最优选为约33％～约52％。

(α相中的细长的针状κ相(κ1相)的存在)

若满足上述组成、组成关系式、工序的要件，则α相内将存在针状κ相。该κ相比α相硬。并且，α相内的κ相(κ1相)的厚度为约0.1μm至约0.2μm左右(约0.05μm～约0.5μm)，就该κ相(κ1相)而言，厚度薄，细长，且为针状。通过使α相中存在厚度薄且细长的针状κ相(κ1相)，能够得到以下效果。

1)α相加强，作为合金的抗拉强度提高。

2)α相的切削性提高，切削阻力和切屑分割性等切削性提高。

3)由于存在在α相内，因此不对耐蚀性产生不良影响。

4)α相加强，耐磨耗性提高。

存在在α相中的针状κ相影响Cu、Zn、Si等构成元素和关系式。尤其，若Si量约为2.95％以上，则α相中开始存在针状κ相(κ1相)。当Si量为约3.05％或约3.1％以上时，更加明显量的κ1相存在在α相中。当组成关系式f2为63.0以下、进一步为62.5以下时，κ1相变得更容易存在。

能够使用500倍或1000倍左右倍率的金属显微镜镜来确认析出在α相内且厚度薄的细长的针状κ相(κ1相)。但是，由于很难计算其面积率，因此α相中的κ1相设为包含在α相的面积率。

(组织关系式f3、f4、f5、f6)

并且，为了得到优异的耐蚀性、冲击特性及高温强度，需要α相、κ相所占的比例的总计(组织关系式f3＝(α)+(κ))为97.0％以上。f3的值优选为98.0％以上，更优选为98.5％以上，最优选为99.0％以上。同样地，α相、κ相、γ相、μ相所占的比例的总计(组织关系f4＝(α)+(κ)+(γ)+(μ))为99.4％以上，优选为99.6％以上。

此外，需要γ相、μ相所占的比例的总计(f5＝(γ)+(μ))为2.5％以下。f5的值优选为1.5％以下，进一步优选为1.0％以下，最优选为0.5％以下。其中，当κ相的比例低时，切削性略有问题。因此，以不过度影响冲击特性的程度含有0.05～0.5％左右的γ相也可以。

此处，在金属组织的关系式f3～f6中，以α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相这10种金属相为对象，金属间化合物、Pb粒子、氧化物、非金属夹杂物、未熔解物质等不作为对象。并且，存在在α相的针状κ相包含在α相中，在金属显微镜镜中观察不到的μ相被排除在外。另外，通过Si、P及不可避免地混入的元素(例如Fe、Co、Mn)形成的金属间化合物在金属相面积率的适用范围外。但是，这些金属间化合物影响切削性，因此需要关注不可避免的杂质。

(组织关系式f6)

本实施方式的合金中，在Cu-Zn-Si合金中虽然将Pb的含量保持在最小限度，切削性也良好，而且尤其需要满足所有优异的耐蚀性、冲击特性、延展性、常温强度、高温强度。然而，切削性与优异的耐蚀性、冲击特性为相反的特性。

从金属组织方面考虑，包含越多的切削性能最优异的γ相，切削性越好，但从耐蚀性、冲击特性及其他特性方面考虑，不得不减少γ相。得知了当γ相所占的比例为1.5％以下时，为了得到良好的切削性，需要根据实验结果将上述组织关系式f6的值设在适当的范围内。

γ相的切削性能最优异，但尤其当γ相为少量时，即γ相率为1.5％以下时，将比κ相所占的比例((κ))高6倍的系数提供给γ相所占的比例((γ)(％))的平方根的值。为了得到良好的切削性能，需要组织关系式f6为27以上。f6的值优选为32以上，更优选为34以上。当组织关系式f6的值为28～32时，为了得到优异的切削性能，优选Pb的含量为0.024质量％以上或者κ相中所含的Sn的量为0.11质量％以上。

另一方面，若组织关系式f6超过62或70，则切削性反而变差，并且冲击特性、延展性明显变差。因此，需要组织关系式f6为70以下。f6的值优选为62以下，更优选为56以下。

(κ相中所含的Sn、P的量)

为了提高κ相的耐蚀性，优选在合金中含有0.07质量％以上且0.28质量％以下的量的Sn，并且含有0.06质量％以上且0.14质量％以下的量的P。

本实施方式的合金中，Sn的含量为0.07～0.28质量％时，且将分布在α相的Sn量设为1时，Sn以在κ相中约1.4、于γ相中约10～约17、于μ相中约2～约3的比例被分布。通过在制造工序上花费精力，也能够将分布于γ相的量减少为分布在α相的量的约10倍。例如，在本实施方式的合金的情况下，在含有0.2质量％的量的Sn的Cu-Zn-Si-Sn合金中α相所占的比例为50％、κ相所占的比例为49％、γ相所占的比例为1％时，α相中的Sn浓度约为0.15质量％，κ相中的Sn浓度约为0.22质量％，γ相中的Sn浓度约为1.8质量％。另外，若γ相的面积率大，则γ相中耗费的(消耗的)Sn的量增加，分布在κ相、α相的Sn的量减少。因此，若γ相的量减少，则如后述那样Sn有效地利用于耐蚀性、切削性中。

另一方面，将分布在α相的P量设为1时，P以在κ相中约2、于γ相中约3、于μ相中约3的比例被分布。例如，在本实施方式的合金的情况下，在含有0.1质量％的P的Cu-Zn-Si合金中α相所占的比例为50％、κ相所占的比例为49％、γ相所占的比例为1％时，α相中的P浓度约为0.06质量％，κ相中的P浓度约为0.12质量％，γ相中的P浓度约为0.18质量％。

Sn、P这两者提高α相、κ相的耐蚀性，但与α相中所含的Sn、P的量相比，κ相中所含的Sn、P的量分别为约1.4倍、约2倍。即，κ相中所含的Sn量为α相中所含的Sn量的约1.4倍，κ相中所含的P量为α相中所含的P量的约2倍。因此，κ相的耐蚀性的提高程度优在α相的耐蚀性的提高程度。其结果，κ相的耐蚀性接近α相的耐蚀性。另外，通过一同添加Sn和P，尤其可实现κ相的耐蚀性的提高，但包括含量的不同在内，Sn对耐蚀性的贡献度大于P。

当Sn的含量小于0.07质量％时，κ相的耐蚀性、耐脱锌腐蚀性比α相的耐蚀性、耐脱锌腐蚀性差，因此在恶劣的水质下，κ相有时会选择性地被腐蚀。Sn在κ相中的较多分布使耐蚀性比α相差的κ相的耐蚀性提高，使含有一定浓度以上的Sn的κ相的耐蚀性接近α相的耐蚀性。同时，在κ相中含有Sn，提高κ相的切削性功能，并提高耐磨耗性。为此，κ相中的Sn浓度优选为0.08质量％以上，更优选为0.11质量％以上，进一步优选为0.14质量％以上。

另一方面，Sn大多分布于γ相，但即使在γ相中含有大量的Sn，也主要由于γ相的结晶结构为BCC结构的理由，因而γ相的耐蚀性几乎不会提高。不仅如此，若γ相所占的比例较多，则分布在κ相的Sn的量减少，因此κ相的耐蚀性提高的程度减小。若γ相的比例减小，则分布在κ相的Sn的量增加。若κ相中分布有大量的Sn，则κ相的耐蚀性、切削性能提高，从而能够补偿γ相的切削性的损失量。在κ相中含有规定量以上的Sn的结果，认为κ相自身的切削性功能、切屑的分割性能得到提高。其中，若κ相中的Sn浓度超过0.45质量％，则合金的切削性提高，但κ相的韧性开始受损。若进一步重视韧性，则κ相中的Sn浓度的上限优选为0.45质量％以下，更优选为0.40质量％以下，进一步优选为0.35质量％以下。

另一方面，若Sn的含量增加，则从与其他元素、Cu、Si之间的关系等考虑，减少γ相的量会变得困难。为了将γ相所占的比例设为1.5％以下、进一步设为0.8％以下，需要将合金中的Sn的含量设为0.28质量％以下，优选将Sn的含量设为0.27质量％以下。

与Sn相同地，若P大多分布在κ相，则耐蚀性提高并且有助于提高κ相的切削性。其中，当含有过量的P时，耗费在形成Si的金属间化合物中而使特性变差，或者过量的P的固熔使冲击特性和延展性受损。κ相中的P浓度的下限值优选为0.07质量％以上，更优选为0.08质量％以上。κ相中的P浓度的上限值优选为0.24质量％以下，更优选为0.20质量％以下，进一步优选为0.16质量％以下。

<特性>

(常温强度及高温强度)

作为包括饮用水的阀、器具、汽车在内的各种领域中所需的强度，适用于压力容器的裂断应力(breaking stress)的抗拉强度视为重要。并且，例如在靠近汽车的发动机室的环境下使用的阀或高温/高压阀，在最高150℃的温度环境下使用，但此时当然会要求在施加有应力时不会变形或被破坏。在压力容器的情况下，其容许应力影响抗拉强度。

为此，作为热加工材料的热挤出材料及热锻材料，优选在常温下的抗拉强度为530N/mm²以上的高强度材料。常温下的抗拉强度优选为550N/mm²以上。实质上，热锻材料一般不实施冷加工。

另一方面，在某些情况下，热加工材料被冷拉伸、拉线而强度提高。本实施方式的合金中，在实施冷加工的情况下冷加工率为15％以下时，冷加工率每上升1％，抗拉强度上升约12N/mm²。相反，冷加工率每减少1％，冲击特性减少约4％或5％。例如，当对抗拉强度为560N/mm²、冲击值为30J/cm²的合金材料实施冷加工率5％的冷拉伸来制作冷加工材料时，冷加工材料的抗拉强度约为620N/mm²，冲击值约成为23J/cm²。若冷加工率不同，则抗拉强度、冲击值不能唯一确定。

另一方面，当进行拉伸、拉线的冷加工、继而实施适当条件的热处理时，与热挤出材料相比，抗拉强度、冲击特性均提高。通过冷加工，强度提高，冲击特性降低。通过热处理，γ相减少，κ相的比例增加，在α相内存在针状κ相。并且，基地的α相、κ相得到恢复。由此，与热挤出材料相比，耐蚀性、抗拉强度、冲击值均大幅提高，被制成更高强度且高韧性的合金。

关于高温强度，优选在负载有相当于室温的0.2％屈服强度的应力的状态下，在150℃下将铜合金保持100小时后的蠕变应变为0.4％以下。该蠕变应变更优选为0.3％以下，进一步优选为0.2％以下。该情况下，即使如高温高压阀、靠近汽车的发动机室的阀材料等那样曝露于高温下，也不易变形，高温强度优异。

另外，在含有60质量％的Cu、3质量％的Pb且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质的含Pb的易切削黄铜的情况下，热挤出材料、热锻品在常温下的抗拉强度为360N/mm²～400N/mm²。并且，即使在负载有相当于室温的0.2％屈服强度的应力的状态下，将合金在150℃下曝露100小时之后，蠕变应变也约为4～5％。因此，与现有的含有Pb的易切削黄铜相比，本实施方式的合金的抗拉强度、耐热性为较高水准。即，本实施方式的合金在室温下具备高强度，即使附加该高强度而长时间曝露于高温下也几乎不变形，因此能够利用高强度来实现薄壁化/轻量化。尤其在高压阀等锻造材料的情况下无法实施冷加工，因此通过利用高强度来实现高性能、薄壁化及轻量化。

本实施方式的合金的高温特性对于挤出材料、实施了冷加工的材料也大致相同。即，通过实施冷加工，0.2％屈服强度提高，但即使在施加了相当于较高的0.2％屈服强度的荷载的状态下，将合金在150℃下曝露100小时之后的蠕变应变也为0.4％以下且具备高耐热性。高温特性主要影响β相、γ相、μ相的面积率，面积率越高，该高温特性变得越差。并且，存在在α相的晶粒边界和相边界的μ相、γ相的长边的长度越长，该高温特性变得越差。

(耐冲击性)

通常，在材料具有高强度时变脆。在切削时切屑的分割性优异的材料被认为具有某种脆性。冲击特性与切削性和强度在某些方面是相反的特性。

然而，当铜合金使用于阀、接头等饮用水器具、汽车组件、机械组件、工业用配管等各种构件时，铜合金不仅需要为高强度，还需要耐冲击的特性。具体而言，用U形凹口试片进行夏比冲击试验时，夏比冲击试验值优选为超过14J/cm²，更优选为17J/cm²以上。尤其，关于未实施冷加工的热锻材料、挤出材料等各热处理材料，用U形凹口试片进行夏比冲击试验时，夏比冲击试验值优选为17J/cm²以上，更优选为20J/cm²以上，进一步优选为24J/cm²以上。本实施方式的合金为关于切削性优异的合金，即使考虑到用途，也不需要夏比冲击试验值超过50J/cm²。若夏比冲击试验值超过50J/cm²，则韧性反而增加，因此切削阻力增大，切屑变得容易连接等切削性变差。因此，夏比冲击试验值优选为小于50J/cm²。

若硬质的κ相增加或κ相中的Sn浓度变高，则强度、切削性提高，但韧性即冲击特性降低。因此，强度和切削性与韧性(冲击特性)为相反的特性。通过下式定义强度中加入了冲击特性的强度指数。

(强度指数)＝(抗拉强度)+25×(夏比冲击值)^1/2

关于热加工材料(热挤出材料、热锻材料)及实施了加工率约为10％左右的轻度冷加工的冷加工材料，若强度指数为670以上，则可以说为高强度且具备韧性的材料。强度指数优选为680以上，更优选为690以上。

冲击特性与金属组织有密切的关系，γ相使冲击特性变差。并且，若μ相存在在α相的晶粒边界、α相、κ相、γ相的相边界，则晶粒边界及相边界变脆而冲击特性变差。

研究结果得到，若在晶粒边界、相边界存在长边的长度超过25μm的μ相，则冲击特性尤其变差。因此，所存在的μ相的长边的长度为25μm以下，优选为15μm以下，更优选为5μm以下，最优选为2μm以下。并且，同时与α相和κ相相比，存在于晶粒边界的μ相在恶劣环境下容易被腐蚀而产生晶界腐蚀，并且使高温特性变差。

另外，在μ相的情况下，若其占有比例减小，且μ相的长度较短，宽度变窄，则在500倍或1000倍左右倍率的金属显微镜镜中变得难以确认。当μ相的长度为5μm以下时，若用倍率为2000倍或5000倍的电子显微镜镜进行观察，则有时能够在晶粒边界、相边界观察μ相。

<制造工序>

接着，对本发明的第1、2实施方式的易切削性铜合金的制造方法进行说明。

本实施方式的合金的金属组织不仅在组成中发生变化，而且在制造工序中也发生变化。不仅影响热挤压、热锻的热加工温度、热处理温度和热处理条件，而且热加工和热处理的冷却过程中的平均冷却速度也受到影响。进行深入研究的结果得知，在热加工和热处理的冷却过程中，金属组织较大影响470℃至380℃的温度区域下的冷却速度及575℃至510℃尤其570℃至530℃的温度区域下的平均冷却速度。

本实施方式的制造工序对本实施方式的合金而言为必要的工序，具有与组成的平衡，但基本发挥以下重要效果。

1)减少使耐蚀性、冲击特性变差的γ相，并减小γ相的长边的长度。

2)控制使耐蚀性、冲击特性变差的μ相，并控制μ相的长边的长度。

3)使针状κ相析出在α相内。

4)通过减少γ相的量并且减少固熔于γ相的Sn的量来增加固熔在κ相和α相的Sn的量(浓度)。

(熔解铸造)

熔解在比本实施方式的合金的熔点(液相线温度)高约100℃～约300℃的温度即约950℃～约1200℃下进行。铸造在比熔点高约50℃～约200℃的温度即约900℃～约1100℃下进行。浇铸于规定的铸模中，并通过气冷、缓冷却、水冷等几种冷却方式来进行冷却。而且，凝固后，构成相发生各种变化。

(热加工)

作为热加工，可举出热挤压、热锻。

关于热挤压，虽然根据设备能力而不同，但优选在实际进行热加工时的材料温度、具体而言刚通过挤出模后的温度(热加工温度)为600～740℃的条件下实施热挤压。若在超过740℃的温度下进行热加工，则在塑性加工时形成许多β相，有时β相会残留，γ相也有较多残留，从而对冷却后的构成相产生不良影响。并且，即使在下一工序中实施热处理，也影响热加工材料的金属组织。具体而言，与在740℃以下的温度下进行热加工时相比，在超过740℃的温度下实施热加工时，γ相变多，或者在某些情况下β相残留或发生热加工破裂。另外，热加工温度优选为670℃以下，更优选为645℃以下。若于645℃以下实施热挤压，则热挤出材料的γ相减少。当对该热挤出材料接着实施热锻和热处理而制作热锻材料、热处理材料时，热锻材料、热处理材料的γ相的量变得更少。

而且，进行冷却时，将470℃至380℃的温度区域下的平均冷却速度设为超过2.5℃/分钟且小于500℃/分钟。470℃至380℃的温度区域下的平均冷却速度优选为4℃/分钟以上，更优选为8℃/分钟以上。由此，防止μ相增加。

并且，当热加工温度较低时，热下的变形阻力增大。从变形能力方面考虑，热加工温度的下限优选为600℃以上，更优选为605℃以上。当挤出比为50以下时或热锻成比较简单的形状时，能够于600℃以上实施热加工。考虑宽裕，热加工温度的下限优选为605℃。虽然根据设备能力而不同，但从金属组织的构成相的观点考虑，热加工温度优选尽可能低。

考虑可实测的测定位置，热加工温度定义为热挤压或热锻后约3秒后的可实测的热加工材料的温度。金属组织受刚受到大塑性变形的加工后的温度影响。

含有1～4质量％的量的Pb的黄铜合金占铜合金挤出材料的绝大部分，在该黄铜合金的情况下，除了挤出直径大、例如直径约超过38mm的以外，通常在热挤压后卷绕成线圈。挤出的铸锭(小坯)被挤出装置夺去热量从而温度降低。挤出材料通过与卷绕装置接触而被夺去热量，从而温度进一步降低。从最初挤出的铸锭温度，或从挤出材料的温度，以比较快的平均冷却速度发生约50℃～100℃的温度下降。之后，卷绕的线圈通过保温效果，虽然根据线圈的重量等而不同，但以约2℃/分钟的比较慢的平均冷却速度将470℃至380℃的温度区域进行冷却。当材料温度达到约300℃时，其之后的平均冷却速度进一步变慢，因此有时会考虑到处理而进行水冷。在含有Pb的黄铜合金的情况下，以约600～800℃进行热挤压，但刚挤出后的金属组织中存在大量的富有热加工性的β相。若挤出后的平均冷却速度快，则冷却后的金属组织中残留大量的β相，从而耐蚀性、延展性、冲击特性、高温特性变差。为了避免这种情况，以利用了挤出线圈的保温效果等的比较慢的平均冷却速度进行冷却，由此使β相变为α相，从而成为富含α相的金属组织。如所述，刚挤出后，挤出材料的平均冷却速度比较快，因此通过减缓之后的冷却而成为富含α相的金属组织。另外，专利文献1中虽然没有关于平均冷却速度的记载，但揭示了为了减少β相并使β相孤立，进行缓冷却直至挤出材料的温度成为180℃以下。

如上所述，以与现有的含有Pb的黄铜合金的制造方法完全不同的冷却速度来制造本实施方式的合金。

(热锻)

作为热锻的原材料主要使用热挤出材料，但也可以使用连续铸造棒。与热挤压相比，热锻中加工成复杂的形状，因此锻造前的原材料的温度较高。但是，成为锻造品的主要部位的施加有大塑性加工的热锻材料的温度即自锻造后约3秒后的材料温度优选与挤出材料相同为600℃至740℃。

另外，只要降低制造热挤压棒时的挤压温度，并设为γ相少的金属组织，则在对该热挤压棒实施热锻时，即使热锻温度高，也可以得到γ相少的热锻组织。

此外，通过在锻造后的平均冷却速度上花费精力，能够得到具备耐蚀性、切削性等各种特性的材料。即，在热锻后经过3秒的时点的锻造材料的温度为600℃以上740℃以下。在之后的冷却过程中，若在575℃至510℃的温度区域，尤其在570℃至530℃的温度区域中，若以0.1℃/分钟以上且2.5℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却，则γ相减少。考虑到经济性，将575℃至510℃的温度区域下的平均冷却速度的下限值设为0.1℃/分钟以上，若平均冷却速度超过2.5℃/分钟，则γ相的量的减少变得不充分。该575℃至510℃的温度区域下的平均冷却速度优选为1.5℃/分钟以下，更优选为1℃/分钟以下。而且，将470℃至380℃的温度区域下的平均冷却速度设为超过2.5℃/分钟且小于500℃/分钟。470℃至380℃的温度区域下的平均冷却速度优选为4℃/分钟以上，更优选为8℃/分钟以上。由此，防止μ相增加。如此，在575～510℃的温度区域中，以2.5℃/分钟以下，优选为1.5℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却。并且，在470至380℃的温度区域中，以超过2.5℃/分钟，优选为4℃/分钟以上的平均冷却速度进行冷却。如此，在575～510℃的温度区域中减缓平均冷却速度，在470至380℃的温度区域中相反地加快平均冷却速度，由此制成更合适的材料。

(冷加工工序)

为了提高尺寸精度，或为了使挤出的线圈成为直线，也可以对热挤出材料实施冷加工。详细而言，针对热挤出材料或热处理材料，以约2％～约20％(优选约为2％～约15％，更优选约为2％～约10％)的加工率实施冷拉伸，然后进行矫正(复合拉伸、矫正)。或者，针对热挤出材料或热处理材料，以约2％～约20％(优选约为2％～约15％，更优选约为2％～约10％)的加工率实施冷拉线加工。另外，冷加工率大致为0％，但有时仅通过矫正设备来提高棒材的线性度。

(热处理(退火))

就热处理而言，例如在热挤压中加工成无法挤出的小尺寸时，在冷拉伸或冷拉线后根据需要而实施热处理，并使其再结晶即使材料变软。并且，在热加工材料中，也在如需要几乎没有加工应变的材料时或设为适当的金属组织时，根据需要而在热加工后实施热处理。

在含有Pb的黄铜合金中，也根据需要而实施热处理。在专利文献1的含有Bi的黄铜合金的情况下，在350～550℃、1～8小时的条件下进行热处理。

在本实施方式的合金的情况下，若在510℃以上且575℃以下的温度下保持20分钟以上且8小时以下，则耐蚀性、冲击特性、高温特性提高。但是，若在材料的温度超过620℃的条件下进行热处理，则反而形成许多γ相或β相，并使α相变得粗大。作为热处理条件，热处理的温度为575℃以下即可，优选为570℃以下。在低于510℃的温度的热处理中，γ相的减少略有停止，并出现μ相。因此，热处理的温度优选为510℃以上，更优选为530℃以上。热处理的时间(以热处理的温度保持的时间)需要在510℃以上且575℃以下的温度下至少保持20分钟以上。保持时间有助于减少γ相，因此保持时间优选为30分钟以上，更优选为50分钟以上，最优选为80分钟以上。从经济性考虑，保持时间的上限为480分钟以下，优选为240分钟以下。

另外，热处理的温度优选为530℃以上且570℃以下。与530℃以上且570℃以下的热处理相比，在510℃以上且小于530℃的热处理的情况下，为了减少γ相，需要2倍或3倍以上的热处理时间。

通过热处理的时间(t)(分钟)和热处理的温度(T)(℃)来定义由以下数式所表示的热处理的值。

(热处理的值)＝(T-500)×t

其中，T为540℃以上时设为540。

上述热处理的值优选为800以上，更优选为1200以上。

如所述，利用热挤压和热锻后的高温状态，通过在平均冷却速度上花费精力，在相当于在510℃以上且575℃以下的温度区域中保持20分钟以上的条件下，即在冷却过程中将575℃至510℃的温度区域以0.1℃/分钟以上且2.5℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却，由此能够改善金属组织。将575℃至510℃的温度区域以2.5℃/分钟以下进行冷却的情况与在510℃以上且575℃以下的温度区域中保持20分钟的情况在时间上大致相同。简单计算时，成为以510℃以上且575℃以下的温度加热26分钟的情况。平均冷却速度优选为1.5℃/分钟以下，更优选为1℃/分钟以下。考虑到经济性，则平均冷却速度的下限设为0.1℃/分钟以上。

作为另一个热处理方法，当在热挤出材料、热锻品或冷拉伸、拉线的材料在热源内移动的连续热处理炉的情况下，若超过620℃，则为如所述的问题。但是，通过暂且将材料的温度提升至575℃以上且620℃以下，继而在相当于在510℃以上且575℃以下的温度区域保持20分钟以上的条件下，即将510℃以上且575℃以下的温度区域以0.1℃/分钟以上且2.5℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却，由此能够改善金属组织。575℃至510℃的温度区域下的平均冷却速度优选为2℃/分钟以下，更优选为1.5℃/分钟以下，进一步优选为1℃/分钟以下。当然，并不局限于575℃以上的设定温度，例如当最高到达温度为540℃时，也可以在540℃至510℃的温度上至少通过20分钟以上，优选为在(T-500)×t的值成为800以上的条件下通过。若将最高到达温度在550℃以上提高到略高的温度，则能够确保生产性，并能够得到期望的金属组织。

热处理的优点并非仅提高耐蚀性、高温特性。若针对热加工材料，以3％～20％的加工率实施冷加工(例如冷拉伸或拉线)，继而进行510℃以上且575℃以下的热处理，或者在与其相当的连续退火炉中进行热处理，则抗拉强度成为550N/mm²以上，超过热加工材料的抗拉强度。同时，热处理材料的冲击特性超过热加工材料的冲击特性。具体而言，热处理材料的冲击特性有时至少达到14J/cm²以上、17J/cm²以上或20J/cm²以上。而且，强度指数超过690。认为该原理如下。当冷加工率为3～20％、加热温度为510℃～575℃时，α相、κ相这两种相虽然充分得到恢复，但两种相中多少残留有加工应变。在金属组织中，硬质的γ相减少时，κ相增加，针状κ相存在在α相内，α相加强。其结果，延展性、冲击特性、抗拉强度、高温特性、强度指数均超过热加工材料。作为易切削性铜合金，在广泛地一般使用的铜合金中，若在实施了3～20％的冷加工之后加热至510℃～575℃，则通过再结晶而变软。

当然，若在规定的热处理之后以15％以下的冷加工率实施冷加工，则冲击特性变得略低，但制成强度更高的材料，强度指数超过690。

通过采用这种制造工序，制成耐蚀性优异，且冲击特性、延展性、强度、切削性优异的合金。

在这些热处理中，材料也冷却至常温，但在冷却过程中，需要将470℃至380℃的温度区域下的平均冷却速度设为超过2.5℃/分钟且小于500℃/分钟。470℃至380℃的温度区域下的平均冷却速度优选为4℃/分钟以上。即，需要以500℃附近为界而加快平均冷却速度。通常，从炉中进行的冷却中，温度更低的一方的平均冷却速度越慢。

关于本实施方式的合金的金属组织，在制造工序中重要的是，在热处理后或热加工后的冷却过程中470℃至380℃的温度区域下的平均冷却速度。当平均冷却速度为2.5℃/分钟以下时，μ相所占的比例增大。μ相主要以晶粒边界、相边界为中心而形成。在恶劣环境下，μ相比α相、κ相的耐蚀性差，因此成为μ相的选择腐蚀和晶界腐蚀的原因。并且，与γ相相同地，μ相成为应力集中源或成为晶界滑移的原因，降低冲击特性和高温强度。优选为在热加工后的冷却中，470℃至380℃的温度区域下的平均冷却速度超过2.5℃/分钟，优选为4℃/分钟以上，更优选为8℃/分钟以上，进一步优选为12℃/分钟以上。在热加工后材料温度从580℃以上的高温急冷时，例如，若以500℃/分钟以上的平均冷却速度进行冷却，则可能导致残留有许多β相、γ相。因此，平均冷却速度的上限优选为小于500℃/分钟，更优选为300℃/分钟以下。

若用2000倍或5000倍的电子显微镜镜观察金属组织，则是否存在μ相的边界的平均冷却速度在470℃至380℃的温度区域中约为8℃/分钟。尤其，较大影响各种特性的临界的平均冷却速度在470℃至380℃的温度区域中为2.5℃/分钟或4℃/分钟。当然，μ相的出现也依赖于组成，Cu浓度越高、Si浓度越高、金属组织的关系式f1的值越大、f2的值越低，μ相的形成越快速进行。

即，若470℃至380℃的温度区域的平均冷却速度慢于8℃/分钟，则析出于晶界的μ相的长边的长度约超过1μm，随着平均冷却速度变慢而进一步生长。而且，若平均冷却速度约成为5℃/分钟，则μ相的长边的长度从约3μm成为约10μm。若平均冷却速度约成为2.5℃/分钟以下，则μ相的长边的长度超过15μm，在某些情况下超过25μm。若μ相的长边的长度约达到10μm，则在1000倍的金属显微镜镜中能够区分μ相与晶粒边界，从而能够进行观察。另一方面，平均冷却速度的上限虽然根据热加工温度等而不同，但若平均冷却速度过快，则高温下形成的构成相直接维持至常温，κ相增加，影响耐蚀性、冲击特性的β相、γ相增加。因此，主要来自580℃以上的温度区域的平均冷却速度为重要，优选以小于500℃/分钟的平均冷却速度进行冷却，更优选为300℃/分钟以下。

目前，含有Pb的黄铜合金占铜合金的挤出材料的绝大部分。在该含有Pb的黄铜合金的情况下，如专利文献1所述，以350～550℃的温度根据需要而进行热处理。下限的350℃为进行再结晶且材料大致软化的温度。上限的550℃中，再结晶结束。并且，由于提高温度而存在能量上的问题，并且，若以超过550℃的温度进行热处理，则β相明显增加。因此，考虑上限为550℃。作为一般的制造设备，使用分次式熔炉或连续炉，并以规定的温度保持1～8小时。在分次式熔炉的情况下，进行炉冷，或在炉冷后约从300℃起进行气冷。在连续炉的情况下，在材料温度降低至约300℃之前，以比较慢的速度进行冷却。具体而言，除了所保持的规定的温度以外，将470℃至380℃的温度区域以约0.5～约4℃/分钟的平均冷却速度进行冷却。以与本实施方式的合金的制造方法不同的冷却速度进行冷却。

(低温退火)

在棒材、锻造品中，为了去除残余应力和矫正棒材，有时会在再结晶温度以下的温度下对棒材、锻造品进行低温退火。作为该低温退火的条件，优选将材料温度设为240℃以上且350℃以下，将加热时间设为10分钟至300分钟。进而将低温退火的温度(材料温度)设为T(℃)、将加热时间设为t(分钟)时，优选在满足150≤(T-220)×(t)^1/2≤1200的关系的条件下实施低温退火。另外，此处设为从比达到规定的温度T(℃)的温度低10℃的温度(T-10)开始，对加热时间t(分钟)进行计数(测量)。

当低温退火的温度低于240℃时，残余应力的去除不够充分，并且不会充分进行矫正。当低温退火的温度超过350℃时，以晶粒边界、相边界为中心形成μ相。若低温退火的时间小于10分钟，则残余应力的去除不够充分。若低温退火的时间超过300分钟则μ相增大。随着提高低温退火的温度或增加时间，μ相增大，从而耐蚀性、冲击特性及高温强度降低。然而，通过实施低温退火无法避免μ相的析出，如何去除残余应力并且将μ相的析出限制在最小限度成为关键。

另外，(T-220)×(t)^1/2的值的下限为150，优选为180以上，更优选为200以上。并且，(T-220)×(t)^1/2的值的上限为1200，优选为1100以下，更优选为1000以下。

通过这种制造方法来制造本发明的第1、2实施方式的易切削性铜合金。

热加工工序、热处理(退火)工序、低温退火工序为对铜合金进行加热的工序。当不进行低温退火工序时，或者在低温退火工序之后进行热加工工序或热处理(退火)工序时(当低温退火工序未成为在最后对铜合金进行加热的工序时)，与冷加工的有无无关地，热加工工序、热处理(退火)工序中之后进行的工序成为重要。当在热处理(退火)工序之后进行热加工工序或在热加工工序之后不进行热处理(退火)工序时(当当热加工工序成为在最后对铜合金进行加热的工序时)，热加工工序需要满足上述加热条件和冷却条件。当在热加工工序之后进行热处理(退火)工序或在热处理(退火)工序之后不进行热加工工序时(当热处理(退火)工序成为在最后对铜合金进行加热的工序时)，热处理(退火)工序需要满足上述加热条件和冷却条件。例如，当在热锻工序之后不进行热处理(退火)工序时，热锻工序需要满足上述热锻的加热条件和冷却条件。当在热锻工序之后进行热处理(退火)工序时，热处理(退火)工序需要满足上述热处理(退火)的加热条件和冷却条件。该情况下，热锻工序未必一定要满足上述热锻的加热条件和冷却条件。

在低温退火工序中，材料温度为240℃以上且350℃以下，该温度与是否生成μ相有关，与γ相减少的温度范围(575～510℃)无关。如此，低温退火工序中的材料温度与γ相的增减无关。因此，当在热加工工序或热处理(退火)工序之后进行低温退火工序时(当低温退火工序成为在最后对铜合金进行加热的工序时)，与低温退火工序的条件一同，低温退火工序之前的工序(在立即进行低温退火工序之前对铜合金进行加热的工序)的加热条件和冷却条件变得重要，低温退火工序和低温退火工序之前的工序需要满足上述加热条件和冷却条件。详细而言，在低温退火工序之前的工序中，在热加工工序、热处理(退火)工序中、在该工序之后进行的工序的加热条件和冷却条件也变得重要，需要满足上述加热条件和冷却条件。当在低温退火工序之后进行热加工工序或热处理(退火)工序时，如所述那样在热加工工序、热处理(退火)工序中、该工序之后进行的工序变得重要，需要满足上述加热条件和冷却条件。另外，也可以在低温退火工序之前或之后进行热加工工序或热处理(退火)工序。

根据设为如上构成的本发明的第1、第2实施方式的易切削性合金，如上述那样规定了合金组成、组成关系式、金属组织、组织关系式，因此在恶劣环境下的耐蚀性、冲击特性及高温强度优异。并且，即使Pb的含量少，也能够得到优异的切削性。

以上，对本发明的实施方式进行了说明，但本发明并不限定于此，在不脱离其发明的技术要求的范围内可适当进行变更。

实施例

以下示出为了确认本发明的效果而进行的确认实验的结果。另外，以下的实施例用于说明本发明的效果，实施例中所记载的构成要件、工序、条件并非限定本发明的技术范围。

(实施例1)

<实际操作实验>

利用在实际操作中使用的低频熔炉及半连续铸造机实施了铜合金的原型试验。表2中示出合金组成。另外，由于使用了实际操作设备，因此在表2所示的合金中也对杂质进行了测定。并且，制造工序设为表5～表10所示的条件。

(工序No.A1～A12、AH1～AH9)

利用实际操作的低频熔炉及半连续铸造机制造了直径240mm的小坯。原料使用了依照实际操作的原料。将小坯切断成800mm的长度并进行了加热。进行热挤压而设为直径25.6mm的圆棒状并卷绕成线圈(挤出材料)。继而，通过线圈的保温和风扇的调整，在575℃～510℃的温度区域及470℃至380℃的温度区域以20℃/分钟的平均冷却速度对挤出材料进行了冷却。在380℃以下的温度区域中也以约20℃/分钟的平均冷却速度进行了冷却。以热挤压的最后阶段为中心并使用辐射温度计来进行温度测定，测定了从利用挤冲压机挤出时起约3秒后的挤出材料的温度。另外，使用了Daido Steel Co.,Ltd.制造的DS-06DF型辐射温度计。

确认到该挤出材料的温度的平均值为表5所示的温度的±5℃(在(表5所示的温度)-5℃～(表5所示的温度)+5℃的范围内)。

在工序No.AH2、A9、AH9中，分别将挤压温度设为760℃、680℃、580℃。在除了工序No.AH2、A9、AH9以外的工序中，将挤压温度设为640℃。在挤压温度为580℃的工序No.AH9中，所准备的3种材料均未能挤出至最后而被放弃。

挤出后，在工序No.AH1、AH2中仅实施了矫正。

在工序No.A10、A11中，对直径25.6mm的挤出材料进行了热处理。继而，在工序No.A10、A11中，实施冷加工率分别为约5％、约9％的冷拉伸，然后进行矫正，使直径分别成为25mm、24.4mm(在热处理后进行复合拉伸、矫正)。

在工序No.A12中，实施冷加工率约为9％的冷拉伸，然后进行矫正，使直径成为24.4mm(复合拉伸、矫正)。继而进行了热处理。

在除上述以外的工序中，实施冷加工率约为5％的冷拉伸，然后进行矫正，使直径成为25mm(复合拉伸、矫正)。继而进行了热处理。

如表5所示，关于热处理条件，改变了热处理的温度至500℃至635℃，也改变了保持时间至5分钟至180分钟。

在工序No.A1～A6、A9～A12、AH3、AH4、AH6中，使用分次式熔炉，改变了冷却过程的575℃至510℃的温度区域下的平均冷却速度或470℃至380℃的温度区域下的平均冷却速度。

在工序No.A7、A8、AH5、AH7、AH8中，使用连续退火炉，在高温下进行短时间的加热，继而，改变了575℃至510℃的温度区域下的平均冷却速度或470℃至380℃的温度区域下的平均冷却速度。

另外，在下表中，用“○”表示在热处理前进行了复合拉伸、矫正的情况，用“－”表示未进行的情况。

(工序No.B1～B3、BH1～BH3)

将在工序No.A10中得到的直径25mm的材料(棒材)切断为3m的长度。继而，在模板上排列该棒材，以矫正为目的进行了低温退火。将此时的低温退火条件作为表7所示的条件。

另外，表中的条件式的值为下述式的值。

(条件式)＝(T-220)×(t)^1/2

T：温度(材料温度)(℃)、t：加热时间(分钟)

结果，只有工序No.BH1的线性度差。

(工序No.C0、C1、C2、CH1、CH2)

利用实际操作的低频熔炉及半连续铸造机制造了直径240mm的铸锭(小坯)。原料使用了依照实际操作的原料。将小坯切断成500mm的长度并进行了加热。而且，进行热挤压而设为直径50mm的圆棒状挤出材料。该挤出材料以直棒形状在挤出台被挤出。以挤压的最后阶段为中心并使用辐射温度计来进行温度测定，测定了从利用挤冲压机挤出的时点起约3秒后的挤出材料的温度。确认到该挤出材料的温度的平均值为表8所示的温度的±5℃(在(表8所示的温度)-5℃～(表8所示的温度)+5℃的范围内)。另外，挤压后的575℃至510℃的平均冷却速度及470℃至380℃的平均冷却速度为15℃/分钟(挤出材料)。在后述工序中，将在工序No.C0、CH2中获得的挤出材料(圆棒)用作了锻造用原材料。在工序No.C1、C2、CH1中，于560℃下加热60分钟，继而改变了470℃至380℃的平均冷却速度。

(工序No.D1～D8、DH1～DH5)

将在工序No.C0中得到的直径50mm的圆棒切断为180mm的长度。横向放置该圆棒，使用热锻压能力150吨的冲压机锻造成厚度成为16mm。在刚热锻成规定的厚度之后约经过3秒后，使用辐射温度计进行了温度的测定。确认到热锻温度(热加工温度)为表9所示的温度±5℃的范围(在(表9所示的温度)-5℃～(表9所示的温度)+5℃的范围内)。

在工序No.D6、DH5中，在热锻后改变575℃至510℃的温度区域下的平均冷却速度来实施。在工序No.D6、DH5以外的工序中，在热锻后以20℃/分钟的平均冷却速度进行冷却。

在工序No.DH1、D6、DH5中，通过热锻后的冷却而结束了试样的制作操作。在工序No.DH1、D6、DH5以外的工序中，在热锻后进行了以下热处理。

在工序No.D1～D4、DH2中，用分次式熔炉进行热处理，并改变热处理的温度、575℃至510℃的温度区域下的平均冷却速度及470℃至380℃的温度区域下的平均冷却速度来实施。在工序No.D5、DH3、DH4中，用连续炉以600℃加热3分钟或2分钟，并改变平均冷却速度来实施。

另外，热处理的温度为材料的最高到达温度，作为保持时间，采用了在最高到达温度至(最高到达温度-10℃)的温度区域中保持的时间。

<实验室实验>

使用实验室设备实施了铜合金的原型试验。表3及表4中示出合金组成。另外，剩余部分为Zn及不可避免的杂质。表2所示的组成的铜合金也用于实验室实验中。并且，制造工序设为表11及表12所示的条件。

(工序No.E1～E3、EH1)

在实验室中，以规定的成分比熔解了原料。将熔液浇铸于直径100mm、长度180mm的金属模中，从而制作了小坯。对该小坯进行加热，在工序No.E1、EH1中挤出为直径25mm的圆棒并进行了矫正。在工序No.E2、E3中挤出为直径40mm的圆棒并进行了矫正。表11中，用“○”表示进行了矫正的情况。

在挤压试验机刚停止后使用辐射温度计进行了温度测定。结果相当于从利用挤冲压机挤出时起约3秒后的挤出材料的温度。

在工序No.EH1、E2中，以挤压作为试样的制作操作结束。在工序No.E2中得到的挤出材料在后述工序中被用作热锻原材料。

并且，通过连续铸造制作出直径40mm的连续铸造棒，在后述工序中被用作热锻原材料。

在工序No.E1、E3中，在挤压后以表11所示的条件进行了热处理(退火)。

(工序No.F1～F5、FH1、FH2)

将在工序No.E2中得到的直径40mm的圆棒切断成180mm的长度。横向放置工序No.E2的圆棒或者所述连续铸造棒，并使用热锻压能力150吨的冲压机锻造成厚度成为15mm。从刚热锻成规定的厚度之后约经过3秒后，使用辐射温度计进行了温度的测定。确认到热锻温度(热加工温度)为表12所示的温度±5℃的范围(在(表12所示的温度)-5℃～(表12所示的温度)+5℃的范围内)。

将575℃至510℃的温度区域下的平均冷却速度及470℃至380℃的温度区域下的平均冷却速度分别设为20℃/分钟、18℃/分钟。在工序No.FH1中，对在工序No.E2中得到的圆棒实施了热锻，以热锻后的冷却作为试样的制作操作结束。

在工序No.F1、F2、FH2中，对在工序No.E2中得到的圆棒实施了热锻，在热锻后进行了热处理。改变加热条件、575℃至510℃的温度区域下的平均冷却速度及470℃至380℃的温度区域下的平均冷却速度来实施了热处理(退火)。

在工序No.F3、F4中，作为锻造原材料使用连续铸造棒进行了热锻。在热锻后改变加热条件、平均冷却速度来实施了热处理(退火)。

[表2]

[表3]

[表4]

[表5]

[表6]

工序No.	备注
		A1
A2
		A3
A4	470～380℃下的冷却速度接近2.5℃/分钟。
		A5	热处理温度较低，但以较长时间进行了加热。
A6	热处理温度较低，保持时间较短。
		A7	热处理温度高，但575～510℃下的冷却速度较慢。
A8	热处理温度高，但575～510℃下的冷却速度较慢。
		A9
A10	在热处理后以5％的冷加工率进行复合拉伸、矫正，直径成为25mm。
		A11	在热处理后以9％的冷加工率进行复合拉伸、矫正，直径成为24.4mm。
A12	为与A1相同的工序，但相比A1中的直径为25mm，A12中的直径为24.4mm。
		AH1
AH2
		AH3	由于进行了炉冷，因此470～380℃下的冷却速度慢。
AH4	由于进行了炉冷，因此470～380℃下的冷却速度慢。
		AH5	热处理温度高，使α相粗大化。
AH6	热处理温度低。
		AH7	热处理温度高，为15℃，575～510℃下的冷却速度快。
AH8	470～380℃下的冷却速度慢。
		AH9

[表7]

条件式：(T-220)×(t)^1/2

T：温度(℃)，t：时间(分钟)

[表8]

[表9]

[表10]

工序No.	备注
		D1	-
D2	-
		D3	-
D4	温度较低，保持时间较短。
		D5	575～510℃下的冷却速度较慢。
D6	热锻的575～510℃下的冷却速度慢。
		D7	575～510℃下的冷却速度较慢。
D8	575～510℃下的冷却速度较慢。
		DH1	-
DH2	由于炉冷，470～380℃下的冷却速度慢。
		DH3	470～380℃下的冷却速度慢。
DH4	575～510℃下的冷却速度快。
		DH5	热锻的575～510℃下的冷却速度快。

[表11]

[表12]

关于上述试验材料，通过以下步骤，对金属组织观察、耐蚀性(脱锌腐蚀试验/浸渍试验)、切削性进行了评价。

(金属组织的观察)

通过以下方法观察了金属组织，并通过图像解析测定了α相、κ相、β相、γ相、μ相的面积率(％)。另外，α’相、β’相、γ’相设为分别包含在α相、β相、γ相中。

针对各试验材料的棒材、锻造品，与长边方向平行地，或与金属组织的流动方向平行地进行切断。继而，对表面进行镜面抛光(mirror face polishing)，并用过氧化氢与氨水的混合液进行了蚀刻。蚀刻时使用了将3vol％的过氧化氢水3mL与14vol％的氨水22mL进行混合而得的水溶液。于约15℃～约25℃的室温下，将金属的抛光面浸渍于该水溶液中约2秒～约5秒。

使用金属显微镜镜，主要以500倍的倍率观察了金属组织，并且根据金属组织的状况而以1000倍观察了金属组织。在5个视场的显微照片中，使用图像处理软体“PhotoshopCC”手动涂满了各相(α相、κ相、β相、γ相、μ相)。继而，通过图像处理软体“WinROOF2013”进行二值化，从而求出了各相的面积率。详细而言，关于各相，求出5个视场的面积率的平均值，并将平均值设为各相的相比率。而且，将所有构成相的面积率的总计设为100％。

通过以下方法测定了γ相、μ相的长边的长度。使用500倍或1000倍的金属显微镜照片，在1个视场中测定了γ相的长边的最大长度。在任意的5个视场中进行该操作，计算所得的γ相的长边最大长度的平均值，并设为γ相的长边的长度。同样地，根据μ相的大小，使用500倍或1000倍的金属显微镜照片，或使用2000倍或5000倍的二次电子像照片(电子显微镜照片)，在1个视场中测定了μ相的长边的最大长度。在任意的5个视场中进行该操作，计算所得的μ相的长边最大长度的平均值，并设为μ相的长边的长度。

具体而言，使用以约70mm×约90mm尺寸打印的照片进行了评价。在500倍倍率的情况下，观察视场的尺寸为276μm×220μm。

当相的识别困难时，通过FE-SEM-EBSP(电子背散射稍微图像(Electron BackScattering Diffracton Pattern))法，以500倍或2000倍的倍率确定了相。

并且，在改变平均冷却速度的实施例中，为了确认主要在晶粒边界析出的μ相的有无，使用JEOL Ltd.制造的JSM-7000F，在加速电压15kV、电流值(设定值15)的条件下拍摄二次电子像，并以2000倍或5000倍的倍率确认了金属组织。当能够用2000倍或5000倍的二次电子像确认μ相，但不能用500倍或1000倍的金属显微镜照片确认μ相时，未计算面积率。即，被2000倍或5000倍的二次电子像观察到但未能在500倍或1000倍的金属显微镜照片中确认的μ相并未包含在μ相的面积率中。这是因为，无法用金属显微镜镜确认的μ相主要为长边的长度约为5μm以下、宽度约为0.3μm以下，因此对面积率的影响较小。

μ相的长度在任意5个视场中进行测定，如所述那样将5个视场的最长长度的平均值设为μ相的长边的长度。μ相的组成确认通过附属的EDS进行。另外，当未能以500倍或1000倍确认μ相，但以更高的倍率测定出μ相的长边的长度时，在表中的测定结果中μ相的面积率虽然为0％，但仍记载有μ相的长边的长度。

(μ相的观察)

关于μ相，若在热挤压后或热处理后，将470℃～380℃的温度区域以8℃/分钟或15℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却，则能够确认μ相的存在。图1表示试验No.T05(合金No.S01/工序No.A3)的二次电子像的一例。在α相的晶粒边界确认到μ相析出(白灰色细长的相)。

(存在在α相中的针状κ相)

存在在α相中的针状κ相(κ1相)为宽度为约0.05μm至约0.5μm，且为细长的直线状、针状方式。如果宽度为0.1μm以上，即使用金属显微镜镜也能够确认其存在。

图2表示试验No.T53(合金No.S02/工序No.A1)的金属显微镜照片作为代表性的金属显微镜照片。图3表示试验No.T53(合金No.S02/工序No.A1)的电子显微镜照片作为代表性的存在在α相内的针状κ相的电子显微镜照片。另外，图2、3的观察位置并不相同。铜合金中，可能与存在在α相的双晶混淆，但就存在在α相中的κ相而言，κ相自身的宽度窄，双晶为两个为1组，因此可以区分它们。在图2的金属显微镜照片中，可以在α相内观察到细长直线的针状图桉的相。在图3的二次电子像(电子显微镜照片)中，明确地确认到存在在α相内的图桉为κ相。κ相的厚度为约0.1～约0.2μm。

用金属显微镜镜判断了α相中的针状κ相的量(数)。在金属构成相的判定(金属组织观察)中使用所拍摄的500倍或1000倍倍率下的5个视场的显微照片。在纵长为约70mm、横长为约90mm的放大视场中测定针状κ相的数量，并求出了5个视场的平均值。当针状κ相的数量在5个视场中的平均值为5以上且小于49时，判断为具有针状κ相，并记为“△”。当针状κ相的数量在5个视场中的平均值超过50时，判断为具有许多针状κ相，并记为“○”。当针状κ相的数量在5个视场中的平均值为4以下时，判断为几乎不具有针状κ相，并记为“×”。无法用照片确认的针状κ1相的数量并未包含在内。

(κ相中所含的Sn量、P量)

使用X射线微分析器测定了κ相中所含的Sn量、P量。测定时使用JEOL Ltd.制造的“JXA-8200”，在加速电压20kV、电流值3.0×10^-8A的条件下进行。

关于试验No.T03(合金No.S01/工序No.A1)、试验No.T25(合金No.S01/工序No.BH3)、试验No.T229(合金No.S20/工序No.EH1)、试验No.T230(合金No.S20/工序No.E1)，使用X射线微分析器对各相的Sn、Cu、Si、P的浓度进行定量分析的结果示于表13～表16。

关于μ相，利用附属于JSM-7000F的EDS进行测定，并测定了在视场内短边的长度较大的部分。

[表13]

试验No.T03(合金No.S01：76.4Cu-3.12Si-0.16Sn-0.08P/工序No.A1)(质量％)

	Cu	Si	Sn	P	Zn
						α相	76.5	2.6	0.13	0.06	剩余部分
κ相	77.0	4.1	0.19	0.11	剩余部分
						γ相	75.0	6.2	1.5	0.17	剩余部分
μ相	-	-	-	-	-

[表14]

试验No.T25(合金No.S01：76.4Cu-3.12Si-0.16Sn-0.08P/工序No.BH3)(质量％)

	Cu	Si	Sn	P	Zn
						α相	76.5	2.7	0.13	0.06	剩余部分
κ相	77.0	4.1	0.19	0.12	剩余部分
						γ相	75.0	6.0	1.4	0.16	剩余部分
μ相	82.0	7.5	0.25	0.22	剩余部分

[表15]

试验No.T229(合金No.S20：76.4Cu-3.26Si-0.27Sn-0.08P/工序No.EH1)(质量％)

	Cu	Si	Sn	P	Zn
						α相	76.5	2.5	0.13	0.06	剩余部分
α’相	75.5	2.4	0.12	0.05	剩余部分
						κ相	77.0	4.0	0.18	0.10	剩余部分
γ相	74.5	5.8	2.1	0.16	剩余部分

[表16]

试验No.T230(合金No.S20：76.4Cu-3.26Si-0.27Sn-0.08P/工序No.E1)(质量％)

	Cu	Si	Sn	P	Zn
						α相	76.0	2.6	0.22	0.06	剩余部分
κ相	77.0	4.1	0.31	0.10	剩余部分
						γ相	75.0	5.8	2.1	0.16	剩余部分

由上述测定结果得到如下见解。

1)通过合金组成而分布于各相的浓度略有不同。

2)Sn在κ相中的分布为α相的约1.4倍。

3)γ相的Sn浓度为α相的Sn浓度的约10～约15倍。

4)与α相的Si浓度相比，κ相、γ相、μ相的Si浓度分别约为1.5倍、约2.2倍、约2.7倍。

5)μ相的Cu浓度高在α相、κ相、γ相、μ相。

6)若γ相的比例增加，则κ相的Sn浓度必然减少。

7)P在κ相中的分布为α相的约2倍。

8)γ相的P浓度为α相的P浓度的约3倍，μ相的P浓度为α相的P浓度的约4倍。

9)即使为相同组成，若γ相的比例减少，则α相的Sn浓度从0.13质量％至0.22质量％提高约1.7倍(合金No.S20)。同样地，κ相的Sn浓度从0.18质量％至0.31质量％提高约1.7倍。并且，若γ相的比例减少，则α相的Sn浓度从0.13质量％至0.18质量％增加0.05质量％，κ相的Sn浓度从0.22质量％至0.31质量％增加0.09质量％。κ相的Sn的增加量超过α相的Sn的增加量。

(机械特性)

(抗拉强度)

将各试验材料加工成JIS Z 2241的10号试片，从而进行了抗拉强度的测定。如果热挤出材料或热锻材料的抗拉强度为530N/mm²以上(优选为550N/mm²以上)，则在易切削性铜合金中也为最高水准，能够实现在各领域中使用的构件的薄壁化/轻量化。

另外，抗拉试片的完工面粗糙度影响伸长率和抗拉强度。因此，以满足下述条件的方式制作出抗拉试片。

(抗拉试片的完工面粗糙度的条件)

在抗拉试片的标点间的任意位置的每基准长度4mm的截面曲线中，Z轴的最大值与最小值的差为2μm以下。截面曲线是指，将截止值λs的低通滤波器适用于测定截面曲线而得的曲线。

(高温蠕变)

根据各试片制作出JIS Z 2271的直径10mm的带法兰的试片。测定了在将相当于室温的0.2％屈服强度的荷载施加于试片的状态下，在150℃下经过100小时后的蠕变应变。以常温下的标点间的伸长率施加相当于0.2％的塑性变形的荷载，如果在施加了该荷载的状态下将试片在150℃下保持100小时之后的蠕变应变为0.4％以下，则为良好。如果该蠕变应变为0.3％以下，则为铜合金中的最高水准，例如，能够在高温下使用的阀、靠近发动机室的汽车组件中，用作可靠性高的材料。

(冲击特性)

在冲击试验中，从挤压棒材、锻造材料及其替代材料、铸造材料、连续铸造棒材中选取了根据JIS Z 2242的U形凹口试片(凹口深度2mm、凹口底部半径1mm)。用半径2mm的冲击刃进行夏比冲击试验，并测定了冲击值。

另外，用V凹口试片和U形凹口试片进行时的冲击值的关系大致如下。

(V凹口冲击值)＝0.8×(U形凹口冲击值)-3

(切削性)

作为切削性的评价，如下对使用了车床的切削试验进行了评价。

对直径50mm、40mm或25.6mm的热挤压棒材、直径25mm(24.4mm)的冷拉伸材料实施切削加工而制作出直径18mm的试验材料。对锻造材料实施切削加工而制作出直径14.5mm的试验材料。将尖头直锋刀具(point nose straight tool)，尤其将不带断屑槽的碳化钨刀具安装在车床上。使用该车床，于干式条件下，并在前刀角-6度、刀尖半径0.4mm、切削速度150m/分钟、切削深度1.0mm、进给速度0.11mm/rev的条件下，在直径18mm或直径14.5mm的试验材料的圆周上进行了切割。

从包括安装于工具的3个部分的测力计(三保电机制作所制造，AST式工具测力计AST-TL1003)发出的信号转换为电气电压信号(electrical voltage signal)，并记录在记录器中。接着，这些信号被转换为切削阻力(N)。因此，通过测定切削阻力尤其是在切削时显示最高值的主分力，对合金的切削性进行了评价。

同时选取切屑，并通过切屑形状对切削性进行了评价。在实际使用的切割中成为最大问题的是，切屑缠上工具或切屑的体积较大。因此，将只产生切屑形状为1卷以下的切屑的情况评价为“○”(good(良好))。将产生切屑形状超过1卷且3卷为止的切屑的情况评价为“△”(fair(尚可))。将产生切屑形状超过3卷的切屑的情况评价为“×”(poor(不良))。如此，进行了3个阶段的评价。

切削阻力还依赖于材料的强度，例如剪断应力、抗拉强度和0.2％屈服强度，具有强度越高的材料切削阻力越高的倾向。如果与含有1～4％的Pb的易切削黄铜棒的切削阻力相比，切削阻力高出约10％至约20％的程度，则在实际使用上被充分容许。本实施方式中，以130N为界(边界值)来对切削阻力进行了评价。详细而言，若切削阻力小于130N，则评价为切削性优异(评价：○)。若切削阻力为130N以上且小于150N，则将切削性评价为“尚可(△)”。若切削阻力为150N以上，则评价为“不良(×)”。另外，对58质量％Cu-42质量％Zn合金实施工序No.F1来制作试样并进行了评价的结果，切削阻力为185N。

作为综合性的切削性的评价，将切屑形状良好(评价：○)且切削阻力低的(评价：○)评价为切削性优异(excellent(极好))。当切屑形状和切削阻力中的一者为△或尚可的情况下，附带条件地评价为切削性良好(good)。当切屑形状和切削阻力中的一者为△或尚可，另一者为×或不良的情况下，评价为切削性不良(poor)。

(热加工试验)

将直径50mm、直径40mm、直径25.6mm或直径25.0mm的棒材通过切割而使其成为直径15mm，并切断成长度25mm来制作出试验材料。将试验材料于740℃或635℃下保持了20分钟。继而，纵向放置试验材料，并使用以10吨的热压缩能力并设有电炉的Amsler试验机，在应变速度0.02/秒、加工率80％下进行高温压缩，从而使厚度成为5mm。

关于热加工性的评价，当使用10倍倍率的放大镜观察到0.2mm以上开口的破裂时，判断为产生破裂。将在740℃、635℃这两个条件下均未产生破裂的情况评价为“○”(good)。将在740℃下产生了破裂但在635℃下未产生破裂的情况评价为“△”(fair)。将在740℃下未产生破裂但在635℃下产生了破裂的情况评价为“▲”(fair)。将在740℃、635℃这两个条件下均产生破裂的情况评价为“×”(poor)。

在740℃、635℃这两个条件下均未产生破裂时，关于实际使用上的热挤压及热锻，就实施方面而言，即使发生一些材料温度下降，并且，即使金属模或铸模与材料虽是瞬时但有接触且材料的温度下降，只要在适当的温度下实施则在实际使用上没有问题。当在740℃和635℃中的任一温度下产生破裂时，虽然受到实际使用上的限制，但只要以更窄的温度范围进行管理，则判断为可以实施热加工。当在740℃和635℃这两种温度下均产生破裂时，判断为实际使用上存在问题。

(脱锌腐蚀试验1、2)

当试验材料为挤出材料时，以使试验材料的曝露试样表面与挤出方向垂直的方式，将试验材料注入酚醛树脂材料中。当试验材料为铸件材料(铸造棒)时，以使试验材料的曝露试样表面与铸件材料的长边方向垂直的方式，将试验材料注入酚醛树脂材料中。当试验材料为锻造材料时，以使试验材料的曝露试样表面与锻造的流动方向垂直的方式注入酚醛树脂材料中。

将试样表面通过至1200号的金钢砂纸进行抛光，继而，在纯水中进行超音波清洗并用鼓风机进行干燥。之后，将各试样浸渍于所准备的浸渍液中。

试验结束后，以使曝露表面与挤出方向、长边方向或锻造的流动方向保持垂直的方式，将试样再次注入到酚醛树脂材料中。接着，以使腐蚀部的截面作为最长的切断部而获得的方式切断试样。接着对试样进行了抛光。

使用金属显微镜镜，以500倍的倍率在显微镜的10个视场(任意的10个视场)中对腐蚀深度进行了观察。最深的腐蚀点被记录为最大脱锌腐蚀深度。

在脱锌腐蚀试验1中，作为浸渍液，准备了以下试验液1，并实施了上述操作。在脱锌腐蚀试验2中，作为浸渍液，准备了以下试验液2，并实施了上述操作。

试验液1为用于假设投入过量的作为氧化剂的消毒剂且pH低的恶劣的腐蚀环境，进而在该腐蚀环境下进行加速试验的溶液。若使用该溶液，则推测加速试验将成为该恶劣的腐蚀环境下的约75～100倍。若最大腐蚀深度为70μm以下，则耐蚀性良好。在要求优异的耐蚀性时，推测最大腐蚀深度优选为50μm以下，进一步优选为30μm以下即可。

试验液2为用于假设氯化物离子浓度高、pH低的恶劣的腐蚀环境的水质，进而在该腐蚀环境下进行加速试验的溶液。若使用该溶液，则推测加速试验将成为在该恶劣的腐蚀环境下的约30～50倍。若最大腐蚀深度为40μm以下，则耐蚀性良好。在要求优异的耐蚀性时，推测最大腐蚀深度优选为30μm以下，进一步优选为20μm以下即可。本实施例中，基于这些推测值来进行了评价。

脱锌腐蚀试验1中，作为试验液1，使用了次氯酸水(浓度30ppm、pH＝6.8、水温40℃)。通过以下方法对试验液1进行了调整。向蒸馏水40L中投入市售的次氯酸钠(NaClO)，并以通过碘滴定法产生的残留氯浓度成为30mg/L的方式进行了调整。残留氯随着时间而分解并减少，因此通过伏安法时常测定残留氯浓度，并且通过电磁泵对次氯酸钠的投入量进行了电子控制。为了将pH降低至6.8，一边对二氧化碳进行流量调整一边进行投入。利用温度控制器对水温进行调整以使其成为40℃。如此，将残留氯浓度、pH、水温保持恒定，并且在试验液1中将试样保持了两个月。继而从水溶液中取出试样，并测定了其脱锌腐蚀深度的最大值(最大脱锌腐蚀深度)。

在脱锌腐蚀试验2中，作为试验液2，使用了表17所示的成分的试验水。向蒸馏水中投入市售的药剂而对试验液2进行了调整。假设腐蚀性高的自来水管，并投入了氯化物离子80mg/L、硫酸根离子40mg/L及硝酸根离子30mg/L。碱度及硬度以日本一般的自来水管为基准分别调整为30mg/L、60mg/L。为了将pH降低至6.3，一边对二氧化碳进行流量调整一边进行投入，为了使溶氧浓度饱和，时常投入了氧气。水温与室温相同，于25℃下进行。如此，将pH、水温保持恒定并将溶氧浓度设为饱和状态，并且在试验液2中将试样保持了三个月。继而，从水溶液中取出试样，并测定了其脱锌腐蚀深度的最大值(最大脱锌腐蚀深度)。

[表17]

(pH以外的项目的单位为mg/L)

Mg	Ca	Na	K	NO<sup>3-</sup>	SO<sub>4</sub><sup>2-</sup>	Cl	碱度	硬度	pH
										10.1	7.3	55	19	30	40	80	30	60	6.3

(脱锌腐蚀试验3：ISO6509脱锌腐蚀试验)

本试验作为脱锌腐蚀试验方法而被诸多国家所采用，在JIS标准中也以JIS H3250规定。

与脱锌腐蚀试验1、2相同地将试验材料注入了酚醛树脂材料中。例如以使曝露试样表面与挤出材料的挤出方向垂直的方式注入酚醛树脂材料中。将试样表面通过第1200号为止的金钢砂纸进行抛光，继而，在纯水中进行超音波清洗并进行了干燥。

将各试样浸渍于1.0％的氯化铜二水和盐(CuCl₂·2H₂O)的水溶液(12.7g/L)中，在75℃的温度条件下保持了24小时。之后，从水溶液中取出试样。

以使曝露表面与挤出方向、长边方向或锻造的流动方向保持垂直的方式，将试样再次注入到酚醛树脂材料中。接着，以使腐蚀部的截面作为最长的切断部而获得的方式切断试样。接着对试样进行了抛光。

使用金属显微镜镜，以100倍～500倍的倍率在显微镜的10个视场中对腐蚀深度进行了观察。最深的腐蚀点被记录为最大脱锌腐蚀深度。

另外，当进行ISO 6509的试验时，若最大腐蚀深度为200μm以下，则成为在实际使用上对耐蚀性没有问题的水准。尤其在要求优异的耐蚀性时，设为最大腐蚀深度优选为100μm以下，进一步优选为50μm以下。

本试验中，将最大腐蚀深度超过200μm的情况评价为“×”(poor)。将最大腐蚀深度超过50μm且200μm以下的情况评价为“△”(fair)。将最大腐蚀深度为50μm以下的情况严格地评价为“○”(good)。本实施方式为了假设恶劣的腐蚀环境而采用了严格的评价基准，仅将评价为“○”的情况视为耐蚀性良好。

(磨耗试验)

通过在润滑条件下的Amsler型磨耗试验及在干式条件下的球盘(ball-on-disk)摩擦磨耗试验这两种试验，对耐磨耗性进行了评价。所使用的试样为在工序No.C0、C1、CH1、E2、E3中制作出的合金。

通过以下方法实施了Amsler型磨耗试验。于室温下对各样品进行切削加工而使其直径成为32mm从而制作出上部试片。并且，准备了沃斯田铁不锈钢(JIS G4303的SUS304)制造的直径42mm的下部试片(表面硬度HV184)。作为荷载施加490N而使上部试片和下部试片接触。油滴和油浴使用了硅油。在施加荷载而使上部试片和下部试片接触的状态下，以上部试片的转速(旋转速度)为188rpm、下部试片的转速(旋转速度)为209rpm的条件使上部试片和下部试片旋转。利用上部试片和下部试片的圆周速度差来将滑动速度设为0.2m/sec。通过上部试片和下部试片的直径及转速(旋转速度)不同，使试片磨损。使上部试片和下部试片进行旋转直至下部试片的旋转次数成为250000次。

试验后，测定上部试片的重量变化，并通过以下基准对耐磨耗性进行了评价。将由磨耗产生的上部试片的重量的减少量为0.25g以下的情况评价为“◎”(excellent)。将上部试片的重量的减少量超过0.25g且0.5g以下的情况评价为“○”(good)。将上部试片的重量的减少量超过0.5g且1.0g以下的情况评价为“△”(fair)。将上部试片的重量的减少量超过1.0g的情况评价为“×”(poor)。通过该四个阶段对耐磨耗性进行了评价。另外，在下部试片中，当存在0.025g以上的磨耗减量的情况评价为“×”。

另外，含有同一试验条件下的59Cu-3Pb-38Zn的Pb的易切削黄铜的磨耗减量(由磨耗产生的重量的减少量)为12g。

通过以下方法实施了球盘摩擦磨耗试验。用粗糙度#2000的砂纸对试片的表面进行了抛光。在通过以下条件将沃斯田铁不锈钢(JIS G 4303的SUS304)制直径10mm的钢球推到该试片上的状态下进行滑动。

(条件)

室温、无润滑、荷载：49N、滑动直径：直径10mm、滑动速度：0.1m/sec、滑动距离：120m。

试验后，测定试片的重量变化，并通过以下基准对耐磨耗性进行了评价。将由磨耗产生的试片重量的减少量为4mg以下的情况评价为“◎”(excellent)。将试片重量的减少量超过4mg且8mg以下的情况评价为“○”(good)。将试片重量的减少量超过8mg且20mg以下的情况评价为“△”(fair)。将试片重量的减少量超过20mg的情况评价为“×”(poor)。通过该四个阶段对耐磨耗性进行了评价。

另外，含有同一试验条件下的59Cu-3Pb-38Zn的Pb的易切削黄铜的磨耗减量为80mg。

将评价结果示于表18～表47。

试验No.T01～T98、T101～T150为实际操作的实验中的结果。试验No.T201～T258、T301～T308为相当于实验室的实验中的实施例的结果。试验No.T501～T546为相当于实验室的实验中的比较例的结果。

表中的工序No.中记载的“*1”表示为以下事项。

*1)使用EH1材料实施了热加工性的评价。

并且，关于工序No.中记载为“EH1、E2”或“E1、E3”的试验，使用在工序No.E2或E3中制作的试样来实施了磨耗试验。使用在工序No.EH1或E1中制作的试样来实施了除磨耗试验以外的腐蚀试验、机械性质等所有试验及金属组织的调查。

[表18]

[表19]

[表20]

[表21]

[表22]

[表23]

[表24]

[表25]

[表26]

[表27]

[表28]

[表29]

[表30]

[表31]

[表32]

[表33]

[表34]

[表35]

[表36]

[表37]

[表38]

[表39]

[表40]

[表41]

[表42]

[表43]

[表44]

[表45]

[表46]

[表47]

以上实验结果总结为如下。

1)能够确认通过满足本实施方式的组成，并满足组成关系式f1、f2、金属组织的要件及组织关系式f3、f4、f5、f6，从而通过含有少量的Pb而得到良好的切削性，并得到具备良好的热加工性、恶劣的环境下的优异的耐蚀性，且带有高强度、良好的冲击特性、耐磨耗性及高温特性的热挤出材料、热锻材料(例如，合金No.S01、S02、13，工序No.A1、C1、D1、E1、F1、F3)。

2)能够确认含有Sb、As进一步提高了恶劣的条件下的耐蚀性(合金No.S41～S45)。

3)能够确认通过含有Bi，切削阻力进一步降低(合金No.S43)。

4)能够确认通过在κ相中含有0.08质量％以上的Sn、0.07质量％以上的P，从而提高耐蚀性、切削性能、强度(例如合金No.S01、S02、S13)。

5)能够确认通过在α相中存在细长的针状κ相即κ1相，从而强度上升，强度指数提高，切削性得到良好地保持，耐蚀性提高(例如合金No.S01、S02、13)。

6)若Cu含量少，则γ相增加，切削性良好，但耐蚀性、冲击特性、高温特性变差。相反，若Cu含量多，则切削性变差。并且，冲击特性也变差(合金No.S119、S120、S122等)。

7)若Sn含量大于0.28质量％，则γ相的面积率大于1.5％，切削性良好，但耐蚀性、冲击特性、高温特性变差(合金No.S111)。另一方面，若Sn含量小于0.07质量％，则恶劣的环境下的脱锌腐蚀深度大(合金No.S114～S117)。若Sn含量为0.1质量％以上，则特性进一步改善(合金No.S26、S27、S28)。

8)若P含量多，则冲击特性变差。并且，切削阻力略高。另一方面，若P含量少，则恶劣的环境下的脱锌腐蚀深度大(合金No.S109、S113、S115)。

9)能够确认即使含有可通过实际操作进行的程度的不可避免的杂质，也不会较大影响各种特性(合金No.S01、S02、S03)。认为若含有为本实施方式的组成范围外或者为边界值的组成，但超过不可避免的杂质的限度的Fe，则形成Fe与Si的金属间化合物、或Fe与P的金属间化合物。其结果，有效作用的Si浓度、P浓度减少，耐蚀性变差，与金属间化合物的形成相互作用而切削性能略降低(合金No.S124、S125)。

10)若组成关系式f1的值低，则即使Cu、Si、Sn、P在组成范围内，在恶劣的环境下的脱锌腐蚀深度也较大(合金No.S110、S101、S126)。

11)若组成关系式f1的值低，则γ相增加，切削性良好，但耐蚀性、冲击特性、高温特性变差。若组成关系式f1的值高，则κ相增加，切削性、热加工性、冲击特性变差(合金No.S109、S104、S125、S121)。

12)若组成关系式f2的值低，则切削性良好，但热加工性、耐蚀性、冲击特性、高温特性变差。若组成关系式f2的值高，则热加工性变差，在热挤压中产生问题。并且，切削性变差(合金No.S104、S105、S103、S118、S119、S120、S123)。

13)在金属组织中，若γ相的比例大于1.5％或γ相的长边的长度大于40μm，则切削性良好，但耐蚀性、冲击特性、高温特性变差。尤其，若γ相增加，则在恶劣的环境下的脱锌腐蚀试验中产生γ相的选择腐蚀(合金No.S101、S110、S126)。若γ相的比例为0.8％以下且γ相的长边的长度为30μm以下，则耐蚀性、冲击特性、高温特性变得良好(合金No.S01、S11)。

若μ相的面积率大于2％或μ相的长边的长度超过25μm，则耐蚀性、冲击特性、高温特性变差。在恶劣的环境下的脱锌腐蚀试验中产生晶界腐蚀或μ相的选择腐蚀(合金No.S01，工序No.AH4、BH3、DH2)。若μ相的比例为1％以下且μ相的长边的长度为15μm以下，则耐蚀性、冲击特性、高温特性变得良好(合金No.S01、S11)。

若κ相的面积率大于65％，则切削性、冲击特性变差。另一方面，若κ相的面积率小于25％，则切削性差(合金No.S122、S105)。

14)若组织关系式f5＝(γ)+(μ)超过2.5％或f3＝(α)+(κ)小于97％，则耐蚀性、冲击特性、高温特性变差。若组织关系式f5为1.5％以下，则耐蚀性、冲击特性、高温特性有所改善(合金No.S1，工序No.AH2、A1、合金No.S103、S23)。

若组织关系式f6＝(κ)+6×(γ)^1/2+0.5×(μ)大于70或小于27，则切削性差(合金No.S105、122，工序No.E1、F1)。若f6为32以上且62以下，则切削性进一步提高(合金No.S01、S11)。

当γ相的面积率超过1.5％时，与组织关系式f6的值无关地，存在很多切削阻力低，且切屑的形状也良好的物体(合金No.S103、S112等)。

15)若κ相中所含的Sn量低于0.08质量％，则恶劣的环境下的脱锌腐蚀深度增大，会产生κ相的腐蚀。并且，切削阻力也略高，也存在切屑的分割性差(合金No.S114～S117)。若κ相中所含的Sn量大于0.11质量％，则耐蚀性、切削性变得良好(合金No.S26、S27、S28)。

16)若κ相中所含的P量低于0.07质量％，则恶劣的环境下的脱锌腐蚀深度增大，会产生κ相的腐蚀。(合金No.S113、S115、S116)。

17)若γ相的面积率为1.5％以下，则κ相中所含的Sn浓度及P浓度高在合金中所含的Sn的量及P的量。与合金中所含的Sn的量及P的量相比，γ相的面积率变得越小，κ相中所含的Sn浓度及P浓度则进一步提高。相反，若γ相的面积率大，则κ相中所含的Sn浓度低在合金中所含的Sn的量。尤其，若γ相的面积率约成为10％，则κ相中所含的Sn浓度成为合金中所含的Sn的量的约一半(合金No.S01、S02、S03、S14、S101、S108)。并且，例如在合金No.S20中，若γ相的面积率从5.9％减小至0.5％，则α相的Sn浓度从0.13质量％至0.18质量％增加0.05质量％，κ相的Sn浓度从0.22质量％至0.31质量％增加0.09质量％。如此，κ相的Sn的增加量超过α相的Sn的增加量。若γ相的减少，则通过Sn在κ相中分布的增加及α相中存在较多针状κ相，切削阻力增加7N，但维持良好的切削性，通过加强κ相的耐蚀性，脱锌腐蚀深度减少为约1/4，冲击值约成为1/2，高温蠕变减少为1/3，抗拉强度提高43N/mm²，强度指数增加了77。

18)只要满足全部组成的要件、金属组织的要件，则抗拉强度为530N/mm²以上，负载相当于室温下的0.2％屈服强度的荷载并于50℃下保持100小时时的蠕变应变为0.3％以下(合金No.S103、S112等)。

19)只要满足全部组成的要件、金属组织的要件，则U形凹口的夏比冲击试验值为14J/cm²以上。在未实施冷加工的热挤出材料或锻造材料中，U形凹口的夏比冲击试验值为17J/cm²以上。而且，强度指数也超过670(合金No.S01、S02、S13、S14等)。

Si量约为2.95％，在α相内开始存在针状κ相，Si量约为3.1％，针状κ相大幅增加。关系式f2影响了针状κ相的量(合金No.S31、S32、S101、S107、S108等)。

若针状κ相的量增加，则切削性、抗拉强度、高温特性变得良好。推测为关系到α相的加强、切屑分割性(合金No.S02、S13、S23、S31、S32、S101、S107、S108等)。

ISO6509的试验方法中，含有约3％以上的β相或约5％以上的γ相，或者不含有P或含有0.01％的合金为不合格(评价：△、×)，但含有3～5％的γ相且含有约3％的μ相的合金为合格(评价：○)。本实施方式中所采用的腐蚀环境为基于假设了恶劣环境的腐蚀环境(合金No.S14、S106、S107、S112、S120)。

就耐磨耗性而言，存在许多针状κ相且含有约0.10％～0.25％的Sn、含有约0.1～约1.0％的γ相的合金，无论在润滑下还是在无润滑下均优异(合金No.S14、S18等)。

20)使用了量产设备的材料和在实验室中制成的材料的评价中，得到了大致相同的结果(合金No.S01、S02，工序No.C1、C2、E1、F1)。

21)关于制造条件：

若针对热挤出材料、挤压/拉伸的材料、热锻品，在510℃以上且575℃以下的温度区域内保持20分钟以上，或者在连续炉中，在510℃以上且575℃以下的温度下，以2.5℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却，并且将480℃至370℃的温度区域以2.5℃/分钟以上的平均冷却速度进行冷却，则得到γ相大幅减少、几乎不存在μ相，且耐蚀性、高温特性、冲击特性、机械强度优异的材料。

在对热加工材料及冷加工材料进行热处理的工序中，若热处理的温度低，则γ相的减少较少，耐蚀性、冲击特性、高温特性差。若热处理的温度高，则α相的晶粒变得粗大，γ相的减少较少，因此耐蚀性、冲击特性差，切削性也差，抗拉强度也低(合金No.S01、S02、S03，工序No.A1、AH5、AH6)。并且，当热处理的温度为520℃时，若保持时间短，则γ相的减少较少。若将热处理的时间(t)和热处理的温度(T)之间的关系表示于数式中，则为(T-500)×t(其中，T为540℃以上时，设为540)，若该数式为800以上，则γ相减少得更多(工序No.A5、A6、D1、D4、F1)。

在热处理后的冷却中，若470℃至380℃的温度区域下的平均冷却速度慢，则存在μ相，耐蚀性、冲击特性、高温特性差，抗拉强度也低(合金No.S01、S02、S03，工序No.A1～A4、AH8、DH2、DH3)。

在热处理后，热挤出材料的温度低的一方的γ相所占的比例也较少，耐蚀性、冲击特性、抗拉强度、高温特性良好。(合金No.S01、S02、S03，工序No.A1、A9)

作为热处理方法，暂且将温度提高至575℃～620℃，在冷却过程中减缓575℃至510℃的温度区域下的平均冷却速度，由此得到良好的耐蚀性、冲击特性、高温特性。在连续热处理方法中也能够确认到特性的改善(合金No.S01、S02、S03，工序No.A1、A7、A8、D5)。

在热处理中，若将温度提高至635℃，则γ相的长边的长度变长，耐蚀性差、强度降低。即使在500℃下进行长时间的加热保持，γ相的减少也少(合金No.S01、S02、S03，工序No.AH5、AH6)。

在热锻后的冷却中，通过将575℃至510℃的温度区域下的平均冷却速度控制为1.5℃/分钟，得到热锻后的γ相所占的比例少的锻造品。(合金No.S01、S02、S03，工序No.D6)。

即使使用连续铸造棒作为热锻原材料，也与挤出材料相同地得到良好的各种特性(合金No.S01、S02、S03，工序No.F3、F4)。

通过适当的热处理及热锻后的适当的冷却条件，增加了κ相中所含的Sn量、P量(合金No.S01、S02、S03，工序No.A1、AH1、C0、C1、D6)。

若在对挤出材料实施了加工率为约5％、约9％的冷加工之后进行规定的热处理，则与热挤出材料相比，耐蚀性、冲击特性、高温特性、抗拉强度提高，尤其抗拉强度增加约70N/mm²、约90N/mm²，强度指数也提高约90(合金No.S01、S02、S03，工序No.AH1、A1、A12)。通过对冷加工材料在540℃的高温下进行热处理(退火)，能够得到维持良好的切削性，耐蚀性优异，高强度，且高温特性、冲击特性优异的合金。

若对热处理材料以5％的冷加工率进行加工，则与挤出材料相比，抗拉强度增加约90N/mm²，冲击值为同等以上，耐蚀性、高温特性也有所提高。若将冷加工率设为约9％，则抗拉强度增加约140N/mm²，但冲击值略有降低(合金No.S01、S02、S03，工序No.AH1、A10、A11)。

若对热加工材料实施规定的热处理，则确认到κ相中所含的Sn的量增加，γ相大幅减少，但能够确保良好的切削性(合金No.S01、S02，工序No.AH1、A1、D7、C0、C1、EH1、E1、FH1、F1)。

若实施适当的热处理，则在α相中将存在针状κ相(合金No.S01、S02、S03，工序No.AH1、A1、D7、C0、C1、EH1、E1、FH1、F1)。推测为通过在α相中存在针状κ相，抗拉强度、耐磨耗性得到提高，切削性也良好，补偿了γ相的大幅减少。

能够确认在冷加工后或热加工后进行低温退火的情况下，以240℃以上且350℃以下的温度从10分钟加热至300分钟，将加热温度设为T℃、将加热时间设为t分钟时，若以150≤(T-220)×(t)^1/2≤1200的条件进行热处理，则能够得到具备恶劣的环境下的优异的耐蚀性，带有良好的冲击特性、高温特性的冷加工材料、热加工材料(合金No.S01，工序No.B1～B3)。

在对合金No.S01～S03实施了工序No.AH9而得的试样中，由于变形阻力高，未能挤出至最后，因此中止了之后的评价。

在工序No.BH1中，矫正不充分且低温退火不适当，从而产生品质上问题。

根据以上情况，如本实施方式的合金那样，各添加元素的含量和各组成关系式、金属组织、各组织关系式在适当的范围内的本实施方式的合金为热加工性(热挤压、热锻)优异，且耐蚀性、切削性也良好。并且，为了在本实施方式的合金中获得优异的特性，能够通过将热挤压及热锻中的制造条件、热处理中的条件设为适当范围来实现。

(实施例2)

关于本实施方式的比较例的合金，得到了在恶劣的水环境下使用了8年的铜合金Cu-Zn-Si合金铸件(试验No.T601/合金No.S201)。另外，并没有所使用的环境的水质等详细资料。通过与实施例1相同的方法进行了试验No.T601的组成、金属组织的分析。并且，使用金属显微镜镜对截面的腐蚀状态进行了观察。详细而言，以使曝露表面与长边方向保持垂直的方式，将试样注入酚醛树脂材料中。接着，以使腐蚀部的截面作为最长的切断部而获得的方式切断了试样。接着对试样进行了抛光。使用金属显微镜镜对截面进行了观察。并测定了最大腐蚀深度。

接着，在与试验No.T601相同的组成及制作条件下制作出类似的合金铸件(试验No.T602/合金No.S202)。对于类似的合金铸件(试验No.T602)，进行了实施例1中记载的组成、金属组织的分析、机械特性等的评价(测定)及脱锌腐蚀试验1～3。而且，对试验No.T601的基于实际的水环境的腐蚀状态与试验No.T602的脱锌腐蚀试验1～3的基于加速试验的腐蚀状态进行比较，验证脱锌腐蚀试验1～3的加速试验的有效性。

并且，对实施例1中记载的本实施方式的合金(试验No.T28/合金No.S01/工序No.C2)的脱锌腐蚀试验1的评价结果(腐蚀状态)与试验No.T601的腐蚀状态和试验No.T602的脱锌腐蚀试验1的评价结果(腐蚀状态)进行比较，考察了试验No.T28的耐蚀性。

通过以下方法制作出试验No.T602。

以成为与试验No.T601(合金No.S201)大致相同组成的方式熔解原料，在浇铸温度1000℃下浇铸于内径的铸模中，从而制作出铸件。之后，关于铸件，将575℃～510℃的温度区域以约20℃/分钟的平均冷却速度进行冷却，继而，将470℃至380℃的温度区域以约15℃/分钟的平均冷却速度进行冷却。通过上述，制作出试验No.T602的试样。

组成、金属组织的分析方法、机械特性等的测定方法及脱锌腐蚀试验1～3的方法为如实施例1中所记载。

将所得的结果示于表48～表50及图4。

[表48]

[表49]

[表50]

在恶劣的水环境下使用了8年的铜合金铸件(试验No.T601)中，至少Sn、P的含量在本实施方式的范围的外。

图4(a)表示试验No.T601的截面的金属显微镜照片。

试验No.T601中，在恶劣的水环境下使用了8年，因该使用环境而产生的腐蚀的最大腐蚀深度为138μm。

在腐蚀部的表面，与α相、κ相无关地产生了脱锌腐蚀(自表面起平均约100μm的深度)。

在α相、κ相被腐蚀的腐蚀部分中，随着朝向内部而存在健全的α相。

α相、κ相的腐蚀深度具有凹凸而非恒定，大致从其边界部朝向内部，腐蚀仅产生于γ相(从α相、κ相被腐蚀的边界部分朝向内部约40μm的深度：局部产生的仅γ相上的腐蚀)。

图4(b)表示试验No.T602的脱锌腐蚀试验1之后的截面的金属显微镜照片。

最大腐蚀深度为146μm。

其中，随着朝向内部而存在健全的α相。

α相、κ相的腐蚀深度具有凹凸而非恒定，大致从其边界部朝向内部，腐蚀仅产生于γ相(从α相、κ相被腐蚀的边界部分，只有局部产生的γ相的腐蚀长度约为45μm)。

得知图4(a)的在8年间由于恶劣的水环境产生的腐蚀与图4(b)的通过脱锌腐蚀试验1产生的腐蚀为大致相同的腐蚀方式。并且，Sn、P的量不满足本实施方式的范围，因此在水与试验液接触的部分，α相和κ相这两者腐蚀，在腐蚀部的末端，γ相在各处选择性地腐蚀。另外，κ相中的Sn及P的浓度低。

试验No.T601的最大腐蚀深度略浅于试验No.T602的脱锌腐蚀试验1中的最大腐蚀深度。但是，试验No.T601的最大腐蚀深度略深于试验No.T602的脱锌腐蚀试验2中的最大腐蚀深度。由实际的水环境引起的腐蚀的程度受到水质的影响，但脱锌腐蚀试验1、2的结果与由实际的水环境引起的腐蚀结果在腐蚀方式和腐蚀深度这两者中大致一致。因此，得知脱锌腐蚀试验1、2的条件为有效，在脱锌腐蚀试验1、2中，得到与由实际的水环境引起的腐蚀结果大致相同的评价结果。

并且，脱锌腐蚀试验1、2的加速试验的加速率与由实际恶劣的水环境引起的腐蚀大致一致，认为该情况基于脱锌腐蚀试验1、2为假设了恶劣环境。

试验No.T602的脱锌腐蚀试验3(ISO6509脱锌腐蚀试验)的结果为“○”(good)。因此，脱锌腐蚀试验3的结果与由实际的水环境引起的腐蚀结果不一致。

脱锌腐蚀试验1的试验时间为两个月，约为75～100倍的加速试验。脱锌腐蚀试验2的试验时间为三个月，约为30～50倍的加速试验。相对于此，脱锌腐蚀试验3(ISO6509脱锌腐蚀试验)的试验时间为24小时，约为1000倍以上的加速试验。

如脱锌腐蚀试验1、2，认为通过使用更接近实际的水环境的试验液进行两、三个月的长时间的试验，从而得到与由实际的水环境引起的腐蚀结果大致相同的评价结果。

尤其，在试验No.T601的在8年间由恶劣的水环境引起的腐蚀结果和试验No.T602的脱锌腐蚀试验1、2的腐蚀结果中，γ相与表面的α相、κ相的腐蚀一同被腐蚀。但是，在脱锌腐蚀试验3(ISO6509脱锌腐蚀试验)的腐蚀结果中，γ相几乎未腐蚀。因此，认为在脱锌腐蚀试验3(ISO6509脱锌腐蚀试验)中，无法适当地评价与表面的α相、κ相的腐蚀一同进行的γ相的腐蚀，并且与由实际的水环境引起的腐蚀结果不一致。

图4(c)表示试验No.T28(合金No.S01/工序No.C2)的脱锌腐蚀试验1之后的截面的金属显微镜照片。

在表面附近，露出于表面的γ相和κ相的约40％被腐蚀。但是，剩余的κ相和α相健全的(未腐蚀)。腐蚀深度最大也约为25μm。进而随着朝向内部，以约20μm的深度产生了γ相或μ相的选择性腐蚀。认为γ相或μ相的长边的长度为确定腐蚀深度的很大因素之一。

与图4(a)、(b)的试验No.T601、T602相比，在图4(c)的本实施方式的试验No.T28中得知表面附近的α相及κ相的腐蚀大幅得到抑制。推测该情况延缓了腐蚀的进行。根据腐蚀方式的观察结果，作为表面附近的α相及κ相的腐蚀大幅得到抑制的主要因素，认为通过使κ相含有Sn而提高了κ相的耐蚀性。

产业上的可利用性

本发明的易切削性铜合金的热加工性(热挤压性及热锻性)优异，且耐蚀性、切削性优异。因此，本发明的易切削性铜合金为适合于水龙头、阀、接头等在人和动物每日摄取的饮用水中使用的器具、阀、接头等电气/汽车/机械/工业用配管构件、与液体接触的器具、组件中。

具体而言，能够优选适用为饮用水、排水、工业用水所流动的水龙头配件、混合式水龙头配件、排水配件、水龙头本体、供热水机组件、热水器(EcoCute)组件、软管配件、喷水器、水表、活栓、消防栓、软管接头、供排水旋塞(cock)、泵、集流管(header)、减压阀、阀座、闸阀、阀、阀杆、管套节(union)、法兰、分水旋塞(corporation cock)、水龙头阀、球阀、各种阀、配管接头的构成材料等，例如以弯管、插座、平筒(cheese)、弯头、连接器、配接器、T形管、接头(joint)等名称使用。

并且，能够优选适用于作为汽车组件使用的电磁阀、控制阀、各种阀、散热器组件、油冷却器组件、气缸，作为机械用构件的配管接头、阀、阀杆、热交换器组件、供排水旋塞、气缸、泵，作为工业用配管构件的配管接头、阀、阀杆等中。

Claims

1.一种易切削性铜合金，其特征在于，

含有75.0质量％以上且78.5质量％以下的Cu、2.95质量％以上且3.55质量％以下的Si、0.07质量％以上且0.28质量％以下的Sn、0.06质量％以上且0.14质量％以下的P、0.022质量％以上且0.25质量％以下的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质，

76.2≤f1＝[Cu]+0.8×[Si]-8.5×[Sn]+[P]+0.5×[Pb]≤80.3、

61.5≤f2＝[Cu]-4.3×[Si]-0.7×[Sn]-[P]+0.5×[Pb]≤63.3，

并且，在金属组织的构成相中，将α相的面积率设为α％、将β相的面积率设为β％、将γ相的面积率设为γ％、将κ相的面积率设为κ％、将μ相的面积率设为μ％时，具有如下关系：

25≤κ≤65、

0≤γ≤1.5、

0≤β≤0.2、

0≤μ≤2.0、

97.0≤f3＝α+κ、

99.4≤f4＝α+κ+γ+μ、

0≤f5＝γ+μ≤2.5、

27≤f6＝κ+6×γ^1/2+0.5×μ≤70，

2.根据权利要求1所述的易切削性铜合金，其特征在于，

还含有选自0.02质量％以上且0.08质量％以下的Sb、0.02质量％以上且0.08质量％以下的As、0.02质量％以上且0.30质量％以下的Bi中的一种或两种以上。

3.一种易切削性铜合金，其特征在于，

含有75.5质量％以上且78.0质量％以下的Cu、3.1质量％以上且3.4质量％以下的Si、0.10质量％以上且0.27质量％以下的Sn、0.06质量％以上且0.13质量％以下的P、0.024质量％以上且0.24质量％以下的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质，

76.6≤f1＝[Cu]+0.8×[Si]-8.5×[Sn]+[P]+0.5×[Pb]≤79.6、

61.7≤f2＝[Cu]-4.3×[Si]-0.7×[Sn]-[P]+0.5×[Pb]≤63.2，

30≤κ≤56、

0≤γ≤0.8、

β＝0、

0≤μ≤1.0、

98.0≤f3＝α+κ、

99.6≤f4＝α+κ+γ+μ、

0≤f5＝γ+μ≤1.5、

32≤f6＝κ+6×γ^1/2+0.5×μ≤62，

4.根据权利要求3所述的易切削性铜合金，其特征在于，

还含有选自超过0.02质量％且0.07质量％以下的Sb、超过0.02质量％且0.07质量％以下的As、0.02质量％以上且0.20质量％以下的Bi中的一种或两种以上。

5.根据权利要求1至4中任一项所述的易切削性铜合金，其特征在于，

作为所述不可避免的杂质的Fe、Mn、Co及Cr的合计量小于0.08质量％。

6.根据权利要求1至5中任一项所述的易切削性铜合金，其特征在于，

κ相中所含的Sn的量为0.08质量％以上且0.45质量％以下，κ相中所含的P的量为0.07质量％以上且0.24质量％以下。

7.根据权利要求1至6中任一项所述的易切削性铜合金，其特征在于，

夏比冲击试验值为超过14J/cm²且小于50J/cm²，抗拉强度为530N/mm²以上，并且在负载有相当于室温下的0.2％屈服强度的荷载的状态下在150℃下保持100小时之后的蠕变应变为0.4％以下。

8.根据权利要求1至7中任一项所述的易切削性铜合金，其特征在于，

其使用于自来水管用器具、工业用配管构件、与液体接触的器具、汽车用组件或电气产品组件中。

9.一种易切削性铜合金的制造方法，其特征在于，该制造方法为权利要求1至8中任一项所述的易切削性铜合金的制造方法，具有：

冷加工工序和热加工工序中的任意一个工序或两个工序；以及在所述冷加工工序或所述热加工工序之后实施的退火工序，

在所述退火工序中，在510℃以上且575℃以下的温度下保持20分钟至8小时，或者将575℃至510℃的温度区域以0.1℃/分钟以上且2.5℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却，

继而，将470℃至380℃的温度区域以超过2.5℃/分钟且小于500℃/分钟的平均冷却速度进行冷却。

10.一种易切削性铜合金的制造方法，其特征在于，该制造方法为权利要求1至8中任一项所述的易切削性铜合金的制造方法，

11.一种易切削性铜合金的制造方法，其特征在于，该制造方法为权利要求1至8中任一项所述的易切削性铜合金的制造方法，具有：

冷加工工序和热加工工序中的任意一个工序或两个工序；以及在所述冷加工工序或所述热加工工序之后实施的低温退火工序，

在所述低温退火工序中，设为如下的条件：将材料温度设为240℃以上且350℃以下的范围、将加热时间设为10分钟以上且300分钟以下的范围，且将材料温度设为T℃、将加热时间设为t分钟时，满足150≤(T-220)×t^1/2≤1200。