特許 6850985 快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B1)

(11)【特許番号】6850985

(24)【登録日】2021年3月11日

(45)【発行日】2021年3月31日

(54)【発明の名称】快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 9/04 20060101AFI20210322BHJP

   C22F 1/08 20060101ALI20210322BHJP

   C22F 1/00 20060101ALN20210322BHJP

【ＦＩ】

   C22C9/04

   C22F1/08 K

   !C22F1/00 686A

   !C22F1/00 624

   !C22F1/00 630A

   !C22F1/00 623

   !C22F1/00 625

   !C22F1/00 630B

   !C22F1/00 630C

   !C22F1/00 630J

   !C22F1/00 630K

   !C22F1/00 631A

   !C22F1/00 631Z

   !C22F1/00 640A

   !C22F1/00 641Z

   !C22F1/00 661A

   !C22F1/00 673

   !C22F1/00 674

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   !C22F1/00 681

   !C22F1/00 683

   !C22F1/00 684A

   !C22F1/00 684B

   !C22F1/00 684C

   !C22F1/00 685Z

   !C22F1/00 691B

   !C22F1/00 691C

   !C22F1/00 692A

   !C22F1/00 692B

   !C22F1/00 694A

   !C22F1/00 694B

【請求項の数】7

【全頁数】60

(21)【出願番号】特願2020-539099(P2020-539099)

(86)(22)【出願日】2020年3月16日

(86)【国際出願番号】JP2020011343

【審査請求日】2020年7月15日

(31)【優先権主張番号】PCT/JP2019/048438

(32)【優先日】2019年12月11日

(33)【優先権主張国】JP

(31)【優先権主張番号】PCT/JP2019/048455

(32)【優先日】2019年12月11日

(33)【優先権主張国】JP

(31)【優先権主張番号】特願2019-116914(P2019-116914)

(32)【優先日】2019年6月25日

(33)【優先権主張国】JP

(31)【優先権主張番号】特願2019-130143(P2019-130143)

(32)【優先日】2019年7月12日

(33)【優先権主張国】JP

(31)【優先権主張番号】特願2019-141096(P2019-141096)

(32)【優先日】2019年7月31日

(33)【優先権主張国】JP

(31)【優先権主張番号】特願2019-163773(P2019-163773)

(32)【優先日】2019年9月9日

(33)【優先権主張国】JP

【早期審査対象出願】

(73)【特許権者】

【識別番号】000006264

【氏名又は名称】三菱マテリアル株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100149548

【弁理士】

【氏名又は名称】松沼 泰史

(74)【代理人】

【識別番号】100175802

【弁理士】

【氏名又は名称】寺本 光生

(74)【代理人】

【識別番号】100142424

【弁理士】

【氏名又は名称】細川 文広

(74)【代理人】

【識別番号】100140774

【弁理士】

【氏名又は名称】大浪 一徳

(72)【発明者】

【氏名】大石 恵一郎

(72)【発明者】

【氏名】須崎 孝一

(72)【発明者】

【氏名】後藤 弘樹

【審査官】 川口 由紀子

(56)【参考文献】

【文献】 特開２０１０−２４２１８４（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１６−１４５４１１（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１８−１７２７２５（ＪＰ，Ａ）

【文献】 国際公開第２０１３／０６５８３０（ＷＯ，Ａ１）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ９／０４

Ｃ２２Ｆ １／０８

Ｃ２２Ｆ １／００

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

５７．５ｍａｓｓ%超え６４．５ｍａｓｓ%未満のＣｕと、０．２０ｍａｓｓ%超え１．２０ｍａｓｓ%未満のＳｉと、０．００１ｍａｓｓ%超え０．２０ｍａｓｓ%未満のＰｂと、０．１０ｍａｓｓ%超え１．００ｍａｓｓ%未満のＢｉと、０．００１ｍａｓｓ%超え０．２０ｍａｓｓ%未満のＰを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
前記不可避不純物のうち、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量が０．４５ｍａｓｓ%未満であり、かつ、Ｓｎ，Ａｌの合計量が０．４５ｍａｓｓ%未満であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ%、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ%、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ%、Ｂｉの含有量を［Ｂｉ］ｍａｓｓ%、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ%とした場合に、
５６．３≦ｆ１＝［Ｃｕ］−４．８×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｂｉ］−０．５×［Ｐ］≦５９．５
０．１２≦ｆ２＝［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜１．０
の関係を有し、
非金属介在物を除いた金属組織の構成相において、α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相の１０相の金属相を対象とし、α相の面積率を（α）%、γ相の面積率を（γ）%、β相の面積率を（β）%、μ相の面積率を（μ）%、κ相の面積率を（κ）%、δ相の面積率を（δ）%、ε相の面積率を（ε）%、ζ相の面積率を（ζ）%、η相の面積率を（η）%、χ相の面積率を（χ）%とし、（α）+（β）+（γ）+（μ）+（κ）+（δ）+（ε）+（ζ）+（η）+（χ）＝１００とした場合に、
２０≦ｆ３＝（α）≦８５
１５≦ｆ４＝（β）≦８０
０≦ｆ５＝（γ）＜４
８．５≦ｆ６＝（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］）^１／２×１０＋［Ｐ］^１／２×６＋（β）^１／２×［Ｓｉ］^１／２×０．８＋（γ）^１／２×０．５≦１８．０
０．４５≦ｆ７＝（（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］）^１／２−０．０５）×（（β）^１／２−３）×（［Ｓｉ］^１／２−０．２））≦３．６
の関係を有し、
α相内にＢｉを主成分とする粒子が存在していることを特徴とする快削性銅合金。

【請求項2】

５８．５ｍａｓｓ%以上６４．０ｍａｓｓ%以下のＣｕと、０．３５ｍａｓｓ%超え１．１５ｍａｓｓ%未満のＳｉと、０．００３ｍａｓｓ%以上０．０９５ｍａｓｓ%以下のＰｂと、０．１２ｍａｓｓ%以上０．４９ｍａｓｓ%以下のＢｉと、０．０１０ｍａｓｓ%以上０．１５ｍａｓｓ%以下のＰを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
前記不可避不純物のうち、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量が０．３５ｍａｓｓ%以下であり、かつ、Ｓｎ，Ａｌの合計量が０．３５ｍａｓｓ%以下であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ%、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ%、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ%、Ｂｉの含有量を［Ｂｉ］ｍａｓｓ%、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ%とした場合に、
５６．８≦ｆ１＝［Ｃｕ］−４．８×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｂｉ］−０．５×［Ｐ］≦５９．０
０．１５≦ｆ２＝［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．５０
の関係を有するとともに、
非金属介在物を除いた金属組織の構成相において、α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相の１０相の金属相を対象とし、α相の面積率を（α）%、γ相の面積率を（γ）%、β相の面積率を（β）%、μ相の面積率を（μ）%、κ相の面積率を（κ）%、δ相の面積率を（δ）%、ε相の面積率を（ε）%、ζ相の面積率を（ζ）%、η相の面積率を（η）%、χ相の面積率を（χ）%とし、（α）+（β）+（γ）+（μ）+（κ）+（δ）+（ε）+（ζ）+（η）+（χ）＝１００とした場合に、
２８≦ｆ３＝（α）≦７５
２５≦ｆ４＝（β）≦７２
０≦ｆ５＝（γ）＜２
１０．０≦ｆ６＝（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］）^１／２×１０＋［Ｐ］^１／２×６＋（β）^１／２×［Ｓｉ］^１／２×０．８＋（γ）^１／２×０．５≦１６．０
０．６≦ｆ７＝（（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］）^１／２−０．０５）×（（β）^１／２−３）×（［Ｓｉ］^１／２−０．２））≦２．４
の関係を有し、
α相内にＢｉを主成分とする粒子が存在し、かつβ相内にＰを含む化合物が存在していることを特徴とする快削性銅合金。

【請求項3】

電気伝導率が１５％ＩＡＣＳ以上であり、かつ、少なくとも引張強さＳ（Ｎ／ｍｍ^２）が４３０Ｎ／ｍｍ^２以上であって、
前記引張強さＳと伸びＥ（％）とのバランスを示すｆ８＝Ｓ×（１００＋Ｅ）／１００が５８０以上であることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の快削性銅合金。

【請求項4】

自動車部品、電気・電子機器部品、機械部品、文具、玩具、摺動部品、計器部品、精密機械部品、医療用部品、飲料用器具・部品、排水用器具・部品、工業用配管部品に用いられることを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の快削性銅合金。

【請求項5】

請求項１から請求項４のいずれか一項に記載された快削性銅合金の製造方法であって、
１以上の熱間加工工程を有し、前記熱間加工工程のうち、最終の熱間加工工程においては、熱間加工温度が５３０℃超え６５０℃未満であり、熱間加工後の５３０℃から４５０℃までの温度領域における平均冷却速度が０．１℃／分以上５０℃／分以下であることを特徴とする快削性銅合金の製造方法。

【請求項6】

冷間加工工程、矯正加工工程、及び焼鈍工程から選択される１以上の工程を更に有することを特徴とする請求項５に記載の快削性銅合金の製造方法。

【請求項7】

前記熱間加工工程、冷間加工工程、矯正加工工程、及び焼鈍工程のうち、最終の工程の後に実施する低温焼鈍工程を更に有し、前記低温焼鈍工程では、保持温度が２５０℃以上４３０℃以下であり、保持時間が１０分以上２００分以下であることを特徴とする請求項５又は請求項６に記載の快削性銅合金の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、強度が高く、鉛の含有量を大幅に減少させた快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法に関する。本発明は、自動車部品、電気・電子機器部品、機械部品、文具、玩具、摺動部品、計器部品、精密機械部品、医療用部品、飲料用器具・部品、排水用器具・部品、工業用配管部品、及び飲料水、工業用水、排水、水素などの液体や気体に係る部品に用いられる快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法に関連している。具体的な部品名称として、バルブ、継手、コック、給水栓、水栓金具、歯車、軸、軸受け、シャフト、スリーブ、スピンドル、センサー、ボルト、ナット、フレアナット、ペン先、インサートナット、袋ナット、ニップル、スペーサー、ねじなどが挙げられ、本発明は、これら切削が施される部品に用いられる快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法に関連している。
本願は、２０１９年６月２５日に日本に出願された特願２０１９−１１６９１４号、２０１９年７月１２日に日本に出願された特願２０１９−１３０１４３号、２０１９年７月３１日に日本に出願された特願２０１９−１４１０９６号、２０１９年９月９日に日本に出願された特願２０１９−１６３７７３号、２０１９年１２月１１日に出願された国際出願ＰＣＴ／ＪＰ２０１９／０４８４３８、及び２０１９年１２月１１日に出願された国際出願ＰＣＴ／ＪＰ２０１９／０４８４５５に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

【背景技術】

【0002】

従来から、自動車部品、電気・家電・電子機器部品、機械部品、文具、精密機械部品、医療用部品、および飲料水、工業用水、排水、水素などの液体や気体に関わる器具・部品、具体的な部品名称として、バルブ、継手、歯車、センサー、ナット、ねじなどの部品には、優れた被削性を備えた、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｐｂ合金（いわゆる快削黄銅棒、鍛造用黄銅、鋳物用黄銅）、あるいはＣｕ−Ｓｎ−Ｚｎ−Ｐｂ合金（いわゆる青銅鋳物：ガンメタル）が一般的に使用されていた。
Ｃｕ−Ｚｎ−Ｐｂ合金は、５６〜６５ｍａｓｓ％のＣｕと、１〜４ｍａｓｓ％のＰｂを含有し、残部がＺｎである。Ｃｕ−Ｓｎ−Ｚｎ−Ｐｂ合金は、８０〜８８ｍａｓｓ％のＣｕと、２〜８ｍａｓｓ％のＳｎ、１〜８ｍａｓｓ％のＰｂを含有し、残部がＺｎである。

【0003】

銅合金に添加されるＰｂは、特にドリルを用いた穴あけ加工において絶大な効果を発揮する。近年、ますます各種の機器、部品が小型化し、それらの部品に対する微細な穴あけ加工の必要性が高まっている。情報家電や医療機器、自動車部品など、さまざまな工業製品の軽薄短小化は、今後ますます加速すると予測される。

【0004】

しかしながら、近年では、Ｐｂの人体や環境に与える影響が懸念されるようになり、各国でＰｂに関する規制の動きが活発化している。例えば、米国カリフォルニア州では、２０１０年１月より、飲料水器具等に含まれるＰｂ含有量を０．２５ｍａｓｓ％以下とする規制が発効されている。米国以外の国においても、その規制の動きは急速であり、Ｐｂ含有量の規制に対応した銅合金材料の開発が求められている。

【0005】

また、その他の産業分野、自動車、電気・電子機器、機械などの産業分野においても、例えば、欧州のＥＬＶ規制、ＲｏＨＳ規制では、快削性銅合金のＰｂ含有量が例外的に４ｍａｓｓ％まで認められているが、飲料水の分野と同様、例外の撤廃を含め、Ｐｂ含有量の規制強化が活発に議論されている。

【0006】

このような快削性銅合金のＰｂ規制強化の動向の中、（１）Ｐｂの代わりに被削性（被削性能、被削性機能）を有するＢｉと、場合によっては、Ｂｉと共にＳｅを含有するＣｕ−Ｚｎ−Ｂｉ合金、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｂｉ−Ｓｅ合金、（２）高濃度のＺｎを含有し、β相を増やして被削性の向上を図ったＣｕ−Ｚｎ合金、あるいは、（３）Ｐｂの代わりに被削性を有するγ相、κ相を多く含んだＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ合金、さらには（４）γ相を多く含み、かつＢｉを含有するＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ−Ｂｉ合金などが提唱されている。
特許文献１においては、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｂｉ合金に、Ｓｎを０．７〜２．５ｍａｓｓ％の量で添加してγ相を析出させることにより、被削性と耐食性の改善を図っている。

【0007】

しかしながら、Ｐｂの代わりにＢｉを含有させた合金に関して、Ｂｉは、被削性においてＰｂより劣ること、Ｂｉは、Ｐｂと同様に人体に有害であるおそれがあること、Ｂｉは、希少金属であるので資源上の問題があること、Ｂｉは、銅合金材料を脆くする問題があることなどを含め、多くの問題を有している。
また、特許文献１に示すように、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ合金においてγ相を析出させたとしても、Ｓｎを含有させたγ相は、被削性を持つＢｉの共添加を必要としているように、被削性に劣る。

【0008】

また、多量のβ相を含むＣｕ−Ｚｎの２元合金は、β相が被削性の改善に貢献するが、β相は、Ｐｂに比べ被削性が劣るので、到底、Ｐｂ含有快削性銅合金の代替にはなりえない。
そこで、快削性銅合金として、Ｐｂの代わりにＳｉを含有したＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金が、例えば特許文献２〜１１に提案されている。

【0009】

特許文献２，３においては、主として、Ｃｕ濃度が６９〜７９ｍａｓｓ％、Ｓｉ濃度が２〜４ｍａｓｓ％とされ、Ｃｕ、Ｓｉ濃度が高い合金で形成されるγ相、場合によってはκ相の優れた被削性を有することにより、Ｐｂを含有させずに、又は、少量のＰｂの含有で、優れた被削性を実現させている。Ｓｎ，Ａｌを、それぞれ、０．３ｍａｓｓ％以上、０．１ｍａｓｓ％以上の量で含有することにより、被削性を有するγ相の形成をさらに増大、促進させ、被削性を改善させる。そして、多くのγ相の形成により、耐食性の向上を図っている。

【0010】

特許文献４においては、０．０２ｍａｓｓ％以下の極少量のＰｂを含有させ、主として、Ｐｂ含有量を考慮し、単純にγ相、κ相の合計含有面積を規定することにより、優れた被削性を得るものとしている。
特許文献５には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金にＦｅを含有させた銅合金が提案されている。
特許文献６には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金にＳｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｍｎを含有させた銅合金が提案されている。

【0011】

特許文献７には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、κ相を含むα相マトリックスを有し、β相、γ相及びμ相の面積率を制限した銅合金が提案されている。
特許文献８には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、κ相を含むα相マトリックスを有し、β相及びγ相の面積率を制限した銅合金が提案されている。
特許文献９には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、γ相の長辺の長さ、μ相の長辺の長さを規定した銅合金が提案されている。
特許文献１０には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金に、Ｓｎ及びＡｌを添加した銅合金が提案されている。
特許文献１１には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、γ相をα相及びβ相の相境界の間に粒状に分布させることで被削性を向上させた銅合金が提案されている。
特許文献１３には、Ｃｕ−Ｚｎ合金にＳｉを含有させることにより、β相を分散させ、冷間加工性を向上させることが提案されている。
特許文献１４には、Ｃｕ−Ｚｎ合金に、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｓｉを添加した銅合金が提案されている。

【0012】

ここで、上述のＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金においては、特許文献１３及び非特許文献１に記載されているように、Ｃｕ濃度が６０ｍａｓｓ％以上、Ｚｎ濃度が４０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ濃度が１０ｍａｓｓ％以下の組成に絞っても、マトリックスα相の他に、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相の１０種類の金属相、場合によっては、α’、β’、γ’を含めると１３種類の金属相が存在することが知られている。さらに、添加元素が増えると、金属組織はより複雑になることや、新たな相や金属間化合物が出現する可能性があること、また、平衡状態図から得られる合金と実際に生産されている合金では、存在する金属相の構成に大きなずれが生じることが経験上よく知られている。さらに、これらの相の組成は、銅合金のＣｕ、Ｚｎ、Ｓｉ等の濃度、および、加工熱履歴によっても、変化することがよく知られている。

【0013】

ところで、Ｐｂを含有したＣｕ−Ｚｎ−Ｐｂ合金においては、Ｃｕ濃度が約６０ｍａｓｓ％であるのに対し、これら特許文献２〜９に記載されているＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金では、Ｃｕ濃度がいずれも６５ｍａｓｓ％以上であり、経済性の観点から、高価であるＣｕの濃度の低減が望まれている。
特許文献１０においては、熱処理なしに優れた耐食性を得るために、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金に、ＳｎとＡｌを含有することを必須とし、かつ、優れた被削性を実現させるために、多量のＰｂ、またはＢｉを必要としている。
特許文献１１においては、Ｃｕ濃度が、約６５ｍａｓｓ％以上であり、鋳造性、機械的強度が良好なＰｂを含有しない銅合金鋳物であり、γ相によって被削性が改善されるとしており、Ｓｎ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｓｂ，Ｂを多量に含有した実施例が記載されている。

【0014】

また、従来のＰｂが添加された快削性銅合金には、少なくとも１昼夜の間に切削のトラブルなしに、さらには、１昼夜の間に切削工具の交換や刃具の研磨などの調整なしに、高速で外周切削やドリル穴あけ加工などの切削加工できることが求められている。切削の難易度にもよるが、Ｐｂの含有量を大幅に低減させた合金においても、同等の被削性が求められている。

【0015】

ここで、特許文献５においては、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金にＦｅを含有させているが、ＦｅとＳｉは、γ相より硬く脆いＦｅ−Ｓｉの金属間化合物を形成する。この金属間化合物は、切削加工時には切削工具の寿命を短くし、研磨時にはハードスポットが形成され外観上の不具合が生じるなど問題がある。また、Ｆｅは添加元素であるＳｉと結合し、Ｓｉは金属間化合物として消費されることから、合金の性能を低下させてしまう。
また、特許文献６においては、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金に、Ｓｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｍｎを添加しているが、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｍｎは、いずれもＳｉと化合して硬くて脆い金属間化合物を生成する。このため、特許文献５と同様に、切削や研磨時に問題を生じさせる。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0016】

【特許文献1】国際公開第２００８／０８１９４７号

【特許文献2】特開２０００−１１９７７５号公報

【特許文献3】特開２０００−１１９７７４号公報

【特許文献4】国際公開第２００７／０３４５７１号

【特許文献5】特表２０１６−５１１７９２号公報

【特許文献6】特開２００４−２６３３０１号公報

【特許文献7】国際公開第２０１２／０５７０５５号

【特許文献8】特開２０１３−１０４０７１号公報

【特許文献9】国際公開第２０１９／０３５２２５号

【特許文献10】特開２０１８−０４８３９７号公報

【特許文献11】特表２０１９−５０８５８４号公報

【特許文献12】国際公開第２００５／０９３１０８号

【特許文献13】米国特許第４，０５５，４４５号明細書

【特許文献14】特開２０１６−１９４１２３号公報

【非特許文献】

【0017】

【非特許文献1】美馬源次郎、長谷川正治：伸銅技術研究会誌，２（１９６３），Ｐ．６２〜７７

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0018】

本発明は、斯かる従来技術の問題を解決するためになされたものであり、熱間加工性に優れ、強度が高く、強度と延性のバランスに優れ、鉛の含有量を大幅に減少させた快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法を提供することを課題とする。
なお、本明細書において、特に断りのない限り、熱間加工材には、熱間押出材、熱間鍛造材、熱間圧延材を含んでいる。冷間加工性とは、抽伸、伸線、圧延、かしめ、曲げなど冷間で行われる加工の性能を指す。ドリル切削は、ドリルによる穴あけ切削加工を指す。良好で優れた被削性とは、断りがない限り、旋盤を用いた外周切削やドリル穴あけ加工時、切削抵抗が低く、切屑の分断性が良いこと、或いは優れることを指す。伝導性とは、電気伝導性、熱伝導性を指す。また、β相には、β’相を含み、γ相には、γ’相を含み、α相にはα’相を含む。冷却速度とは、ある温度範囲での平均の冷却速度を指す。さらに、Ｂｉを主成分とする粒子は、Ｂｉ粒子と、ＢｉとＰｂの両方を含む粒子（ＢｉとＰｂの合金の粒子）を指し、Ｂｉの濃度が３０ｍａｓｓ％を超える粒子であり、Ｂｉ粒子と称することがある。１昼夜は、１日間を意味する。Ｐを含む化合物は、Ｐと、少なくともＳｉ及びＺｎのいずれか一方又は両方とを含む化合物、場合によっては、さらにＣｕを含む化合物や、さらに不可避不純物であるＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｏなどを含む化合物である。Ｐを含む化合物は、例えばＰ−Ｓｉ、Ｐ−Ｓｉ−Ｚｎ、Ｐ−Ｚｎ、Ｐ−Ｚｎ−Ｃｕなどの化合物である。Ｐを含む化合物は、ＰとＳｉ，Ｚｎを含む化合物とも言う。

【課題を解決するための手段】

【0019】

上述の課題を解決して、前記目的を達成するために、本発明者らは鋭意検討した結果、以下のような知見を得た。
上述の特許文献４では、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、β相は、銅合金の被削性にほとんど貢献することなく、むしろ阻害するとされている。特許文献２、３では、β相が存在する場合、熱処理によりβ相をγ相に変化させるとされている。特許文献７、８、９においても、β相の量は大幅に制限されている。特許文献１、１２では、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ−Ｂｉ合金において、優れた耐脱亜鉛腐食性を実現させるために、耐食性に劣るβ相が制限されている。特許文献１４では、β相の耐脱亜鉛腐食性の改善のために、ＳｎとＳｉが含有されること、７００℃以上の温度で熱間押出されること、及び保持温度が４００℃〜６００℃であり、４００℃〜２００℃の平均冷却速度が０．２〜１０℃／秒である熱処理を行うことが必要とされている。

【0020】

本発明者らは、まず、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、従来の技術では、被削性への効果がないとされていたβ相に関し、鋭意研究を重ね、被削性に大きな効果があるβ相の組成を究明した。すなわち、適切な量のＣｕとＺｎに、適切な量のＳｉを含有させたＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金のβ相は、Ｓｉを含有しないβ相に比べ、被削性が著しく向上した。
しかしながら、Ｓｉを含有するβ相であっても、切屑の分断性や、切削抵抗では、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有した快削黄銅との被削性の差は依然として大きかった。

【0021】

そこで、その課題を解決するために、更なる金属組織面からの改善手段があることが分かった。
１つは、β相自身の被削性（被削性能、被削性機能）を向上させるために、さらにＰを含有させ、β相中へＰを固溶し、そして約０．５〜３μｍの大きさのＰとＳｉ，Ｚｎを含む化合物（例えばＰ−Ｓｉ、Ｐ−Ｓｉ−Ｚｎ、Ｐ−Ｚｎ、Ｐ−Ｚｎ−Ｃｕ）を、適切な量のＳｉを含有したＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金のβ相に析出させた。この結果、β相の被削性はより一層向上した。しかしながら、被削性を向上させたβ相は、延性や靭性に乏しい。β相の被削性を損なわずに延性の改善を図るため、適正なβ相とα相の量と、α相とβ相の分布、およびα相の結晶粒の形状を制御した。

【0022】

より重要な改善点は、被削性に乏しいα相の被削性の向上である。Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金にＢｉを含有させると、優先的にα相内に約０．２〜３μｍの大きさのＢｉ粒子が存在させることができる。これにより、α相の被削性が向上し、合金としての被削性が顕著に向上することを見出した。

【0023】

以上のように、Ｓｉの含有により被削性が改善されたβ相と、Ｂｉの存在により被削性が改善されたα相と、そして、ごく少量のＰｂを含有させることにより、合金としての被削性を向上させることが可能であるとの知見を得た。勿論、前記のβ相内にＰを固溶させ、Ｐを含む化合物を存在させると、さらに合金としての被削性が向上する。そして、場合によっては少量のγ相を含有させることにより、従来の多量のＰｂを含有する銅合金に匹敵する快削性能を有する本発明の快削性銅合金を発明するに至った。

【0024】

本発明の第１の態様である快削性銅合金は、５７．５ｍａｓｓ%超え６４．５ｍａｓｓ%未満のＣｕと、０．２０ｍａｓｓ%超え１．２０ｍａｓｓ%未満のＳｉと、０．００１ｍａｓｓ%超え０．２０ｍａｓｓ%未満のＰｂと、０．１０ｍａｓｓ%超え１．００ｍａｓｓ%未満のＢｉと、０．００１ｍａｓｓ%超え０．２０ｍａｓｓ%未満のＰを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、前記不可避不純物のうち、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量が０．４５ｍａｓｓ%未満であり、かつ、Ｓｎ，Ａｌの合計量が０．４５ｍａｓｓ%未満であり、Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ%、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ%、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ%、Ｂｉの含有量を［Ｂｉ］ｍａｓｓ%、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ%とした場合に、
５６．３≦ｆ１＝［Ｃｕ］−４．８×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｂｉ］−０．５×［Ｐ］≦５９．５
０．１２≦ｆ２＝［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜１．０
の関係を有し、
非金属介在物を除いた金属組織の構成相において、α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相の１０相の金属相を対象とし、α相の面積率を（α）%、γ相の面積率を（γ）%、β相の面積率を（β）%、μ相の面積率を（μ）%、κ相の面積率を（κ）%、δ相の面積率を（δ）%、ε相の面積率を（ε）%、ζ相の面積率を（ζ）%、η相の面積率を（η）%、χ相の面積率を（χ）%とし、（α）+（β）+（γ）+（μ）+（κ）+（δ）+（ε）+（ζ）+（η）+（χ）＝１００とした場合に、
２０≦ｆ３＝（α）≦８５
１５≦ｆ４＝（β）≦８０
０≦ｆ５＝（γ）＜４
８．５≦ｆ６＝（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］）^１／２×１０＋［Ｐ］^１／２×６＋（β）^１／２×［Ｓｉ］^１／２×０．８＋（γ）^１／２×０．５≦１８．０
０．４５≦ｆ７＝（（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］）^１／２−０．０５）×（（β）^１／２−３）×（［Ｓｉ］^１／２−０．２））≦３．６
の関係を有し、α相内にＢｉを主成分とする粒子が存在していることを特徴とする。

【0025】

本発明の第２の態様である快削性銅合金は、５８．５ｍａｓｓ%以上６４．０ｍａｓｓ%以下のＣｕと、０．３５ｍａｓｓ%超え１．１５ｍａｓｓ%未満のＳｉと、０．００３ｍａｓｓ%以上０．０９５ｍａｓｓ%以下のＰｂと、０．１２ｍａｓｓ%以上０．４９ｍａｓｓ%以下のＢｉと、０．０１０ｍａｓｓ%以上０．１５ｍａｓｓ%以下のＰを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、前記不可避不純物のうち、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量が０．３５ｍａｓｓ%以下であり、かつ、Ｓｎ，Ａｌの合計量が０．３５ｍａｓｓ%以下であり、Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ%、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ%、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ%、Ｂｉの含有量を［Ｂｉ］ｍａｓｓ%、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ%とした場合に、
５６．８≦ｆ１＝［Ｃｕ］−４．８×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｂｉ］−０．５×［Ｐ］≦５９．０
０．１５≦ｆ２＝［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．５０
の関係を有するとともに、
非金属介在物を除いた金属組織の構成相において、α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相の１０相の金属相を対象とし、α相の面積率を（α）%、γ相の面積率を（γ）%、β相の面積率を（β）%、μ相の面積率を（μ）%、κ相の面積率を（κ）%、δ相の面積率を（δ）%、ε相の面積率を（ε）%、ζ相の面積率を（ζ）%、η相の面積率を（η）%、χ相の面積率を（χ）%とし、（α）+（β）+（γ）+（μ）+（κ）+（δ）+（ε）+（ζ）+（η）+（χ）＝１００とした場合に、
２８≦ｆ３＝（α）≦７５
２５≦ｆ４＝（β）≦７２
０≦ｆ５＝（γ）＜２
１０．０≦ｆ６＝（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］）^１／２×１０＋［Ｐ］^１／２×６＋（β）^１／２×［Ｓｉ］^１／２×０．８＋（γ）^１／２×０．５≦１６．０
０．６≦ｆ７＝（（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］）^１／２−０．０５）×（（β）^１／２−３）×（［Ｓｉ］^１／２−０．２））≦２．４
の関係を有し、α相内にＢｉを主成分とする粒子が存在し、かつ、β相内にＰを含む化合物が存在していることを特徴とする。

【0026】

本発明の第３の態様である快削性銅合金は、本発明の第１、２の態様の快削性銅合金において、電気伝導率が１５％ＩＡＣＳ以上であり、かつ少なくとも引張強さＳ（Ｎ／ｍｍ^２）が４３０Ｎ／ｍｍ^２以上であって、前記引張強さＳと伸びＥ（％）とのバランスを示すｆ８＝Ｓ×（１００＋Ｅ）／１００が５８０以上であることを特徴とする。
本発明の第３の態様である快削性銅合金は、熱間加工材、または熱間加工材に冷間加工が施された材料、または熱間加工と、焼鈍と、冷間加工とが施された材料であってもよい。

【0027】

本発明の第４の態様である快削性銅合金は、本発明の第１〜３の態様の快削性銅合金において、自動車部品、電気・電子機器部品、機械部品、文具、玩具、摺動部品、計器部品、精密機械部品、医療用部品、飲料用器具・部品、排水用器具・部品、工業用配管部品に用いられることを特徴とする。

【0028】

本発明の第５の態様である快削性銅合金の製造方法は、本発明の第１〜４の態様の快削性銅合金の製造方法であって、１以上の熱間加工工程を有し、前記熱間加工工程のうち、最終の熱間加工工程においては、熱間加工温度が５３０℃超え６５０℃未満であり、熱間加工後の５３０℃から４５０℃までの温度領域における平均冷却速度が０．１℃／分以上５０℃／分以下であることを特徴とする。
本発明の第６の態様である快削性銅合金の製造方法は、本発明の第５の態様である快削性銅合金の製造方法において、冷間加工工程、矯正加工工程、及び焼鈍工程から選択される１以上の工程を更に有することを特徴とする。

【0029】

本発明の第７の態様である快削性銅合金の製造方法は、本発明の第５、６の態様である快削性銅合金の製造方法において、前記熱間加工工程、冷間加工工程、矯正加工工程、及び焼鈍工程のうち、最終の工程の後に実施する低温焼鈍工程を更に有し、前記低温焼鈍工程では、保持温度が２５０℃以上４３０℃以下であり、保持時間が１０分以上２００分以下であることを特徴とする。

【発明の効果】

【0030】

本発明の一態様によれば、熱間加工性に優れ、強度が高く、強度と延性のバランスに優れ、鉛の含有量を大幅に減少させた快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法を提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【0031】

【図1】実施形態における快削性銅合金の組織観察写真である。

【図2】実施例のうち、試験Ｎｏ．Ｔ０９の切削試験後の切屑の写真である。

【図3】ターターテストにおいて、ターターモールドに鋳込まれた鋳物の断面説明図である。

【発明を実施するための形態】

【0032】

以下に、本発明の実施形態に係る快削性銅合金及び快削性銅合金の製造方法について説明する。
本実施形態である快削性銅合金は、自動車部品、電気・電子機器部品、機械部品、文具、玩具、摺動部品、計器部品、精密機械部品、医療用部品、飲料用器具・部品、排水用器具・部品、工業用配管部品に用いられるものである。具体的には、バルブ、水栓金具、給水栓、継手、歯車、ねじ、ナット、センサー、圧力容器などの、自動車部品、電気・家電・電子部品、機械部品、および、飲料用水、工業用水、水素などの液体、または気体と接触する器具・部品に用いられるものである。

【0033】

ここで、本明細書では、［Ｚｎ］のように括弧の付いた元素記号は当該元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示すものとする。
そして、本実施形態では、この含有量の表示方法を用いて、以下のように、組成関係式ｆ１及びｆ２を規定している。
組成関係式ｆ１＝［Ｃｕ］−４．８×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｂｉ］−０．５×［Ｐ］
組成関係式ｆ２＝［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］

【0034】

さらに、本実施形態では、非金属介在物を除いた金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％、γ相の面積率を（γ）％で示すものとする。各相の面積率は、各相の量、各相の割合、各相の占める割合とも言う。そして、本実施形態では、以下のように、複数の組織関係式、及び、組成・組織関係式を規定している。
組織関係式ｆ３＝（α）
組織関係式ｆ４＝（β）
組織関係式ｆ５＝（γ）
組成・組織関係式ｆ６＝（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］）^１／２×１０＋［Ｐ］^１／２×６＋（β）^１／２×［Ｓｉ］^１／２×０．８＋（γ）^１／２×０．５
組成・組織関係式ｆ７＝（（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］）^１／２−０．０５）×（（β）^１／２−３）×（［Ｓｉ］^１／２−０．２））

【0035】

本発明の第１の実施形態に係る快削性銅合金は、５７．５ｍａｓｓ％超え６４．５ｍａｓｓ％未満のＣｕと、０．２０ｍａｓｓ％超え１．２０ｍａｓｓ％未満のＳｉと、０．００１ｍａｓｓ％超え０．２０ｍａｓｓ％未満のＰｂと、０．１０ｍａｓｓ％超え１．００ｍａｓｓ％未満のＢｉと、０．００１ｍａｓｓ％超え０．２０ｍａｓｓ％未満のＰ、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる。前記不可避不純物のうち、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量が０．４５ｍａｓｓ％未満であり、かつ、Ｓｎ及びＡｌの合計量が０．４５ｍａｓｓ％未満である。上述の組成関係式ｆ１が５６．３≦ｆ１≦５９．５の範囲内、組成関係式ｆ２が０．１２≦ｆ２＜１．０の範囲内、組織関係式ｆ３が２０≦ｆ３≦８５の範囲内、組織関係式ｆ４が１５≦ｆ４≦８０の範囲内、組織関係式ｆ５が０≦ｆ５＜４の範囲内、組成・組織関係式ｆ６が８．５≦ｆ６≦１８．０の範囲内、組成・組織関係式ｆ７が０．４５≦ｆ７≦３．６の範囲内とされている。α相内にＢｉを主成分とする粒子が存在している。

【0036】

本発明の第２の実施形態に係る快削性銅合金は、５８．５ｍａｓｓ％以上６４．０ｍａｓｓ％以下のＣｕと、０．３５ｍａｓｓ％超え１．１５ｍａｓｓ％未満のＳｉと、０．００３ｍａｓｓ％以上０．０９５ｍａｓｓ％以下のＰｂと、０．１２ｍａｓｓ％以上０．４９ｍａｓｓ％以下のＢｉと、０．０１０ｍａｓｓ％以上０．１５ｍａｓｓ％以下のＰ、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる。前記不可避不純物のうち、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量が０．３５ｍａｓｓ％以下であり、かつ、Ｓｎ及びＡｌの合計量が０．３５ｍａｓｓ％以下である。上述の組成関係式ｆ１が５６．８≦ｆ１≦５９．０の範囲内、組成関係式ｆ２が０．１５≦ｆ２＜０．５０の範囲内、組織関係式ｆ３が２８≦ｆ３≦７５の範囲内、組織関係式ｆ４が２５≦ｆ４≦７２の範囲内、組織関係式ｆ５が０≦ｆ５＜２の範囲内、組成・組織関係式ｆ６が１０．０≦ｆ６≦１６．０の範囲内、組成・組織関係式ｆ７が０．６≦ｆ７≦２．４の範囲内とされている。α相内にＢｉを主成分とする粒子が存在し、かつ、β相内にＰを含む化合物が存在している。

【0037】

ここで、本発明の第１、２の実施形態である快削性銅合金においては、熱間加工材、または熱間加工材に冷間加工が施された材料、または熱間加工と、焼鈍と、冷間加工とが施された材料であり、電気伝導率が１５％ＩＡＣＳ以上であり、かつ、少なくとも引張強さＳ（Ｎ／ｍｍ^２）が４３０Ｎ／ｍｍ^２以上であって、引張強さＳと伸びＥ（％）とのバランスを示す特性関係式ｆ８＝Ｓ×（１００＋Ｅ）／１００が５８０以上であることが好ましい。

【0038】

以下に、成分組成、組成関係式ｆ１，ｆ２、組織関係式ｆ３，ｆ４，ｆ５、組成・組織関係式ｆ６，ｆ７、特性関係式ｆ８等を、上述のように規定した理由について説明する。

【0039】

＜成分組成＞
（Ｃｕ）
Ｃｕは、本実施形態の合金の主要元素であり、本発明の課題を克服するためには、少なくとも５７．５ｍａｓｓ％超えのＣｕを含有する必要がある。Ｃｕ含有量が、５７．５ｍａｓｓ％以下の場合、Ｓｉ，Ｚｎ，Ｐ，Ｐｂ，Ｂｉの含有量や、製造プロセスにもよるが、β相の占める割合が８０％を超え、材料としての延性に劣る。よって、Ｃｕ含有量の下限は、５７．５ｍａｓｓ％超えであり、好ましくは５８．０ｍａｓｓ％以上、より好ましくは５８．５ｍａｓｓ％以上であり、さらに好ましくは５９．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｕ含有量が６４．５ｍａｓｓ％以上であると、Ｓｉ，Ｚｎ，Ｐ，Ｐｂ，Ｂｉの含有量や、製造プロセスにもよるが、β相の占める割合が少なくなり、α相、γ相の占める割合が多くなる。場合によっては、μ相が出現する。従って、Ｃｕ含有量は、６４．５ｍａｓｓ％未満であり、好ましくは６４．０ｍａｓｓ％以下、より好ましくは６３．５ｍａｓｓ％以下である。約３ｍａｓｓ％のＰｂを含有する快削黄銅棒は、ＪＩＳ規格でＣｕ量の範囲が５６．０〜６３．０ｍａｓｓ％と定められており、本実施形態は経済面でも要求される条件を満たす。

【0040】

（Ｓｉ）
Ｓｉは、本実施形態である快削性銅合金の主要な元素であり、Ｓｉは、κ相、γ相、μ相、β相、ζ相などの金属相の形成に寄与する。Ｓｉは、本実施形態の合金の被削性、強度、高温変形能、耐摩耗性、耐食性、耐応力腐食割れ性を向上させる。
また、Ｓｉの含有によって、被削性、特にβ相の被削性が向上し、α相、β相が固溶強化されるため、合金が強化され、合金の延性や靭性にも影響を与える。そしてＳｉの含有は、α相の導電率を低くするが、β相の形成により、合金の導電率を向上させる。また、Ｓｉの含有は、鋳造性を向上させ、熱間変形抵抗を下げ、熱間変形能を向上させる。

【0041】

合金として優れた被削性を有し、高い強度を得て、鋳造性、熱間加工性を向上させるためには、Ｓｉは０．２０ｍａｓｓ％を超えた量で含有する必要がある。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３５ｍａｓｓ％超えであり、より好ましくは０．５０ｍａｓｓ％超えであり、さらに好ましくは０．７０ｍａｓｓ％以上である。すなわち、合金のＳｉ濃度が高いほど、β相に含有するＳｉ濃度が高くなり、被削性、強度が向上する。
熱間加工性に関し、Ｓｉの含有により、５００℃を超える温度領域でのα相、β相の熱間変形能を高め、熱間変形抵抗を低くする。その結果、合金の熱間変形能を高め、変形抵抗を低くする。
ところで、α相とβ相からなるＣｕ−Ｚｎ合金にＳｉを０．２０ｍａｓｓ％を超えた量で含有させると、Ｂｉ粒子がα相内に存在するようになる。さらにＳｉを多く、具体的には、Ｓｉを０．３５ｍａｓｓ％を超え、さらに、０．５０ｍａｓｓ％を超えた量で含有させると、Ｂｉ粒子がα相内に存在する頻度が高くなる。鋳造時の冷却中、熱間加工中、熱間加工後において、Ｂｉを含む銅合金の温度が約２７０℃以上であると、合金中のＢｉは、液状（溶融状態）で存在する。Ｓｉを含まず、α相とβ相からなるＣｕ−Ｚｎ−Ｂｉ合金では、Ｂｉ粒子は、主としてα相とβ相の相境界、或いはβ相内に存在する。そのため、α相の被削性の向上には寄与せず、α相とβ相の相境界に存在するため、延性、鋳造性、熱間加工性、冷間加工性に問題が生じる。本実施形態においては、Ｓｉの作用により、Ｂｉ粒子をα相内に存在させることができ、α相の被削性を向上させることが可能となり、その他の特性向上にも繋がっている。

【0042】

一方、Ｓｉ含有量が多すぎると、γ相が過多になり、場合によっては、κ相、μ相が出現する。γ相は、合金の被削性を向上させるが、β相より延性、靭性に劣り、合金の延性を低下させる。γ相が過多であると、却って被削性を低下させ、ドリル切削時のスラストが悪くなる。Ｓｉの増量（Ｓｉ含有量を増やすこと）は合金の導電率を悪くする。本実施形態では、優れた被削性、高い強度と共に良好な延性、及び電気部品等を対象としていることから伝導性を兼ね備えることも目標としている。したがって、Ｓｉ含有量の上限は１．２０ｍａｓｓ％未満であり、好ましくは１．１５ｍａｓｓ％未満、より好ましくは、１．１０ｍａｓｓ％以下である。製造プロセスやＣｕ濃度、不可避不純物の量にもよるが、Ｓｉ含有量が、おおよそ１．０ｍａｓｓ％より少なくなると、γ相は、存在しなくなるが、β相の占める割合を増やし、ＢｉとＰｂを少量含有することにより、優れた被削性を確保でき、強度と延性のバランスに優れるようになる。

【0043】

前記の範囲の量のＣｕとＺｎとＳｉの含有によって形成されるβ相は優れた被削性を有し、Ｓｉは優先的にβ相に配分されるので、少量のＳｉの含有で効果を発揮する。また、Ｃｕ−Ｚｎ合金に、所定の量を超えたＳｉを含有させると、Ｂｉを主成分とする粒子（以後、Ｂｉ粒子と称す）がα相内に存在しやすくなり、被削性に乏しいα相の被削性を向上させることができる。被削性に優れるβ相の組成としては、例えばＣｕが約５９ｍａｓｓ％、Ｓｉが約１ｍａｓｓ％、Ｚｎが約４０ｍａｓｓ％の組成が挙げられる。α相の組成としては、例えばＣｕが約６７ｍａｓｓ％、Ｓｉが約０．６ｍａｓｓ％、Ｚｎが約３２ｍａｓｓ％の組成が挙げられる。本実施形態の組成範囲で、α相も、Ｓｉの含有により被削性は改善されるが、その改善の度合いはβ相に比べはるかに小さい。α相内に被削性を向上させるＢｉ粒子を存在させることにより、α相の被削性が向上する。

【0044】

Ｃｕ−Ｚｎの２元合金ベースに、第３、第４の元素を含有させると、また、その元素の量を増減させると、β相の特性、性質は、変化する。特許文献２〜５に記載されているように、Ｃｕが約６９ｍａｓｓ％以上、Ｓｉが約２ｍａｓｓ％以上、残部がＺｎの合金で存在するβ相と、例えば、Ｃｕが約６１ｍａｓｓ％、Ｓｉが約０．８ｍａｓｓ％、残部がＺｎの合金で、生成するβ相とは、同じβ相であっても、特性や性質が異なる。さらに、不可避不純物が多く含まれると、β相の性質も変化し、場合によっては、被削性を含む特性が、低下することがある。同様にγ相の場合、形成されるγ相も主要元素の量や配合割合が異なると、γ相の性質は相違し、不可避不純物が多く含まれると、γ相の性質も変化する。そして、同じ組成であっても、温度などの製造条件によって、存在する相の種類、または、相の量、各相への各元素の分配量が変化する。

【0045】

（Ｚｎ）
Ｚｎは、Ｃｕ、Ｓｉとともに本実施形態である快削性銅合金の主要構成元素であり、被削性、強度、高温特性、鋳造性を高めるために必要な元素である。なお、Ｚｎは残部としているが、強いて記載すれば、Ｚｎ含有量は約４２ｍａｓｓ％より少なく、好ましくは約４１ｍａｓｓ％より少なく、約３２ｍａｓｓ％より多く、好ましくは３３ｍａｓｓ％より多い。

【0046】

（Ｐｂ）
本実施形態においては、Ｓｉを含有したβ相によって被削性に優れるようになるが、さらに少量のＰｂ、およびＢｉの含有によって高いレベルの被削性が達成される。本実施形態の組成において、Ｐｂは、約０．００１ｍａｓｓ％の量がマトリックスに固溶し、それを超えた量のＰｂは、直径が約０．１〜約３μｍのＰｂ粒子として存在する。Ｐｂは、微量であっても被削性に効果があり、０．００１ｍａｓｓ％超えの含有量で効果を発揮する。Ｐｂ含有量は、好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｐｂは、人体に有害であり、金属組織にも関連し、合金の延性、冷間加工性への影響もある。本実施形態においては、特に、現段階では人体への影響が不明なＢｉを主として含有させるため、Ｐｂの含有量も、自ずと制限する必要がある。よって、Ｐｂの含有量は、０．２０ｍａｓｓ％未満であり、好ましくは０．０９５ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．０８０ｍａｓｓ％以下である。なお、ＰｂとＢｉは、各々単独で存在する場合もあるが、多くは、共存し（ＢｉとＰｂの合金として存在）、その中でも、本実施形態の多くは、ＢｉのほうがＰｂより量が多いので、Ｂｉを主成分とする粒子として存在する。ＢｉとＰｂが共存しても、Ｂｉ、Ｐｂのそのものの被削性の効果は損なわれない。

【0047】

（Ｂｉ）
本実施形態においては、人体に有害なＰｂの量を０．２０ｍａｓｓ％未満に制限し、かつ、高いレベルの被削性を目標としている。本実施形態において、Ｓｉの作用により、Ｂｉを、α相内に存在させることによりα相の被削性を改善する。さらに、Ｓｉ，Ｐにより被削性が改善されたβ相と相まって、合金として高度な被削性を有することが可能となった。Ｂｉによる被削性を改善する機能は、Ｐｂより劣るとされていたが、本実施形態においては、Ｂｉは、Ｐｂと同等以上の効果を発揮し、しかも、少量で効果を発揮することが、究明された。

【0048】

α相の被削性を改善するためには、α相内に、Ｂｉ粒子が存在し、そしてＢｉ粒子の存在頻度を高める必要がある。そして高度な被削性を実現するためには、少なくとも０．１０ｍａｓｓ％超えた量のＢｉが必要である。Ｐｂとの関係もあるが、Ｂｉ含有量は、好ましくは０．１２ｍａｓｓ％以上であり、より好ましくは０．１５ｍａｓｓ％以上である。組成、金属組織を適切にし、そしてＢｉを約１．００ｍａｓｓ％、またはそれ以上の量で含有すると、約３ｍａｓｓ％のＰｂを含む快削黄銅棒、Ｃ３６０４とおおよそ同等の被削性が得られるが、Ｂｉ粒子が粗大化し、直径５μｍを超えるものも出現する。その結果、合金の延性や強度が低下し、Ｂｉによる被削性の向上効果が飽和し、鋳造時に割れが生じやすくなる。人体への影響、被削性の向上効果、機械的諸特性への影響、鋳造性への影響を鑑みれば、Ｂｉ含有量は、１．００ｍａｓｓ％未満とし、好ましくは０．４９ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは０．３９ｍａｓｓ％以下とする。Ｓｉ、Ｐの含有量、β相の量などの組成、金属組織の要件（ｆ１〜ｆ７）をより適切にすることにより、Ｂｉ含有量が、０．３９ｍａｓｓ％以下、さらには０．２９ｍａｓｓ％以下でも、高いレベルの被削性を得ることが可能である。なお、α相内以外にもＢｉ粒子が存在することがあるが、その場合においても、Ｐｂによる被削性を改善する効果より小さいが、Ｂｉは、合金の被削性を向上させる。

【0049】

（Ｐ）
Ｐは、α相とβ相からなるＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、β相に優先的に配分される。Ｐに関しては、まず、β相中へのＰの固溶により、Ｓｉを含有したβ相の被削性をさらに向上させることができる。そして、Ｐの含有と製造プロセスによって、平均で直径約０．３〜３μｍの大きさのＰを含む化合物が形成される。これらの化合物により、外周切削の場合、主分力、送り分力、背分力の３分力を低下させ、ドリル切削の場合では、特にトルクを引き下げる。外周切削時の３分力、ドリル切削時のトルクと、切屑形状とは、連動しており、３分力、トルクが小さいほど、切屑は分断される。

【0050】

Ｐを含む化合物は、熱間加工中には形成されない。Ｐは、熱間加工中、主としてβ相中に固溶する。そして、熱間加工後の冷却過程において、ある臨界の冷却速度以下で、主としてβ相内に、Ｐを含む化合物が析出する。α相中には、Ｐを含む化合物が析出することは少ない。金属顕微鏡で観察すると、Ｐを含む析出物は、小さな粒状で、平均粒子径は、約０．５〜３μｍである。そして、その析出物を含有したβ相は、さらに優れた被削性を備えることができる。Ｐを含む化合物は、切削工具の寿命にほとんど影響を与えず、合金の延性や靭性をほとんど阻害しない。Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｏと、Ｓｉ，Ｐを含む化合物は、合金の強度や耐摩耗性の向上に寄与するが、合金中のＳｉ，Ｐを消費し、合金の切削抵抗を高め、切屑分断性を低下させ、工具寿命を悪くし、延性も阻害する。
鋳物に関しても、凝固が完了する段階では、Ｐを含む化合物は形成されず、鋳造後の冷却過程において、ある臨界の温度範囲で、ある臨界の冷却速度以下で、主としてβ相内に、Ｐを含む化合物を析出する。
また、Ｐは、Ｓｉとの共添加で、Ｂｉを主成分とする粒子を、α相内に存在させやすくする働きがあり、α相の被削性向上に貢献している。

【0051】

これらの効果を発揮するためには、Ｐの含有量の下限は０．００１ｍａｓｓ％超えであり、好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以上、より好ましくは０．０１０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは０．０２０ｍａｓｓ％以上である。０．０１０ｍａｓｓ％以上のＰを含有することにより、Ｐを含む化合物が、倍率５００倍の金属顕微鏡で観察できるようになる。
一方、Ｐを、０．２０ｍａｓｓ％以上の量で含有させると、析出物が粗大化して被削性への効果が飽和するだけでなく、β相中のＳｉ濃度が低下し、被削性が却って悪くなり、延性や靭性も低下する。このため、Ｐの含有量は、０．２０ｍａｓｓ％未満であり、好ましくは０．１５ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．１０ｍａｓｓ％以下である。Ｐの含有量は、０．０５ｍａｓｓ％未満でも、β相へのＰの固溶と、十分な量のＰを含む化合物を形成する。

【0052】

なお、例えばＰを含む化合物は、Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｒ，ＣｏなどのＳｉやＰと化合しやすい元素の量が増えると、徐々に化合物の組成比も変化する。すなわち、β相の被削性を顕著に向上させるＰを含む化合物から、徐々に被削性に効果の少ない化合物に変化する。従って、少なくともＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計含有量を０．４５ｍａｓｓ％未満、好ましくは０．３５ｍａｓｓ％以下にしておく必要がある。

【0053】

（不可避不純物、特にＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒ／Ｓｎ，Ａｌ）
本実施形態における不可避不純物としては、例えばＭｎ，Ｆｅ，Ａｌ，Ｎｉ，Ｍｇ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｓｎ，Ｃｏ，Ｃａ，Ｚｒ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｉｎ，Ｗ，Ｍｏ，Ｂ，Ａｇ及び希土類元素等が挙げられる。
従来から快削性銅合金、特にＺｎを約３０ｍａｓｓ％以上の量で含む快削黄銅は、電気銅、電気亜鉛など、良質な原料が主原料ではなく、リサイクルされる銅合金が主原料となる。当該分野の下工程（下流工程、加工工程）において、ほとんどの部材、部品に対して切削加工が施され、材料１００に対して４０〜８０の割合で多量に廃棄される銅合金が発生する。例えば切屑、端材、バリ、湯道、および製造上の不良を含む製品などが挙げられる。これら廃棄される銅合金が、主たる原料となる。切削切屑、端材などの分別が不十分であると、Ｐｂが添加された快削黄銅、Ｐｂを含有しないがＢｉなどが添加されている快削性銅合金、或いは、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ａｌを含有する特殊黄銅合金、その他の銅合金から、Ｐｂ，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｓｎ，Ｐ，Ｓｂ，Ａｓ，Ｂｉ，Ｃａ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｎｉおよび希土類元素が、原料として混入する。また切削切屑には、工具から混入するＦｅ，Ｗ，Ｃｏ，Ｍｏなどが含まれる。廃材は、めっきされた製品を含むため、Ｎｉ，Ｃｒ、Ｓｎが混入する。また、電気銅の代わりに使用される純銅系のスクラップの中には、Ｍｇ，Ｓｎ，Ｆｅ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｃｏ，Ｉｎ，Ｎｉ，Ｓｅ，Ｔｅが混入する。電気銅や電気亜鉛の代わりに使用される黄銅系のスクラップには、特に、Ｓｎがめっきされていることが度々あり、高濃度のＳｎが混入する。

【0054】

資源の再使用の点と、コスト上の問題から、少なくとも特性に悪影響を与えない範囲で、これらの元素を含むスクラップは、原料として使用される。なお、ＪＩＳ規格（ＪＩＳ Ｈ ３２５０）のＰｂが添加された快削黄銅棒Ｃ３６０４において、必須元素のＰｂを約３ｍａｓｓ％の量で含有し、さらに不純物として、Ｆｅの量は０．５ｍａｓｓ％以下、Ｆｅ＋Ｓｎ（ＦｅとＳｎの合計量）は、１．０ｍａｓｓ％まで許容されている。またＪＩＳ規格（ＪＩＳ Ｈ ５１２０）のＰｂが添加された黄銅鋳物において、必須元素のＰｂを約２ｍａｓｓ％の量で含有する以外に、残余成分の許容限度として、Ｆｅ量は０．８ｍａｓｓ％、Ｓｎ量は、１．０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ量は０．５ｍａｓｓ％、Ｎｉ量は１．０ｍａｓｓ％以下とされている。市販のＣ３６０４で、ＦｅとＳｎの合計含有量はおおよそ０．５ｍａｓｓ％であり、さらに高い濃度のＦｅやＳｎが快削黄銅棒に含有されていることがある。

【0055】

Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒは、Ｃｕ−Ｚｎ合金のα相、β相、γ相にある濃度まで固溶するが、そのときＳｉが存在すると、Ｓｉと化合しやすく、場合によってはＳｉと結合し、被削性に有効なＳｉを消費させるおそれがある。そして、Ｓｉと化合したＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒは、金属組織中にＦｅ−Ｓｉ化合物，Ｍｎ−Ｓｉ化合物，Ｃｏ−Ｓｉ化合物，Ｃｒ−Ｓｉ化合物を形成する。これらの金属間化合物は非常に硬いので、切削抵抗を上昇させるだけでなく、工具の寿命を短くする。このため、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの量は、制限しておく必要があり、それぞれの含有量は、０．３０ｍａｓｓ％未満が好ましく、より好ましくは０．２０ｍａｓｓ％未満であり、さらに好ましくは０．１５ｍａｓｓ％以下である。特に、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｃｒの含有量の合計は、０．４５ｍａｓｓ％未満とする必要があり、好ましくは０．３５ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．２５ｍａｓｓ％以下であり、さらに好ましくは０．２０ｍａｓｓ％以下である。

【0056】

一方、快削性黄銅や、めっきが施された廃製品などから混入するＳｎ，Ａｌは、本実施形態の合金においてγ相の形成を促進させ、一見被削性に有用であるように思われる。しかしながら、ＳｎとＡｌは、Ｃｕ，Ｚｎ，Ｓｉで形成されるγ相本来の性質も変化させる。また、Ｓｎ，Ａｌは、α相より、β相に多く配分され、β相の性質を変化させる。その結果、合金の延性や靭性の低下、被削性の低下を引き起こすおそれがある。そのため、Ｓｎ、Ａｌの量も制限しておくことが必要である。Ｓｎの含有量は、０．４０ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．３０ｍａｓｓ％未満がより好ましく、０．２５ｍａｓｓ％以下がさらに好ましい。Ａｌの含有量は、０．２０ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．１５ｍａｓｓ％未満がより好ましく、０．１０ｍａｓｓ％以下がさらに好ましい。特に、被削性、延性への影響を鑑み、Ｓｎ，Ａｌの含有量の合計は、０．４５ｍａｓｓ％未満にする必要があり、好ましくは０．３５ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．３０ｍａｓｓ％以下であり、さらに好ましくは０．２５ｍａｓｓ％以下である。

【0057】

その他の主要な不可避不純物元素として、経験的に、Ｎｉはめっき製品などのスクラップからの混入が多いが、特性に与える影響は前記のＦｅ，Ｍｎ，Ｓｎ等に比べて小さい。ＦｅやＳｎが多少混入したとしても、Ｎｉの量が０．３ｍａｓｓ％未満であれば特性への影響は小さく、Ｎｉの含有量は０．２ｍａｓｓ％以下がより好ましい。Ａｇについては、一般的にＡｇはＣｕとみなされ、諸特性への影響がほとんどないことから、特に制限する必要はないが、Ａｇの含有量は、０．１ｍａｓｓ％未満が好ましい。Ｔｅ，Ｓｅは、その元素自身が被削性を有し、稀であるが多量に混入する恐れがある。延性や衝撃特性への影響を鑑み、Ｔｅ，Ｓｅの各々の含有量は、０．２ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．０５ｍａｓｓ％以下がより好ましく、０．０２ｍａｓｓ％以下がさらに好ましい。また、耐食性黄銅には、黄銅の耐食性を向上させるためにＡｓやＳｂが含まれているが、延性や衝撃特性への影響を鑑み、Ａｓ，Ｓｂの各々の含有量は、０．０５ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．０２ｍａｓｓ％以下が好ましい。

【0058】

その他の元素であるＭｇ，Ｃａ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｉｎ，Ｗ，Ｍｏ，Ｂ，および希土類元素等のそれぞれの含有量は、０．０５ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．０３ｍａｓｓ％未満がより好ましく、０．０２ｍａｓｓ％未満がさらに好ましい。
なお、希土類元素の含有量は、Ｓｃ，Ｙ，Ｌａ、Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，及びＬｕの１種以上の合計量である。
以上、これら不可避不純物の合計量は、１．０ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．８ｍａｓｓ％未満がより好ましく、０．７ｍａｓｓ％未満がさらに好ましい。

【0059】

（組成関係式ｆ１）
組成関係式ｆ１＝［Ｃｕ］−４．８×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｂｉ］−０．５×［Ｐ］は、組成と金属組織の関係を表す式で、各々の元素の量が上記に規定される範囲にあっても、この組成関係式ｆ１を満足しなければ、本実施形態が目標とする諸特性を満足できない。組成関係式ｆ１が５６．３未満であると、製造プロセスを工夫したとしても、β相の占める割合が多くなり、延性が悪くなる。よって、組成関係式ｆ１の下限は、５６．３以上であり、好ましくは５６．８以上であり、より好ましくは５７．０以上ある。組成関係式ｆ１がより好ましい範囲になるにしたがって、α相の占める割合が増え、優れた被削性を保持するとともに、良好な延性、冷間加工性、衝撃特性、耐食性を備えることができる。

【0060】

一方、組成関係式ｆ１の上限は、β相の占める割合、または、γ相の占める割合、そして凝固温度範囲に影響し、組成関係式ｆ１が５９．５より大きいと、β相の占める割合が少なくなり、優れた被削性が得られない。同時にγ相の占める割合が多くなり、延性が低下し、強度も下がる。そして凝固温度範囲が、２５℃を超え、引け巣やざく巣などの鋳造欠陥が発生しやすくなる。よって、組成関係式ｆ１の上限は５９．５以下であり、好ましくは５９．０以下であり、より好ましくは５８．５以下であり、さらに好ましくは５８．０以下である。
また、約６００℃の熱間加工性に関しても組成関係式ｆ１は深くかかわっており、組成関係式ｆ１が、５６．３より小さいと、熱間変形能に問題が生じる。組成関係式ｆ１が、５９．５より大きいと熱間変形抵抗が高くなり、６００℃での熱間加工が困難になる。また、熱間変形能に問題が生じる。

【0061】

本実施形態である快削性銅合金は、切削時の抵抗を低くし、切屑を細かく分断させるという一種の脆さが求められる被削性と、良好な延性との、全く相反する特性を備えたものであるが、組成だけでなく、組成関係式ｆ１，ｆ２および、後述する組織関係式ｆ３〜ｆ５、組成・組織関係式ｆ６，ｆ７を、詳細に議論することにより、より目的や用途に合った合金を提供することができる。
なお、Ｓｎ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｆｅ，Ｍｎおよび別途規定した不可避不純物については、不可避不純物として扱われる範疇の範囲内であれば、組成関係式ｆ１に与える影響が小さいことから、組成関係式ｆ１では規定していない。

【0062】

（組成関係式ｆ２）
本実施形態においては、より高いレベルの被削性を得ることを目的としている。Ｂｉは、主として、α相の被削性の改善に発揮され、Ｐｂと同等以上の被削性の効果がある。被削性を向上させる効果として簡潔に表すために、Ｂｉ、Ｐｂを各々単独で規定するだけでは不十分であり、組成関係式ｆ２＝［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］として規定する。
高いレベルの被削性を得るためには、少なくともｆ２が、０．１２以上必要であり、好ましくは０．１５以上であり、より好ましくは０．２０以上である。上限は、ｆ２が大きいほど、被削性は向上し、組成、金属組織を適切にすることにより、ｆ２の値が１．０で、おおよそＰｂを３ｍａｓｓ％含有した快削黄銅棒Ｃ３６０４と同等の被削性が得られる。一方で、Ｐｂは、人体に有害であり、Ｂｉは、人体への影響が不明であるので、合計量を制限しなければならない。また、ｆ２の値が大きくなるにしたがって、具体的には、ｆ２が、１．０以上になると、延性、衝撃特性が悪くなり、強度も低くなる。さらに、被削性を向上させる効果も飽和し始め、鋳造時割れが生じやすくなるなど鋳造性に問題が生じる。よって、f２は、１．０未満にする必要があり、組成、金属組織をより適切にすることにより、ｆ２が０．７０未満、或いは、ｆ２が０．５０未満、さらに好ましくはｆ２が０．４０未満でも、高いレベルの被削性を得ることが可能である。同時に、ｆ２の値が小さくなるにつれ、延性、衝撃特性、鋳造性が良くなる。さらに、人体への影響を鑑み、より一層、組成、金属組織の要件を適切にすれば、ｆ２の値が０．３０以下であっても、合金として高いレベルの被削性を得ることが可能である。

【0063】

（特許文献との比較）
ここで、上述した特許文献１〜１４に記載されたＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金と本実施形態の合金との組成を比較した結果を表１，２に示す。
本実施形態と特許文献１、１２とは、Ｓｎの含有量が異なっており、実質的に多量のＢｉを必要としている。
本実施形態と特許文献２〜９とは、主要元素であるＣｕ、Ｓｉの含有量が異なっており、Ｃｕを多量に必要としている。
特許文献２〜４、７〜９では、金属組織においてβ相は、被削性を阻害するとして、好ましくない金属相として挙げられている。そして、β相が存在する場合、熱処理によって、被削性に優れるγ相に、相変化させることが好ましいとされている。
特許文献４、７〜９では、許容できるβ相の量が記載されているが、β相の面積率は、最大で５％である。
特許文献１０では、耐脱亜鉛腐食性を向上させるために、ＳｎとＡｌを少なくとも、各々０．１ｍａｓｓ％以上の量で含有し、優れた被削性を得るためには、多量のＰｂ、Ｂｉの含有を必要としている。
特許文献１１では、Ｃｕを６５ｍａｓｓ％以上の量で必要とし、Ｓｉの含有とともに、Ａｌ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｂ等を微量含有させることにより、良好な機械的性質、鋳造性を備えた耐食性を有する銅合金の鋳物である。
特許文献１３はＰを含有していない。
特許文献１４では、Ｂｉを含有せず、Ｓｎを０．２０ｍａｓｓ％以上の量で含有し、７００℃〜８５０℃の高温に保持し、次いで熱間押出するとしている。
さらにいずれの特許文献においても、本実施形態で必須の要件である、Ｓｉを含有するβ相が被削性に優れていること、少なくともβ相の量が１５％以上必要であること、β相の被削性の向上にＰが有効であり、β相内に微細なＰを含む化合物が存在すること、Ｂｉを主成分とする粒子がα相内に存在していることに関し、何も開示されておらず示唆もされていない。

【0064】

【表1】

【0065】

【表2】

【0066】

＜金属組織＞
Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金には、１０種類以上の相が存在し、複雑な相変化が起こり、組成範囲、元素の関係式だけでは、目的とする特性が必ずしも得られない。最終的には金属組織に存在する相の種類とその面積率の範囲を特定し、決定することによって、目的とする特性を得ることができる。そこで、以下のように、組織関係式、及び、組成・組織関係式を規定している。
２０≦ｆ３＝（α）≦８５
１５≦ｆ４＝（β）≦８０
０≦ｆ５＝（γ）＜４
８．５≦ｆ６＝（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］）^１／２×１０＋［Ｐ］^１／２×６＋（β）^１／２×［Ｓｉ］^１／２×０．８＋（γ）^１／２×０．５≦１８．０
０．４５≦ｆ７＝（（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］）^１／２−０．０５）×（（β）^１／２−３）×（［Ｓｉ］^１／２−０．２））≦３．６

【0067】

（γ相、組織関係式ｆ５）
特許文献２〜９に記載されているように、γ相は、Ｃｕ濃度が約６９〜約８０ｍａｓｓ％、Ｓｉ濃度が約２〜約４ｍａｓｓ％のＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、被削性に最も貢献する相である。本実施形態においても、γ相は被削性に貢献することが確認できたが、延性と強度とのバランスを優れたものにするためには、γ相を大幅に制限しなければならない。具体的には、γ相の占める割合を４％以上にすると、良好な延性や靭性が得られない。γ相は、少量で、ドリル切削のトルクを低くし、切屑分断性をよくする作用があるが、γ相が多く存在するとドリル切削のスラスト抵抗値を高くする。β相が１５％以上の量（面積率、以下、相の量の単位は面積率である）で存在することを前提に、γ相の被削性への効果は、γ相量の１／２乗の値に相当し、少量のγ相が含有する場合では、被削性への改善効果は大きいが、γ相の量を増やしても被削性の改善効果は減少していく。延性と、ドリル、外周切削の切削抵抗を考慮に入れると、γ相の占める割合は、４％未満にする必要がある。さらにはγ相の量は、２％未満であることが好ましく、１％未満であることがより好ましい。γ相が存在しない、すなわち、（γ）＝０の場合でも、Ｓｉを含有するβ相を後述の割合で存在させ、かつＰｂとＢｉを含有させることにより、優れた被削性が得られる。

【0068】

（β相、組織関係式ｆ４）
γ相を制限し、κ相、μ相を皆無、または含まず、優れた被削性を得るためには、最適なＳｉ量とＣｕ、Ｚｎの量との配合割合、β相の量、β相に固溶するＳｉ量が重要となる。なお、ここで、β相には、β’相が含まれる。
本実施形態における組成範囲にあるβ相は、α相に比べると延性に乏しいが、延性や靭性の面からは、大きな制約を受けるγ相に比べると、遥かに延性に富み、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金のκ相、μ相と比べても延性に富む。したがって、延性の点から、比較的多くのβ相を含有させることができる。また、β相は、高濃度のＺｎとＳｉを含有するにも関わらず、良好な伝導性を得ることができる。但し、β相やγ相の量は、組成だけでなく、プロセスに大きく影響される。

【0069】

本実施形態の快削性銅合金であるＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ−Ｐ−Ｐｂ−Ｂｉ合金において、Ｂｉ、Ｐｂの含有量を最小限に留めながら良好な被削性にするためには、少なくとも、β相は、１５％以上の量で必要であり、β相の面積率は、好ましくは２０％以上であり、より好ましくは２５％以上であり、更に好ましくは３０％以上である。γ相の量が０％であっても、β相が約２０％以上の量で存在すると、良好な被削性を備えることができる。Ｂｉを含有しない場合において、β相の量が約５０％、被削性に乏しいα相の占める割合が約５０％であっても、Ｓｉを含有したβ相が１００％の合金と比較しても、高いレベルで被削性が維持され、かつ、良好な延性と強度を得ることができる。例えば、約１ｍａｓｓ％のＳｉを含むβ相と、好ましくは、β相内にＰを含む化合物が存在し、良好な延性を持つ軟らかなα相が共存する場合、軟らかなα相が、クッション材のような役割を果たす、或いは、α相と硬質のβ相の相境界が切屑の分断の起点になると考えられ、β相の量が約５０％であっても、優れたβ相の被削性を保持する、すなわち、低い切削抵抗を維持し、場合によっては切屑の分断性が向上する。

【0070】

機械的性質については、延性が増すこと、及びβ単相からα相が析出することにより結晶粒が細かくなることが相まって、β相の強度を維持する。β相の強度は、β相に固溶するＳｉ量に関係し、β相にＳｉが約０．２５ｍａｓｓ％以上固溶すると高い強度が得られる。延性面では、β相の量が約５０％、または約５０％を超えても、クッション材のα相の作用により、α相の優れた延性が優先され、維持される。但し、β相の量が増えるにしたがって、徐々に、延性が低下する。良好な延性を得て、強度と延性のバランスをよくするためには、β相の占める割合を８０％以下にする必要があり、β相の面積率は、好ましくは７２％以下であり、より好ましくは６４％以下である。延性や冷間加工性を重要視するとき、β相の占める割合は、６０％以下が好ましい。使用する目的、用途により、適切なβ相の占める割合は、多少変動する。
なお、Ｓｉを約１ｍａｓｓ％の量で含有したβ相は、５００℃の熱間加工の最低レベルの温度から、優れた熱間変形能、低い熱間変形抵抗を示し、合金として優れた熱間変形能、低い熱間変形抵抗を示す。

【0071】

（Ｓｉ濃度とβ相の被削性）
β相は、本実施形態における組成範囲において、β相に固溶するＳｉの量が増えるほど被削性が向上し、β相の量が増えるほど、被削性は向上する。β相中に固溶するＳｉの量は、好ましくは０．２５ｍａｓｓ％以上であり、より好ましくは０．５ｍａｓｓ％以上であり、更に好ましくは０．７ｍａｓｓ％以上であり、最も好ましくは１．０ｍａｓｓ％以上である。一方、β相に固溶するＳｉ量、β相の量も、それらが増えるにしたがってその効果は徐々に飽和していく。合金のＳｉ濃度と、β相の量と、合金の被削性の関係を鋭意研究の結果、合金の被削性は、簡便的に、Ｓｉ濃度（ｍａｓｓ％）を［Ｓｉ］としたとき、β相の量（％）の１／２乗である（β）^１／２に、Ｓｉ濃度の１／２乗である［Ｓｉ］^１／２を掛け合わすとよく適合することが判明した。すなわち、同じ量のβ相であっても、Ｓｉ濃度が高いほうが、被削性がよい。同じＳｉ濃度であっても、β相の量が多いほど被削性が良く、その効果は、本実施形態で規定するＳｉ濃度、β相量が前提で、（β）^１／２×［Ｓｉ］^１／２で表すことができる。

【0072】

（組成・組織関係式ｆ６、ｆ７）
組成・組織関係式ｆ６、ｆ７は、組成関係式ｆ１，ｆ２、組織関係式ｆ３〜ｆ５に加え、総合的に優れた被削性と、高い強度、良好な延性、衝撃特性を得るための、組成の要件と金属組織の要件を絡めた関係式である。被削性に関しては、ｆ６は、被削性を得るための加算式であり、ｆ７は、被削性の相互作用、相乗効果を表した関係式である。
本実施形態のＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ−Ｐ−Ｐｂ−Ｂｉ合金において、被削性は、ＰｂとＢｉの合計量（ｆ２）、β相の量とＳｉの量、Ｐの量（β相中への固溶量）とＰを含む化合物の存在、γ相の量に影響され、それぞれの効果が加算される。ＰｂとＢｉの量と被削性への影響度を鑑みると、被削性の効果は、ＰｂとＢｉの合計量（ｍａｓｓ％）の１／２乗で整理される（表される）。β相の量とＳｉの量は前記のとおり、（β）^１／２×［Ｓｉ］^１／２で表すことができる。γ相の量に関して、被削性の効果は、γ相の量（％）の１／２乗で整理される。さらに、Ｐの量に関しても、Ｐを含む化合物の存在を考慮し、被削性への効果は、Ｐの量（ｍａｓｓ％）の１／２乗で整理することができる。これらの要因について鋭意研究を重ねた結果から各項の係数が導き出され、この係数を各項に掛け合わせてｆ６が得られる。ｆ６は、被削性への効果の加算式である。
ｆ６＝（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］）^１／２×１０＋［Ｐ］^１／２×６＋（β）^１／２×［Ｓｉ］^１／２×０．８＋（γ）^１／２×０．５
ｆ６において、優れた被削性を得るためには、少なくとも８．５以上必要であり、ｆ６は、好ましくは９．２以上であり、より好ましくは１０．０以上であり、さらに好ましくは１１．０以上である。一方、上限は、おおよそ被削性の効果が飽和していくことと、合金の延性、強度、冷間加工性、衝撃特性から、ｆ６は、１８．０以下であり、好ましくは１６．０以下であり、（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］）^１／２の項を小さくする観点から、より好ましくは１４．０以下である。

【0073】

一方、被削性の相互作用、相乗作用は、ＰｂとＢｉの合計量（ｆ２）と、β相の量と、Ｓｉの量の積が対象となる。ここで、ＰｂとＢｉの合計量の効果が発揮し始める量が約０．００２ｍａｓｓ％であること、β相が効果を発揮し始める量が約９％であること、及びＳｉが効果を発揮し始める量が約０．０４ｍａｓｓ％であることを考慮して、以下の関係式となる。
ｆ７＝（（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］）^１／２−０．０５）×（（β）^１／２−３）×（［Ｓｉ］^１／２−０．２））
ｆ７は、ＰｂとＢｉの項と、β相の項と、Ｓｉの項の積であるので、１項であっても小さすぎるとｆ７が満たせない。鋭意研究の結果、高いレベルの被削性を得るためには、ｆ７は、０．４５以上必要であり、好ましくは０．６以上であり、より好ましくは０．８以上であり、さらに好ましくは１．０以上である。ｆ７が、３．６を超えると、被削性が飽和する一方で、合金の延性、強度、冷間加工性、衝撃特性が低くなる。ｆ７は、３．６以下であり、好ましくは３．０以下であり、Ｐｂ＋Ｂｉの項を小さくすることから、より好ましくは２．４以下であり、さらに好ましくは２．０以下である。
組成の因子：（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］）、［Ｓｉ］、［Ｐ］、金属組織の因子：（β）、（γ）を含んだ、加算式：ｆ６、積の式：ｆ７を前記のとおり、狭い範囲に設定し、すなわち、組成の要件、金属組織の要件を適切にし、両式を満たして始めて、優れた被削性、良好な機械的諸性質を備えることができる。特に、（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］）を除く組成の要件、金属組織の要件をより適切にすることにより、（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］）を小さくすることが可能である。そして、ｆ６、ｆ７が好ましい範囲内に入ると、より一層優れた被削性、良好な機械的諸性質を備えることができる。

【0074】

なお、組織関係式ｆ３〜ｆ５及び組成・組織関係式ｆ６，ｆ７においては、α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相の金属相を対象としており、Ｐを含む化合物を除く金属間化合物、Ｐｂ粒子、Ｂｉ粒子、ＢｉとＰｂを主成分とする粒子、酸化物、非金属介在物、未溶解物質などは対象としていない、すなわち、面積率の対象から除外される。Ｐを含む化合物は、その大きさが平均で、約０．５〜３．０μｍで微細であり、大部分がβ相内、およびα相とβ相の境界に存在するので、β相内、α相とβ相の境界にあるＰを含む化合物は、β相に含めるものとする。稀にα相内に存在する場合は、α相に含めるものとする。一方、ＳｉやＰと、不可避的に混入する元素（例えばＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｃｒ）によって形成される金属間化合物は、金属相の面積率の適用範囲外である。本実施形態においては、５００倍の金属顕微鏡で観察できる大きさ、約１０００倍の金属顕微鏡で確認、判別できる析出物、金属相を対象としている。したがって、観察できる析出物、金属相の大きさの最小値は、概ね、約０．５μｍであり、例えば、β相内に、約０．５μｍより小さな、０．１〜０．４μｍの大きさのγ相が存在することもあるが、これらのγ相は、金属顕微鏡では確認できないので、β相と見なす。

【0075】

（α相、組織関係式ｆ３）
α相は、β相、或いはγ相とともにマトリックスを構成する主要な相である。Ｓｉを含有したα相は、Ｓｉを含有しないものに比べると、被削性は少しの向上に留まり、Ｓｉの量が所定内であれば延性に富む。β相が１００％であると、合金の延性で問題があり、適切な量のα相が必要である。β単相合金から、α相を比較的多く含んでも、例えば約５０％の面積率で含んでも、α相自体がクッション材の役割を果たし、α相の存在によって、β相結晶粒が細かくなり、切削時、α相と硬質のβ相との相境界が応力集中源になって切屑を分断し、優れたβ単相合金の被削性が維持され、場合によっては被削性が向上すると考えられる。

【0076】

鋭意研究を重ねた結果、合金の延性の点から、α相の量は、２０％以上必要であり、好ましくは２８％以上、より好ましくは３６％以上である。一方、α相の量の上限は、高いレベルの被削性を得るためには、少なくとも８５％以下であり、好ましくは７５％以下であり、より好ましくは７０％以下であり、さらに好ましくは６５％以下である。α相が多いと、被削性が改善されたβ相の量が少なくなり、α相の被削性を改善するＢｉの量、すなわちα相中に存在するＢｉ粒子が多く必要となる。

【0077】

（被削性、機械的性質とα相の形状、β相の分布）
合金の被削性、機械的性質に及ぼす、α相の形状、分布、β相の分布に関し、α相結晶粒の形状が針状（結晶粒の長辺／短辺が４を超える楕円形）であるとα相の分散が悪くなり、針状の、長辺の大きいα相が、切削時の妨げになる。したがって、好ましい実施形態として、長辺／短辺が４以下の粒状のα相結晶粒が全α相結晶粒に占める割合が５０％以上、より好ましくは７５％以上であると、被削性は向上する。厳密には、粒状のα相結晶粒の占める割合は、ある視野内でのα相結晶粒の総数（個数）を分母とし、長辺／短辺が４以下である粒状のα相結晶粒の数（個数）を分子とする割合であり、（長辺／短辺が４以下である粒状のα相結晶粒の数（個数）／α相結晶粒の総数（個数））×１００である。そして、針状の、長辺の大きいα相が５０％を超えると、延性は概ね維持されるが、合金の強度が下がる。したがって、粒状のα相の割合が大きくなると、強度が高くなり、強度と延性のバランスが向上する。長辺／短辺が４以下の粒状のα相結晶粒の占める割合が５０％、或いは７５％を超えるか否かは、組成だけでなく、製造プロセスに影響され、熱間加工温度が高いと、長辺／短辺が４以下の粒状のα相結晶粒の占める割合が少なくなる。
なお、本実施形態では、結晶粒の長辺と短辺は、例えば５００倍の倍率で結晶粒を観察して画像解析法により測定される。詳細には、結晶粒を楕円形と見立て、長辺（長径）は、結晶粒の輪郭上の２点を結ぶ線分のうち最長の線分の長さであり、短辺（短径）は、長辺に垂直に線を引いた時に粒界（結晶粒の輪郭）によって切断される線分のうち最長の線分の長さである。

【0078】

（μ相、κ相、その他の相）
優れた被削性を備えるとともに、高い延性や靭性、高い強度を得るには、α、β、γ相以外の相の存在も重要である。本実施形態では、諸特性を鑑み、κ相、μ相、或いはδ相、ε相、ζ相、η相は、必要としない。金属組織を形成する構成相（α）、（β）、（γ）、（μ）、（κ）、（δ）、（ε）、（ζ）、（η）の総和を１００としたとき、好ましくは、（α）＋（β）＋（γ）＞９９であり、測定上の誤差、数字の丸め方（四捨五入）を除けば、最適には（α）＋（β）＋（γ）＝１００である。

【0079】

（α相内に存在するＢｉ粒子（Ｂｉを主成分とする粒子））
Ｓｉを含有させたβ単相合金、さらに、Ｐを含む化合物を存在させたβ単相合金の被削性は、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有する快削黄銅の水準に近づくが、まだ達していない。より、高いレベルの被削性を得るためには、α相の被削性を向上させる必要がある。本実施形態の合金において、Ｓｉの含有により、平均で約０．３〜３μｍの大きさのＢｉ粒子をα相に存在させやすくする。Ｂｉ粒子をα相内に存在させることにより、α相の被削性が顕著に向上し、被削性が向上したβ相と相まって、合金としての被削性を顕著に向上させることができる。
Ｂｉは、銅合金にほとんど固溶せず、金属顕微鏡で観察すると０．３μｍ〜３μｍの大きさの円形状の粒子として存在する。Ｂｉは、Ｃｕや、ＣｕとＺｎの合金である黄銅に比べ、融点が低く、原子番号が大きく、原子サイズが大きい。このため、Ｓｉを含まず、β相の割合が、おおよそ２０％を超える黄銅合金の場合、Ｂｉ粒子は、α相には、ほとんど存在せず、主としてα相とβ相の相境界に存在し、β相の量が増すにしたがって、β相内にも多く存在する。本実施形態において、Ｃｕ−Ｚｎ合金へのＳｉの作用により、Ｂｉ粒子がα相内に存在する頻度が高くなることを究明した。その作用は、Ｓｉ含有量が、大よそ０．１ｍａｓｓ％で効果を発揮し始めるが不十分であり、Ｓｉ含有量が、０．２ｍａｓｓ％超え、０．３５ｍａｓｓ％超え、０．５ｍａｓｓ％超えと増すに従って、明確になる。そして、Ｐの含有によって、Ｂｉ粒子がα相中に存在する頻度が高められる。Ｂｉは、Ｐｂより被削性が劣るとされていたが、本実施形態においては、α相内にＢｉ粒子を存在させることにより、Ｐｂと同等以上の被削性を得ることができる。ＢｉとＰｂを共に添加すると、その多くの粒子には、ＢｉとＰｂが共存するが、Ｂｉを単独で含有する場合と同等の効果を発揮する。なお、α相中へのＢｉ粒子が存在する頻度を高め、α相の被削性を大幅に改善するためには、Ｂｉは、０．１０ｍａｓｓ％を超えた量で含有しなければならない。
さらに、Ｂｉ粒子をα相中に存在させると、Ｂｉ粒子がα相とβ相の相境界に存在する場合に比べ、常温での延性、加工性がよくなる。また、鋳造時に生じる割れも少なくなり、ざく巣等の鋳物欠陥が大幅に減少する。

【0080】

（ＰとＳｉ，Ｚｎの化合物の存在）
Ｓｉを含有することによりβ相の被削性は大きく改善し、Ｐを含有し、Ｐのβ相への固溶で被削性はさらに改善される。加えて、製造条件により、β相内に、平均粒径が約０．３〜約３μｍのＰとＳｉ，Ｚｎによって形成されるＰを含む化合物を存在させることによって、β相は、さらに優れた被削性を備えることができる。Ｂｉを含有せず、Ｐｂ量が０．０１ｍａｓｓ％、Ｐ量が０．０５ｍａｓｓ％、Ｓｉ量が約１ｍａｓｓ％のβ単相合金の被削性は、Ｐを含む化合物が十分存在することによって、Ｐが無添加のβ単相合金に比べると、被削性指数で、約１０％向上する。
Ｓｉを含有させたβ相に、Ｐを含む化合物を存在させることにより、β相の被削性がさらに高められる。またＢｉ粒子の存在によってα相の被削性が高められる。単純に１０％の被削性が向上する効果は期待できないが、より好ましい実施形態として、これらＰ化合物により被削性がさらに高められたβ相と、Ｂｉ粒子の存在により被削性が高められたα相の組み合わせにより、より被削性の優れた合金になる。そして、β相内にＰを含む化合物を存在させることにより、本実施形態の課題の１つであるＰｂ、Ｂｉの量を減らすことも可能となる。

【0081】

Ｐを含む化合物は、Ｐと、少なくともＳｉ及びＺｎのいずれか一方又は両方とを含む化合物、場合によっては、さらにＣｕを含む化合物や、さらに不可避不純物であるＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｏなどを含む化合物である。そして、Ｐを含む化合物は、不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｏなどにも影響される。不可避不純物の濃度が、前記で規定した量を超えると、Ｐを含む化合物の組成が変化し、被削性の向上に寄与しなくなるおそれがある。なお、約６００℃の熱間加工温度では、Ｐを含む化合物は存在せず、熱間加工後の冷却時の臨界の冷却速度より遅い速度で生成する。また、したがって、熱間加工後の冷却速度が重要となり、５３０℃から４５０℃の温度域を、５０℃／分以下の平均冷却速度で冷却する必要がある。一方、冷却速度が遅すぎると、Ｐを含む化合物が成長し易くなり、被削性への効果が低下する。前記の平均冷却速度の下限は、０．１℃／分以上が好ましく、０．３℃／分以上がより好ましい。
鋳物の場合も同様で、凝固後の高温状態では、Ｐを含む化合物は存在せず、５３０℃から４５０℃の温度域を、５０℃／分以下の平均冷却速度で冷却することにより、Ｐを含む化合物が形成される。

【0082】

ここで、図１に、本実施形態である快削性合金の金属組織写真を示す。
図１は、Ｚｎ−６３．０ｍａｓｓ％Ｃｕ−１．０８ｍａｓｓ％Ｓｉ−０．０５６ｍａｓｓ％Ｐ−０．００５ｍａｓｓ％Ｐｂ−０．２７ｍａｓｓ％Ｂｉ合金であって、６４０℃で熱間鍛造し、５３０℃から４５０℃の冷却速度を１０℃／分としたものである。
図１に示すように、金属顕微鏡で、α相内に、輪郭があり、約０．５〜３μｍの大きさのＢｉ粒子が観察される。また、黒く見え、小さな粒状の約０．５〜１．５μｍの大きさのＰを含む化合物が、β相内に多く存在していることが観察される。また、α相結晶粒の結晶粒径は、約１２μｍであり、α相結晶粒の形状：長辺／短辺が４以下の粒状のα相結晶粒が、全α相結晶粒に占める割合が１００％であり、被削性向上に適した金属組織である。

【0083】

（β相に固溶するＳｉ量と被削性）
本実施形態である組成範囲において生成するα相、β相、γ相のＣｕ，Ｚｎ，Ｓｉの量には、おおよそ、次の関係がある。
Ｃｕ濃度は、α＞β≧γ
Ｚｎ濃度は、β＞γ＞α
Ｓｉ濃度は、γ＞β＞α

【0084】

（１）量産設備で、５８０℃でφ２４ｍｍに熱間押出した試料（Ｚｎ−６３．０ｍａｓｓ％Ｃｕ−１．０８ｍａｓｓ％Ｓｉ−０．０５６ｍａｓｓ％Ｐ−０．００５ｍａｓｓ％Ｐｂ−０．２７ｍａｓｓ％Ｂｉ合金）、（２）前記（１）と同じ組成の合金を６４０℃で熱間鍛造した試料、および、（３）実験室で、５９０℃でφ２４ｍｍに押出した試料（Ｚｎ−５９．５ｍａｓｓ％Ｃｕ−０．５１ｍａｓｓ％Ｓｉ−０．０５５ｍａｓｓ％Ｐ−０．０２６ｍａｓｓ％Ｐｂ−０．２６ｍａｓｓ％Ｂｉ合金）について、２０００倍の倍率で、２次電子像、組成像を撮影し、α、β、γ相中の、Ｃｕ，Ｚｎ，Ｓｉの濃度を、Ｘ線マイクロアナライザーで定量分析した。測定は、日本電子製「ＪＸＡ−８２３０」を用い、加速電圧２０ｋＶ、電流値３．０×１０^−８Ａの条件で行った。結果を表３〜５に示す。

【0085】

表３〜５から、β相に固溶するＳｉ濃度は、概ねα相の１．５倍、すなわち、β相には、α相の１．５倍のＳｉが配分される。なお、Ｚｎ−６３．０ｍａｓｓ％Ｃｕ−１．０８ｍａｓｓ％Ｓｉ−０．０５６ｍａｓｓ％Ｐ−０．００５ｍａｓｓ％Ｐｂ−０．２７ｍａｓｓ％Ｂｉ合金で形成されるγ相を分析したところ、Ｃｕが６０ｍａｓｓ％、Ｓｉが３ｍａｓｓ％、Ｚｎが３７ｍａｓｓ％であった。
なお、特許文献２の代表組成、Ｚｎ−７６ｍａｓｓ％Ｃｕ−３．１ｍａｓｓ％Ｓｉ合金を作製し、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）で分析したところ、γ相の組成は、７３ｍａｓｓ％Ｃｕ−６ｍａｓｓ％Ｓｉ−２０．５ｍａｓｓ％Ｚｎであった。本実施形態の快削性銅合金のγ相の組成例である６０ｍａｓｓ％Ｃｕ−３ｍａｓｓ％Ｓｉ−３７ｍａｓｓ％Ｚｎと大きな相違があり、両者のγ相の性質も異なることが予想される。

【0086】

【表3】

【0087】

【表4】

【0088】

【表5】

【0089】

（被削性指数）
一般に、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有する快削黄銅を基準とし、その被削性を１００％として、様々な銅合金の被削性が数値（％）で表されている。一例として、１９９４年、日本伸銅協会発行、「銅および銅合金の基礎と工業技術（改訂版）」、ｐ５３３、表１、及び１９９０年、ASM International発行、“Metals Handbook TENTH EDITION Volume 2 Properties and Selection: Nonferrous Alloys and Special-Purpose Materials”、ｐ２１７〜２２８の文献に銅合金の被削性が記載されている。
表６の合金は、後述する実験室で作製したＰｂを０．０１ｍａｓｓ％の量で含む合金で、同じく実験室の押出試験機でφ２２ｍｍに熱間押出されたものである。Ｃｕ−Ｚｎの２元合金では、Ｐｂを少量含んでも、被削性にほとんど影響がないことから、本実施形態の成分範囲内の０．０１ｍａｓｓ％の量のＰｂをそれぞれ含有させた。熱間押出温度は、合金Ａ，Ｄでは、７５０℃であり、その他の合金Ｂ，Ｃ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈでは、６３５℃であった。押出後、金属組織を調整するため、５００℃で２時間熱処理した。後述する切削試験に従って、外周切削、ドリル切削の試験を行い、被削性を求めた。評価結果を表７に示す。なお、基準材の快削黄銅としては、市販されているＣ３６０４（Ｚｎ−５９ｍａｓｓ％Ｃｕ−３ｍａｓｓ％Ｐｂ−０．２ｍａｓｓ％Ｆｅ−０．３ｍａｓｓ％Ｓｎ）を用いた。

【0090】

【表6】

【0091】

【表7】

【0092】

前記文献では、α単相黄銅である７０Ｃｕ−３０Ｚｎの被削性は３０％であると記されている。本実施形態において、表６及び表７に示すとおり、同じα単相黄銅である６５Ｃｕ−３５Ｚｎ（合金Ａ）の総合の被削性指数は３１％であった。そして、Ｃｕ、Ｚｎの量を調整し、Ｓｉを０．６ｍａｓｓ％の量で含有したα単相黄銅（合金Ｄ）、すなわち、α相中にＳｉを０．６ｍａｓｓ％の量で固溶させたα単相黄銅では、Ｓｉを含まないα黄銅に比べ、被削性指数は約４％向上した。合金Ａ，Ｄともに、外周切削とドリル穴あけ切削の両者の試験で、切屑は連続した。
外周切削は、主分力、送り分力、背分力に分解できるが、それらの合力（３分力）を切削抵抗とした。ドリル切削については、トルク、スラストに分解し、それらの平均値をドリルの切削抵抗の「総合」として記載した。さらに、合金の被削性として、外周の切削抵抗とドリル切削抵抗を平均し、被削性「総合」指数（評価）とした。
表７の外周切削の切削抵抗は、実施例に記載の合力（被削性指数）に相当する。表７の穴あけ切削のトルク、スラスト、総合は、それぞれ実施例に記載のトルク指数、スラスト指数、ドリル指数に相当する。切屑の評価基準は、実施例と同じである。

【0093】

Ｃｕ、Ｚｎの量を調整しＳｉを含まないβ単相黄銅（合金Ｃ、５４Ｃｕ−４６Ｚｎ）は、Ｓｉを含まないα相に比べ、被削性「総合」指数は、約２０％向上するが、５１％に留まり、切屑形状の改善はほとんどなく、切屑評価は変わらなかった。
０．５ｍａｓｓ％のＳｉを含有したβ単相合金（合金Ｅ）は、Ｓｉを含まないβ単相黄銅（合金Ｃ）に比べ、被削性「総合」指数で、約１７％向上した。その中でも、外周切削の切削抵抗は、約２８％向上し、トルクは、約９％向上した。Ｓｉを約１ｍａｓｓ％の量で含有したβ相合金（合金Ｆ）では、Ｓｉを含まないβ単相合金に比べ、被削性「総合」指数で約２１％向上した。このようにβ相に含まれるＳｉの量が０ｍａｓｓ％から０．５ｍａｓｓ％の間で、β相の被削性が大きく改善された。つまり、β相中のＳｉの量が約０．２５ｍａｓｓ％で、被削性への大きな効果を発揮し始め、Ｓｉの量が約０．５ｍａｓｓ％で、被削性への効果が明確になり、合金Ｈの結果から、Ｓｉの量が約１．０ｍａｓｓ％で、被削性への効果がさらに顕著になると考えられる。したがって、本実施形態においては、β相中のＳｉの固溶量は、０．３ｍａｓｓ％以上が好ましく、０．５ｍａｓｓ％以上、または０．７ｍａｓｓ％以上がさらに好ましい。

【0094】

β単相黄銅に、０．５ｍａｓｓ％のＳｉに加え、０．０５ｍａｓｓ％のＰを添加すると（合金Ｇ）、合金Ｅに比べて被削性「総合」指数は、約８％良くなり、切屑の形状は、外周切削とドリル穴あけ切削の両者の試験で良くなった。そして、０．０５ｍａｓｓ％のＰを含有し、１ｍａｓｓ％のＳｉを含有するβ単相合金（合金Ｈ）は、Ｐを含まずＳｉを約１ｍａｓｓ％の量で含むβ単相合金に比べ、被削性「総合」指数で約１０％向上する。Ｐの含有の有無で、外周切削の切削抵抗の向上は、約１４％で、ドリル穴あけ切削でのトルクは、約９％向上した。外周切削の切削抵抗、およびトルクの大小は、切屑形状に関連し、０．０５ｍａｓｓ％のＰの含有により、外周切削、ドリル穴あけ切削の両者の試験で切屑形状の評価結果が「Ｄ」から「Ｂ」に向上した。外周切削時の切削抵抗は、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有する快削黄銅との差が小さくなり、外周切削、ドリル穴あけ切削の切屑も３ｍａｓｓ％のＰｂを含有する快削黄銅の切屑に近づき、著しく改善された。なお、切削抵抗は、材料の強度に影響され、強度が高いほど、切削抵抗が大きくなる。β単相黄銅や本実施形態の快削性銅合金は、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有する快削黄銅よりも、約１．２倍、高い強度を有するので、それを考慮に入れると１ｍａｓｓ％のＳｉと０．０５ｍａｓｓ％のＰを含有するβ単相合金の被削性、特に外周切削時の被削性は、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有する快削黄銅の被削性に近づくといえる。

【0095】

合金Ｂは、Ｐｂを０．０１ｍａｓｓ％含むが、Ｓｉ，Ｐを含まない黄銅で、β相の占める割合が約４８％であった。合金Ｂは、被削性「総合」指数が３１％のα単相黄銅（合金Ａ）と、被削性「総合」指数が５１％のβ単相黄銅（合金Ｃ）からなり、合金Ｂの被削性「総合」指数は４４％で、面積比率に比べ、β相の影響を少し強く受ける。β相を４８％含む黄銅の切屑形状は連続し、被削性「総合」指数、および切屑の形状から、到底、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有した快削黄銅の代替にはなり得ない。３ｍａｓｓ％のＰｂを含む快削黄銅棒は、β相の占める割合が約２０％で、マトリックスの被削性は、少なくとも合金Ｂより悪い。Ｐｂの作用により、マトリックスに比べ、被削性「総合」指数で６０％以上向上し、切屑は分断される。

【0096】

表３、４、７から、β単相合金Ｇ，Ｈは、おおよそ本実施形態の快削性銅合金のβ相に相当し、合金Ｄは、おおよそα相に相当する。すなわち、β相の被削性は、ＳｉとＰの含有により、高いレベルにある。そして、Ｂｉ粒子がα相内に存在することにより、α相の被削性が高められ、合金としての被削性は、高いレベルに達していると考えられる。

【0097】

＜特性＞
（常温強度及び高温特性）
自動車部品を始め本実施形態の使用対象となる部材、部品に対し、薄肉化、軽量化の強い要請がある。必要な強度としては、引張強さが重要視され、延性とのバランスも重要とされている。
そのためには、熱間押出材、熱間圧延材及び熱間鍛造材は、冷間加工を施さない熱間加工あがりの状態で、引張強さが４３０Ｎ／ｍｍ^２以上の高強度材であることが好ましい。引張強さは、より好ましくは４７０Ｎ／ｍｍ^２以上で、さらに好ましくは５１０Ｎ／ｍｍ^２以上である。バルブ、継手、圧力容器、空調・冷凍機に使用される多くの部品は、熱間鍛造で作られている。現行使用されている２ｍａｓｓ％Ｐｂを含有する鍛造用黄銅Ｃ３７７１の引張強さは、β相を含むにも拘らず、約４００Ｎ／ｍｍ^２、伸びが３０〜３５％である。Ｓｉの含有と組織関係式ｆ３〜ｆ５の金属組織の要件を満たすことにより、高い強度が得られ、軽量化が図れる。

【0098】

熱間加工後、冷間加工が行われることもあり、冷間加工の影響を加味し、以下の範囲にある材料を高強度、高延性の材料と定義する。
熱間加工材と、熱間加工後にさらに加工率３０％以内で冷間加工された材料、或いは、冷間加工と熱処理が施され、場合によっては冷間加工と熱処理が繰り返し行われ、最終加工率３０％以内で冷間加工された材料である。冷間加工率を［Ｒ］％とすると、冷間加工されない場合は、［Ｒ］＝０であり、引張強さＳ（Ｎ／ｍｍ^２）が、好ましくは、（４３０＋８×［Ｒ］）Ｎ／ｍｍ^２以上、より好ましくは、（４７０＋８×［Ｒ］）Ｎ／ｍｍ^２以上である。伸びＥ（％）が、好ましくは、（０．０２×［Ｒ］^２−１．１５×［Ｒ］＋１８）％以上、より好ましくは、（０．０２×［Ｒ］^２−１．２×［Ｒ］＋２０）％以上である。そして、強度（引張強さＳ）と延性（伸びＥ）のバランスを示す特性関係式ｆ８＝Ｓ×（１００＋Ｅ）／１００が５８０以上であることが好ましい。ｆ８は、より好ましくは６２０以上であり、さらに好ましくは６５０以上である。
なお、Ｐｂを含有した熱間加工あがりの快削黄銅は上述の特性関係式ｆ８が約５３０である。このため、本実施形態の快削性銅合金の特性関係式ｆ８は、Ｐｂを含有した熱間加工あがりの快削黄銅の特性関係式ｆ８よりも、５０以上、さらには９０以上大きく、強度と延性のバランスに優れている。

【0099】

鋳物は、熱間押出棒などの熱間加工を経た材料に比べて、成分偏析があり、結晶粒も大きく、ミクロ的な欠陥を多少含んでいる。このため、鋳物は、「脆い」、「脆弱」と言われており、靱性、延性の評価において、衝撃値が高いことが望まれる。一方で、切削において切屑の分断性に優れる材料は、ある種の脆さが必要と言われている。衝撃特性と、被削性は、ある面において相反する特性である。機械部品を始め本実施形態の使用対象となる部材、部品に対し、薄肉化、軽量化の強い要請がある。良好な靱性、延性を備えることが必要である。鋳物の強度は、β相、α相に固溶するＳｉの量に関係し、β相に、Ｓｉが約０．２５ｍａｓｓ％を超えて含有することにより、高い強度が得られる。鋳物は、前記の如く、成分偏析やミクロ的な欠陥が生じやすく、正当に、強度を評価することが難しい。本実施形態では、強度の評価方法として、硬さ（ビッカース硬さ）を採用し、靱性の評価として衝撃試験値（Ｕノッチ）を採用する。

【0100】

銅合金鋳物で高い強度であるためには、少なくとも、ビッカース硬さが１００Ｈｖ以上であることが好ましい。ビッカース硬さは、より好ましくは１１０Ｈｖ以上である。硬さと引張強さは、相関関係があり、ビッカース硬さ１００Ｈｖは、おおよそ４００Ｎ／ｍｍ^２に相当し、ビッカース硬さ１１０Ｈｖは、おおよそ４２０Ｎ／ｍｍ^２に相当する。Ｐｂを含有する黄銅鋳物、ＣＡＣ２０２（代表組成：６７Ｃｕ−２Ｐｂ−残Ｚｎ）、ＣＡＣ２０３（代表組成：６０Ｃｕ−２Ｐｂ−残Ｚｎ）のビッカース硬さは、各々、約６０Ｈｖ、約７０Ｈｖであるので、本実施形態の快削性銅合金の鋳物の強度は、高いレベルにある。
鋳物は、前記のとおり、高強度であるだけでなく、衝撃に耐える強靭な材料であることが必要である。そのためには、Ｕノッチ試験片でシャルピー衝撃試験を行ったとき、シャルピー衝撃試験値は、好ましくは２５Ｊ／ｃｍ^２以上であり、より好ましくは３０Ｊ／ｃｍ^２以上であり、さらに好ましくは４０Ｊ／ｃｍ^２以上である。一方で、例えば、シャルピー衝撃試験値が９０Ｊ／ｃｍ^２を超えると、いわゆる材料の粘りが増すため、切削抵抗が高くなり、切屑が連なりやすくなるなど被削性が悪くなる。

【0101】

（導電率）
本実施形態の用途には、電気・電子機器部品、ＥＶ化が進む自動車部品、その他高い伝導性の部材・部品が含まれる。現在、これらの用途には、Ｓｎを約５ｍａｓｓ％、約６ｍａｓｓ％、或いは約８ｍａｓｓ％の量で含有するりん青銅（ＪＩＳ規格、Ｃ５１０２，Ｃ５１９１，Ｃ５２１０）が多く使用され、それらの導電率は、各々、約１５％ＩＡＣＳ、約１４％ＩＡＣＳ、約１２％ＩＡＣＳである。したがって、本実施形態の銅合金の導電率は、１５％ＩＡＣＳ以上であれば、電気・電子部品、自動車部品用途において、電気伝導性に関し大きな問題は生じない。導電率を悪くする元素であるＳｉを含有し、かつ、高濃度のＺｎを含有するにも関わらず、高い伝導性を示すのは、β相の量とβ相中に固溶するＳｉが影響している。β相は、α相より、Ｚｎ濃度が高いにもかかわらず、β相を多く含むほど、電気伝導性が向上する。なお、導電率の上限は、伝導性が良くなることで、実用上、問題となることはほとんどないから、特に規定しない。

【0102】

以上の検討結果から、以下の知見を得た。
第１に、従来からＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において生成するβ相は、合金の被削性の向上に効果がないか、或いは、合金の被削性を妨げるとされていた。しかしながら、鋭意研究の結果、一例として、Ｓｉ量が約１ｍａｓｓ％、Ｃｕ量が約５９ｍａｓｓ％、Ｚｎ量が約４０ｍａｓｓ％のβ相が非常に優れた被削性を有することを究明した。
第２に、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金にＢｉを少量含有させると、平均で約０．２〜約３μｍの大きさのＢｉ粒子を、Ｓｉの作用によりα相内に存在させることができた。被削性に乏しいα相を、被削性が大幅に改善されたα相に変化させた。前記の優れた被削性を備えたβ相と合わせ、合金として優れた被削性を備えることができた。なお、ＢｉとＰｂが共存（ＢｉとＰｂの合金）する粒子、すなわち、Ｂｉを主成分とする粒子であっても、被削性が損なわれないことが確認された。
第３に、Ｐｂは、主として平均で約０．２〜約３μｍの大きさのＢｉとＰｂが共存する粒子、すなわち、Ｂｉを主成分とする粒子として存在し、切屑の分断性を向上させ、切削抵抗を下げる効果を発揮することを明らかにした。

【0103】

第４に、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金にＰを含有させると、優先的にＰがβ相内に存在し、β相の被削性をさらに向上させた。そして、製造プロセスを工夫し、β相中に平均粒径が約０．３〜約３μｍの大きさのＰを含む化合物を存在させると、Ｐを含む化合物がないものに比べ、さらに切削抵抗を低下させ、同時に切屑の分断性能を向上させることを究明した。

【0104】

第５に、本実施形態の快削性銅合金で生成するγ相に、優れた切屑分断性に効果があることを究明した。特許文献と本実施形態の快削性銅合金では組成が異なり、同じγ相であっても、前記のβ相のように組成が異なると被削性に大きな差が生じるが、本実施形態の快削性銅合金の組成範囲で存在するγ相に、優れた被削性があることを見出した。

【0105】

第６に、環境などに問題のあるＰｂおよびＢｉの量を少なくするために、被削性と、β相の量、合金中のＳｉの量、β相に固溶するＳｉの量、Ｐの量、β相内に存在するＰを含む化合物、γ相の量を明確にし、機械的諸特性を含め、より適切にすることにより、本実施形態の快削性銅合金を完成させた。

【0106】

最後に、従来のＰｂ含有銅合金は、熱間加工温度で多量のＰｂが溶けているので、６５０℃以下での熱間変形能に問題があった。本実施形態の快削性銅合金は、Ｂｉ，Ｐｂを含んでも、６５０℃より低い温度の約６００℃で、優れた熱間変形能を有し、熱間変形抵抗が低く、容易に熱間加工でき、熱間での延性に富む銅合金に仕上げられた。

【0107】

（熱間加工性）
本実施形態の快削性銅合金は、約６００℃で優れた変形能を有していることが特徴であり、断面積が小さな棒に熱間押出でき、複雑な形状に熱間鍛造できる。Ｐｂを含有する銅合金は、約６００℃で強加工すると大きな割れが発生するので、６２５〜８００℃が適正な熱間押出温度とされ、適正な熱間鍛造温度は、６５０〜７７５℃とされている。本実施形態の快削性銅合金の場合、６００℃で８０％以上の加工率で熱間加工した場合に割れないことが特徴であり、好ましい熱間加工温度は、６５０℃より低い温度であり、より好ましくは６２５℃より低い温度である。

【0108】

本実施形態の快削性銅合金では、Ｓｉを含有することにより、６００℃で、変形能が向上し、変形抵抗が低くなる。そしてβ相の占める割合が大きいので、６００℃で容易に熱間加工できる。
熱間加工温度が約６００℃であり、従来の銅合金の加工温度より低いと、熱間押出用の押出ダイスなどの工具、押出機のコンテナー、鍛造金型は、４００〜５００℃に加熱され使用されている。それらの工具と熱間加工材の温度差が小さいほど、均質な金属組織が得られ、寸法精度の良い熱間加工材が作れ、工具の温度上昇がほとんどないので、工具寿命も長くなる。また、同時に、高い強度、強度と伸びのバランスに優れた材料が得られる。

【0109】

（鋳造性）
本実施形態においては、健全な鋳物が得られることも目標としており、鋳物に割れがあってはならず、ミクロ的な欠陥が少なく、成分偏析が少ないことが望ましい。鋳造割れに関しては、凝固後の高温状態で、低融点金属が融体として存在するか否かが、第１のポイントであり、低融点金属が存在する場合には、その量と高温状態でマトリックスに延性があるか否かで決まる。本実施形態では、鋳物の凝固・冷却過程で、マトリックス中に、融体で存在する低融点金属であるＢｉ、Ｐｂの合計量を１．０ｍａｓｓ％未満に制限しており、Ｂｉを主成分とする粒子がα相内に存在するので、鋳造割れにつながり難い。そして、本実施形態の組成、各種の関係式を満たせば、高温で優れた延性を持つβ相を多量に含んでいるので、少量含有する低融点金属による悪影響をカバーでき、鋳物の割れの問題はない。尚、３元状態図では、凝固温度範囲は読み取れない。成分偏析については、凝固温度範囲と関係があり、凝固温度範囲が狭い範囲、例えば２５℃以下であれば、成分偏析が生じ難い。

【0110】

本実施形態において、ミクロ欠陥を最小限に留めるのが鋳物の課題である。ミクロ欠陥は、最終の凝固部で生じやすい。最終凝固部は、良質な鋳造方案により、大抵は押湯の部分で留まるが、鋳物本体にまたがる場合、および鋳物の形状によっては、鋳物本体に最終凝固部が存在することもある。ミクロ欠陥については、ターターテストで実験室にて確認でき、本実施形態の鋳物の場合、ターターテストの結果と、Ｃｕ，Ｓｉの量、および組成関係式ｆ１と、凝固温度範囲は、密接な関係があることが分かった。

【0111】

Ｃｕ量が６４．５ｍａｓｓ％以上になるか、またはＳｉ量が１．２ｍａｓｓ％以上になると、最終凝固部でミクロ欠陥が増え、組成関係式ｆ１が５９．５を超えると、ミクロ欠陥が増えることが分かった。そして、凝固温度範囲、すなわち（液相線温度−固相線温度）が２５℃を超えると、鋳造時におけるひけ巣（shrinkage cavities）およびミクロ欠陥が顕著に現れ、健全な鋳物（sound casting）が得られなくなる。凝固温度範囲は、好ましくは２０℃以下であり、さらに好ましくは１５℃以下であり、凝固温度範囲が１５℃以下であると、より健全な鋳物が得られる。

【0112】

＜製造プロセス＞
次に、本発明の第１、２の実施形態に係る快削性銅合金の製造方法について説明する。
本実施形態の合金の金属組織は、組成だけでなく製造プロセスによっても変化する。熱間押出、熱間鍛造の熱間加工温度、熱処理条件に影響されるだけでなく、熱間加工や熱処理における冷却過程での平均冷却速度が影響する。鋭意研究を行った結果、鋳造、熱間加工、熱処理の冷却過程において、５３０℃から４５０℃の温度領域における冷却速度に金属組織が影響されることが分かった。

【0113】

（溶解、鋳造）
溶解は、本実施形態の合金の融点（液相線温度）より約１００〜約３００℃高い温度である約９５０〜約１２００℃で行われる。鋳造、および鋳物製品の製造では、融点より、約５０〜約２００℃高い温度である約９００〜約１１００℃の溶湯が、所定の鋳型に鋳込まれ、空冷、徐冷、水冷などの幾つかの冷却手段によって冷却される。そして、凝固後は、様々に構成相が変化する。

【0114】

（鋳物製造）
（鋳込み（鋳造））
鋳込まれた（鋳造された）鋳物は、大きく２つに分類される。１つは、熱間押出や熱間圧延などの熱間加工用の大型の円柱状、直方体の鋳塊である。もう１つは、熱間加工を経ずに切削加工後に最終の製品になる鋳物であり、最終の製品として、例えば水栓金具や水道メーターなどが挙げられる。両者ともに鋳物に致命的な欠陥があってはならない。
前者は、大型であるが、形状が単純であり、最終凝固部は単純に除去され、最適な鋳造条件により、比較的健全な鋳物（鋳塊）が得られやすい。後者は、製品形状が複雑なものが多く、材料そのものの鋳造性の善し悪しが、大きく作用する。
後者に関し、鋳物の製造方法としては、ダイキャスト、金型（連続鋳造を含む）、砂型、ロストワックスなどの様々な鋳造方法があり、鋳物の厚みや形状、金型や砂型の材質、厚みなどにより、凝固後の鋳物の冷却速度が大よそ決定される。冷却速度の変更は、冷却方法、或いは、保温等の手段で可能になる。一方、凝固後の冷却過程で、様々な金属組織の変化が起こり、冷却速度によって金属組織が大きく変化する。金属組織の変化は、構成相の種類、それら構成相の量が大きく変化することである。
前記のとおり、鋳込み・凝固後の冷却速度は、鋳込まれた銅合金の重量、厚み、砂型、金型などの鋳型の材質によって様々に変わる。例えば、一般的には従来の銅合金鋳物が、銅合金や鉄合金で作られた金型に鋳造される場合、鋳込み後、約７００℃以下の温度で、型から鋳物が外され、強制冷却、空冷、または徐冷され、約５〜約２００℃／分の平均冷却速度で冷却される。
一方、砂型の場合、砂型に鋳込まれた銅合金は、鋳物の大きさや、砂型の材質、大きさによるが、約０．０５〜約３０℃／分の平均冷却速度で、冷却される。本実施形態の快削性銅合金鋳物においては、鋳込み後、凝固直後、例えば８００℃の高温状態では、金属組織は、β相単相である。その後の冷却で、α相、γ相、κ相、μ相などの様々な相が生成し、形成される。一例であるが、４５０℃から８００℃の温度域で、冷却速度が速いと、β相が多くなり、４５０℃より低い温度域で冷却速度が遅いとγ相が生成し易くなる。
鋳物の方案（鋳造方案）、鋳物の形状等により、冷却速度を大幅に変更することは困難であるが、熱間加工を経ずに切削加工後に最終の製品になる鋳物の場合、鋳込み後、５３０℃から４５０℃の温度範囲での平均冷却速度を０．１℃／分以上５０℃／分以下に調整して冷却する。これにより、Ｐを含む化合物が形成される。
一方、鋳物の後工程で、熱間加工を行う場合、５３０℃以上に鋳物が加熱される。５３０℃以上の温度で鋳物が加熱されると、鋳物の段階で、Ｐの化合物の存在に関わらず、Ｐの多くは、固溶する。熱間加工後の冷却過程で、５３０℃から４５０℃の温度範囲での平均冷却速度を０．１℃／分以上５０℃／分以下に調整して冷却することにより、Ｐを含む化合物が形成される。したがって、熱間加工が施される場合は、鋳物の段階でＰの化合物の存在は重要ではない。
これらの結果、切屑分断作用が向上し、かつ、切削抵抗が低下する。

【0115】

（熱間加工）
熱間加工としては、熱間押出、熱間鍛造、熱間圧延が挙げられる。それぞれの工程について、以下に説明する。なお、２以上の熱間加工工程を行う場合、最終の熱間加工工程を以下の条件で行う。

【0116】

（１）熱間押出
まず、熱間押出に関して、好ましい実施形態として、押出比（熱間加工率）、設備能力にもよるが、実際に熱間加工される時の材料温度、具体的には押出ダイスを通過直後の温度（熱間加工温度）が５３０℃を超えて６５０℃より低い温度で熱間押出する。熱間押出温度の下限は、熱間での変形抵抗に関係し、上限は、α相の形状に関連し、より狭い温度で管理することにより、安定した金属組織が得られる。６５０℃以上の温度で熱間押出すると、α相結晶粒の形状が粒状でなく、針状になりやすくなるか、或いは、直径５０μｍを超える粗大なα相結晶粒が出現し易くなる。針状や粗大なα相結晶粒が出現すると、強度がやや低くなり、強度と延性のバランスが少し悪くなる。Ｐを含む析出物の分布が悪くなり、長辺が大きく粗大なα相結晶粒が切削の障害となり、被削性が少し悪くなる。α相結晶粒の形状は、組成関係式ｆ１と関係があり、組成関係式ｆ１が５８．０以下の場合は、押出温度が６２５℃より低いことが好ましい。Ｐｂ含有銅合金より、低い温度で押出することにより、良好な被削性と高い強度を備えることができる。

【0117】

そして熱間押出後の冷却速度の工夫により、優れた被削性を備えた材料を得ることができる。すなわち、熱間押出後の冷却過程で、５３０℃から４５０℃の温度領域における平均冷却速度を、５０℃／分以下、好ましくは４５℃／分以下に設定して冷却する。平均冷却速度を５０℃／分以下に制限することにより、倍率５００倍、または倍率１０００倍の金属顕微鏡で、Ｐを含む化合物の存在が確認できる。一方、冷却速度が遅すぎると、Ｐを含む化合物が成長し、被削性への効果が低下するおそれがあるので、前記の平均冷却速度は、０．１℃／分以上が好ましく、０．３℃／分以上がより好ましい。
実測が可能な測定位置に鑑みて、熱間加工温度は、熱間押出、熱間鍛造、熱間圧延の終了時点から約３秒後または４秒後の実測が可能な熱間加工材の温度と定義する。金属組織は、大きな塑性変形を受けた加工直後の温度に影響を受ける。議論されている熱間加工後の平均冷却速度が約５０℃／分であるので、３〜４秒後の温度低下は、計算上、約３℃であり、ほとんど影響を受けない。

【0118】

（２）熱間鍛造
熱間鍛造は、素材として、主として熱間押出材が用いられるが、連続鋳造棒も用いられる。熱間押出に比べ、熱間鍛造は、加工速度が速く、複雑形状に加工し、場合によっては、肉厚が約３ｍｍにまで強加工することがあるので、鍛造温度は高い。好ましい実施形態として、鍛造品の主要部位となる大きな塑性加工が施された熱間鍛造材の温度、すなわち鍛造直後（鍛造の終了時点）から約３秒後または４秒後の材料温度は、５３０℃を超えて６７５℃より低いことが好ましい。鍛造用の黄銅合金として広く使用され、Ｐｂを２ｍａｓｓ％の量で含有する黄銅合金（５９Ｃｕ−２Ｐｂ−残部Ｚｎ）では、熱間鍛造温度の下限は６５０℃とされるが、本実施形態の熱間鍛造温度は、６５０℃より低いことがより好ましい。熱間鍛造においても、組成関係式ｆ１と関係があり、組成関係式ｆ１が５８．０以下の場合は、熱間鍛造温度が６５０℃より低いことが好ましい。熱間鍛造の加工率にもよるが、温度が低いほど、α相の結晶粒の大きさが小さくなり、α相結晶粒の形状が、針状から粒状に変化し、強度が高くなり、強度と延性のバランスが良くなり、かつ、被削性が良くなる。

【0119】

そして、熱間鍛造後の冷却速度の工夫により、被削性の諸特性を備えた材料を得ることができる。すなわち、熱間鍛造後の冷却過程で、５３０℃から４５０℃の温度領域における平均冷却速度を、５０℃／分以下、好ましくは４５℃／分以下に設定して冷却する。冷却速度を制御することにより、β相中に、約０．３〜３μｍのＰを含む化合物を析出させ、これにより、合金の被削性をさらに向上させることができる。なお、前記の平均冷却速度の下限は、冷却過程で化合物の粗大化が生じることを抑制するために、０．１℃／分以上とすることが好ましく、０．３℃／分以上とすることがさら好ましい。

【0120】

（３）熱間圧延
熱間圧延は、鋳塊を加熱し、５〜１５回、繰り返し圧延される。そして、最終の熱間圧延終了時の材料温度（終了時点から３〜４秒経過後の材料温度）が、５３０℃を超えて６２５℃より低いことが好ましい。熱間圧延終了後、圧延材が冷却されるが、熱間押出と同様、５３０℃から４５０℃の温度領域における平均冷却速度は、０．１℃／分以上５０℃／分以下が好ましく、より好ましくは、０．３℃／分以上、または４５℃／分以下である。

【0121】

（熱処理）
銅合金の主たる熱処理は、焼鈍とも呼ばれ、例えば熱間押出では押出できない小さなサイズに加工する場合、冷間抽伸、或は冷間伸線後に、必要に応じて熱処理が行われ、この熱処理は、再結晶、すなわち材料を軟らかくすることを目的として実施される。圧延材も同様で、冷間圧延と熱処理が施される。本実施形態においては、さらに、γ相、β相の量を制御することも目的として熱処理が施される。
再結晶を伴う熱処理が必要な場合は、材料の温度が４００℃以上６００℃以下で、０．１時間から８時間の条件で加熱される。前工程で、Ｐを含む化合物が形成されていない場合、熱処理中に、Ｐを含む化合物が形成される。なお、５３０℃を超える温度で熱処理すると、Ｐを含む化合物が再固溶し、消失する。熱処理温度が５３０℃を超える場合、冷却過程において、５３０℃から４５０℃の温度領域での平均冷却速度を５０℃／分以下、好ましくは４５℃／分以下に設定して冷却し、Ｐを含む化合物を形成する必要がある。前記の平均冷却速度の下限は、０．１℃／分以上が好ましい。

【0122】

（冷間加工工程）
熱間押出棒の場合、高い強度を得るため、寸法精度を良くするため、または押出された棒材、コイル材を曲がりの少ない直線形状にするために、熱間押出材に対して冷間加工を施されることがある。例えば熱間押出材に対して、約２％〜約３０％の加工率で冷間抽伸、場合によっては矯正加工、低温焼鈍が施される。
細い棒、線、或いは、圧延材は、冷間加工と熱処理が繰り返し実施され、熱処理後、最終加工率０％〜約３０％の冷間加工、矯正加工、低温焼鈍が施される。
冷間加工の利点は、合金の強度を高めることができる点である。熱間加工材に対して、冷間加工と、熱処理を組み合わせることにより、その順序が逆であっても、高い強度、延性、衝撃特性のバランスを取ることができ、用途に応じ、強度重視、延性や靱性重視の特性を得ることができる。なお、冷間加工による、被削性への影響はほとんどない。

【0123】

（低温焼鈍）
棒、線、鍛造品、圧延材、鋳物においては、残留応力の除去、棒材の矯正（棒材の直線度）、金属組織の調整と改善を主たる目的として、再結晶温度以下の温度で棒材、線材、鍛造品、圧延材、鋳物を最終の工程で低温焼鈍することがある。本実施形態の場合、前記熱処理と区別するため、金属組織中で再結晶する割合が５０％より小さい場合を低温焼鈍と定義する。低温焼鈍は、保持温度が２５０℃以上４３０℃以下で、保持時間が１０〜２００分の条件で行われる。下限の条件は、残留応力が十分に除去できる最低の温度、または時間である。また、断面が凹状で、底面が平滑な面の型枠、例えば、幅約５００ｍｍ、高さ約３００ｍｍ、厚み約１０ｍｍ、長さ約４０００ｍｍの鋼製の型枠（凹状のくぼみの深さは（高さ）−（厚み））に、棒材を整列して並べ、２５０℃以上４３０℃以下の温度で、１０〜２００分保持することにより、直線性に優れた棒材を得ることができる。温度をＴ℃、時間をｔ分とすると、３００≦焼鈍条件式ｆ９＝（Ｔ−２００）×（ｔ）^１／２≦２０００の条件が好ましい。焼鈍条件式ｆ９が３００より小さいと、残留応力の除去、または矯正が不十分である。焼鈍条件式ｆ９が、２０００を超えると再結晶により材料の強度が低下する。焼鈍条件式ｆ９は、好ましくは、４００以上であり、１６００以下である。前工程の冷却速度に関わらず、焼鈍条件式ｆ９が４００以上であると、微細なＰを含む化合物が、低温焼鈍中に形成される。また、合金組成によるが、２５０℃以上４３０℃以下で、１０〜２００分保持すると、β相内、またはβ相とα相の相境界に、微細なγ相が析出することがあり、穴あけ切削の切屑を微細にする。

【0124】

このような製造方法によって、本発明の第１，２の実施形態に係る高強度快削性銅合金が製造される。
熱間加工工程、熱処理工程（焼鈍とも言う）、低温焼鈍工程は、銅合金を加熱する工程である。基本の製造工程は、鋳造、熱間加工（押出、鍛造、圧延）、冷間加工（抽伸、伸線、圧延）、矯正加工、低温焼鈍であり、矯正加工、冷間加工、低温焼鈍を含まない場合もある。なお、矯正加工は、通常、冷間で行われるため、冷間加工とも言う。φ５〜７ｍｍ以下の細い棒、線、厚みが８ｍｍ以下の板は、前記工程に熱処理が含まれることがある。熱処理は、主として冷間加工後に行われ、最終寸法に応じ、熱処理と冷間加工が繰り返される。最終製品の直径が小さいほど、冷間加工性が被削性と同等以上に、冷間加工性が重要視される。熱処理は、熱間加工後、冷間加工前に行われることもある。
低温焼鈍工程は、熱間加工工程、冷間加工工程、矯正加工工程、及び焼鈍工程のうち、最終の工程の後に実施する。低温焼鈍工程を行う場合、通常、焼鈍工程は、加工工程の間に行うため、低温焼鈍工程は、熱間加工工程、冷間加工工程、及び矯正加工工程のうち、最終の加工工程の後に実施するともいえる。
具体的には、以下の製造工程の組み合わせが挙げられる。なお、熱間押出の代わりに、熱間圧延を行ってもよい。
（１）熱間押出−低温焼鈍
（２）熱間押出−冷間加工（抽伸、伸線、圧延）−低温焼鈍
（３）熱間押出−冷間加工（抽伸、伸線、圧延）−矯正加工−低温焼鈍
（４）熱間押出−冷間加工（伸線、圧延）と焼鈍の繰り返し−冷間加工−低温焼鈍
（５）熱間押出−冷間加工（冷間伸線、圧延）と焼鈍の繰り返し−冷間加工−矯正加工−低温焼鈍
（６）熱間押出−焼鈍−冷間加工（抽伸、伸線、圧延）−低温焼鈍
（７）熱間押出−焼鈍−冷間加工（抽伸、伸線、圧延）−矯正加工−低温焼鈍
（８）熱間押出−焼鈍−冷間加工（抽伸、伸線、圧延）と焼鈍の繰り返し−冷間加工−低温焼鈍
（９）熱間押出−焼鈍−冷間加工（抽伸、伸線、圧延）と焼鈍の繰り返し−冷間加工−矯正加工−低温焼鈍
（１０）熱間押出−冷間抽伸−矯正加工（矯正加工は無くともよい）−熱間鍛造−低温焼鈍
（１１）熱間押出−矯正加工−熱間鍛造−低温焼鈍
（１２）熱間押出−熱間鍛造−低温焼鈍
（１３）鋳造−熱間鍛造−低温焼鈍
（１４）鋳造−矯正加工−熱間鍛造−低温焼鈍

【0125】

以上のような構成とされた本発明の第１、第２の実施形態に係る快削性合金によれば、合金組成、組成関係式ｆ１、ｆ２、組織関係式ｆ３〜ｆ５、組成・組織関係式ｆ６、ｆ７を上述のように規定しているので、ＰｂおよびＢｉの含有量が少なくても優れた被削性を得ることができ、優れた熱間加工性、高い強度、強度と延性のバランスに優れ、鋳造性も良好である。

【0126】

以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明はこれに限定されることはなく、その発明の技術的要件を逸脱しない範囲で適宜変更することが可能である。

【実施例】

【0127】

以下、本実施形態の効果を確認すべく行った確認実験の結果を示す。なお、以下の実施例は、本実施形態の効果を説明するためのものであって、実施例に記載された構成要件、プロセス、条件が本実施形態の技術的範囲を限定するものでない。

【0128】

実操業で使用している低周波溶解炉及び半連続鋳造機を用いて銅合金の試作試験を実施した。また、実験室設備を用いて銅合金の試作試験を実施した。
合金組成を表８〜１０に示す。また、製造工程を表１１〜１６に示す。なお、組成において、“ＭＭ”は、ミッシュメタルを示し、希土類元素の合計量を示す。各製造工程について以下に示す。

【0129】

（工程Ｎｏ．Ａ１〜Ａ３，ＡＨ１，ＡＨ２，Ａ４，Ａ５，Ａ１０）
表１１に示すように、実操業している低周波溶解炉及び半連続鋳造機により直径２４０ｍｍのビレットを製造した。原料は、実操業に準じたものを使用した。ビレットを長さ８００ｍｍに切断して加熱した。公称能力３０００トンの熱間押出機で、直径２４ｍｍの丸棒を２本押出した。そして押出材を、５３０℃から４５０℃の温度領域にて幾つかの冷却速度で冷却した。温度測定は、熱間押出の中盤から終盤を中心に放射温度計を用いて行い、押出機より押出されたときから約３〜４秒後の押出材の温度を測定した。なお、以後の熱間押出、熱間鍛造、熱間圧延の温度測定には、LumaSense Technologies Inc製の型式ＩＧＡ８Ｐｒｏ／ＭＢ２０の放射温度計を用いた。

【0130】

その押出材の温度の平均値が表１１に示す温度の±５℃（（表に示す温度）−５℃〜（表に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。
工程Ｎｏ．Ａ１、Ａ２、Ａ４、Ａ５では、押出温度が５８０℃であり、工程Ｎｏ．Ａ３、ＡＨ２では、押出温度が６２０℃であり、工程Ｎｏ．ＡＨ１では、押出温度が６８０℃であった。そして、熱間押出後、５３０℃から４５０℃の平均冷却速度は、工程Ｎｏ．Ａ３では、４０℃／分であり、工程Ｎｏ．ＡＨ２では、７０℃／分であった。工程Ｎｏ．Ａ３、ＡＨ２、Ａ１０以外の工程では、前記平均冷却速度は３０℃／分であった。

【0131】

熱間押出終了後、工程Ｎｏ．Ａ１では、熱間押出上がりとし、冷間で矯正した。矯正では、実質的な冷間加工率は０％であった。工程Ｎｏ．Ａ１、Ａ１０以外では、直径２４．０ｍｍから直径２３．４ｍｍに冷間で抽伸した（加工率４．９％）。さらに、工程Ｎｏ．Ａ４、Ａ５では、工程Ｎｏ．Ａ１の素材を用い、それぞれ、３１０℃で１００分間、３５０℃で６０分間の条件で、型枠に材料を入れ低温焼鈍した。工程Ｎｏ．Ａ１０では、５７０℃で、直径４５ｍｍに熱間押出を行い、５３０℃から４５０℃の平均冷却速度を２０℃／分に設定した。工程Ｎｏ．Ａ１０の素材は、鍛造実験に使用した。

【0132】

ここで、低温焼鈍を実施したものについては、以下に示す焼鈍条件式ｆ９を算出した。
ｆ９＝（Ｔ−２００）×（ｔ）^１／２
Ｔ：温度（材料温度）（℃）、ｔ：加熱時間（分）

【0133】

また、断面が凹状、幅５００ｍｍ、高さ３００ｍｍ、厚み１０ｍｍで、長さが４０００ｍｍの鋼製の型枠に、棒材を４段積みに整列して並べた状態で、低温焼鈍し、次いで、棒材の曲がりを測定した。
曲がり測定結果は、合金Ｎｏ．Ｓ１に工程Ｎｏ．Ａ４、Ａ５を施して得られた試料の全ての曲がりが、棒材１メートルあたり０．１ｍｍ以下で、良好であった。

【0134】

（工程Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ３，ＣＨ１，ＣＨ２，Ｃ１０）
表１２に示すように、実験室において、所定の成分比で原料を溶解した。意図的に、不可避不純物元素を添加した試料も作製した。直径１００ｍｍ、長さ１８０ｍｍの金型に溶湯を鋳込み、ビレットを作製した（合金Ｎｏ．Ｓ２０〜Ｓ４１、Ｓ１０１〜Ｓ１１４）。
なお、実操業している溶解炉からも溶湯を得て、さらに、Ｆｅ、Ｓｎ等の不純物を意図的に加え、溶湯を直径１００ｍｍ、長さ１８０ｍｍの金型に鋳込み、ビレットを作製した（合金Ｎｏ．Ｓ１．１〜Ｓ１．７）。
このビレットを加熱し、押出温度を、工程Ｎｏ．Ｃ１，Ｃ１０では、５９０℃とし、工程Ｎｏ．Ｃ２，ＣＨ２では、６２０℃とし、工程Ｎｏ．ＣＨ１では、６８０℃とし、直径２４ｍｍの丸棒に押出した。押出後の５３０℃から４５０℃の温度範囲での平均冷却速度を、工程Ｎｏ．ＣＨ２では、６５℃／分とし、工程Ｎｏ．Ｃ１，Ｃ２，ＣＨ１では、２５℃／分とした。次に、直線度の良いものは、矯正していないが、直線度の悪いものは、矯正した（加工率０％）。工程Ｎｏ．Ｃ３では、工程Ｎｏ．Ｃ１の棒を用い、型枠に入れずに、３２０℃、６０分の条件で低温焼鈍した。
工程Ｎｏ．Ｃ１０では、押出温度を５９０℃とし、直径４５ｍｍに押出し、５３０℃から４５０℃の温度範囲での平均冷却速度を２０℃／分とし、鍛造用素材とした。

【0135】

（工程Ｎｏ．Ｄ）
工程Ｎｏ．Ｄ１では、実験室の溶解炉から溶湯を得て、内径４５ｍｍの金型に鋳込んだ。表１３に示すように、冷却過程において、５３０℃から４５０℃の温度領域での平均冷却速度を４０℃／分とし、工程Ｎｏ．Ｆの鍛造用素材とした。

【0136】

（工程Ｎｏ．Ｅ）
表１４に示すように、工程Ｎｏ．Ｅ１は焼鈍を含む工程である。主として、例えば直径７ｍｍ以下の細い棒材の工程であるが、棒材が細いと切削試験ができないので、直径の大きな押出棒で代用試験した。
工程Ｎｏ．Ｅ１では、工程Ｎｏ．Ｃ１の直径２４ｍｍの素材を、冷間抽伸で２０．０ｍｍとし、４８０℃で６０分間の熱処理を行い、次いで冷間抽伸で直径１９．０ｍｍとした。

【0137】

（工程Ｎｏ．Ｆ１〜Ｆ４，ＦＨ１，ＦＨ２）
表１５に示すように、工程Ｎｏ．Ａ１０、Ｃ１０、Ｄ１で得られた直径４５ｍｍの丸棒を長さ１８０ｍｍに切断した。この丸棒を横置きにして、熱間鍛造プレス能力１５０トンのプレス機で、厚み１６ｍｍに鍛造した。所定の厚みに熱間鍛造された直後（熱間鍛造の終了時点）から約３〜約４秒経過後に、放射温度計、および接触温度計を用いて温度の測定を行った。熱間鍛造温度（熱間加工温度）は、表１５に示す温度±５℃の範囲（（表に示す温度）−５℃〜（表に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。
工程Ｎｏ．Ｆ１、Ｆ２、Ｆ３、ＦＨ１、ＦＨ２では、熱間鍛造温度を、それぞれ６４０℃、６００℃、６２５℃、６９０℃、６４０℃に変えて実施した。冷却過程で、５３０℃から４５０℃の温度領域での冷却速度を、工程Ｎｏ．Ｆ１では、１０℃／分とし、工程Ｎｏ．Ｆ２、Ｆ３、ＦＨ１では、２８℃／分とし、工程Ｎｏ．ＦＨ２では、７０℃／分として、冷却を実施した。なお、工程Ｎｏ．Ｆ４では、工程Ｎｏ．Ｆ１の鍛造品を用い、３４０℃で４０分間の条件で、低温焼鈍した。
熱間鍛造材は、切断し、切削試験、機械的性質の実験に供した。

【0138】

（工程Ｎｏ．Ｇ１〜Ｇ３，ＧＨ１）
実験室において、所定の成分比で原料を溶解した。その際、実操業を考慮し、Ｆｅ，Ｓｎなどの不可避不純物を意図的に添加した。そして、溶湯を内径３５ｍｍ、深さ２００ｍｍの鋳型に鋳込んだ。
実際の鋳造を鑑み、鋳物が約７００℃になったとき、金型から試料を取り出し、自然冷却、保温、または強制冷却によって、６５０℃から５５０℃の温度域、５３０℃から４５０℃の温度域、及び４３０℃から３５０℃の温度域での平均冷却速度を４種類の値のいずれかに設定して、室温まで冷却した。冷却条件の一覧を表１６に示す。温度測定に関しては、鋳物の温度を接触温度計を用いて測定し、各温度領域での平均冷却速度を所定の値に調整した。

【0139】

上述の試験材について、以下の項目について評価を実施した。評価結果を表１７〜２９に示す。

【0140】

（金属組織の観察）
以下の方法により金属組織を観察し、α相、β相、γ相、κ相、μ相など各相の面積率（％）を画像解析法により測定した。なお、α’相、β’相、γ’相は、各々α相、β相、γ相に含めることとした。
各試験材の棒材、鍛造品を、長手方向に対して平行に、または金属組織の流動方向に対して平行に切断した。次いで表面を研鏡（鏡面研磨）し、過酸化水素水とアンモニア水の混合液でエッチングした。エッチングでは、３ｖｏｌ％の過酸化水素水３ｍＬと、１４ｖｏｌ％のアンモニア水２２ｍＬを混合した水溶液を用いた。約１５℃〜約２５℃の室温にてこの水溶液に金属の研磨面を約２秒〜約５秒浸漬した。

【0141】

金属顕微鏡を用いて、倍率５００倍で金属組織を観察し、相の割合を求め、Ｂｉ粒子の存在場所、Ｐを含む化合物の有無を調べた。金属組織の状況によっては１０００倍で観察し、金属相、Ｂｉ粒子と、Ｐを含む化合物を確認した。５視野の顕微鏡写真において、画像処理ソフト「Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ ＣＣ」を用いて各相（α相、β相、γ相、κ相、μ相）を手動で塗りつぶした。次いで画像解析ソフト「ＷｉｎＲＯＯＦ２０１３」で２値化し、各相の面積率を求めた。詳細には、各相について、５視野の面積率の平均値を求め、平均値を各相の相比率とした。酸化物、硫化物、Ｂｉ粒子とＰｂ粒子、Ｐを含む化合物を除く析出物、晶出物は、除外され、全ての構成相の面積率の合計を１００％とした。

【0142】

そして、Ｐを含む化合物を観察した。金属顕微鏡を用いて５００倍で観察できる最小の析出粒子の大きさは、おおよそ０．５μｍである。相の割合と同様に、５００倍の金属顕微鏡で観察でき、１０００倍で判別、確認できる析出物でもって、まず、Ｐを含む化合物の有無の判断を行った。Ｐの含有量、製造条件にもよるが、１つの顕微鏡視野の中に、数個〜数百個のＰを含む化合物が存在する。Ｐを含む化合物は、ほとんどがβ相内、α相とβ相の相境界に存在するので、β相に含めた。さらに、β相内に、大きさが０．５μｍ未満のγ相が存在することがある。本実施形態においては、倍率５００倍、場合によっては１０００倍の金属顕微鏡で、０．５μｍ未満の大きさの相の識別が不可能なので、超微細なγ相は、β相として処理された。Ｐを含む化合物は、金属顕微鏡で、黒灰色を呈し、Ｍｎ、Ｆｅで形成される析出物、化合物は、水色を呈するので、区別がつく。

【0143】

Ｂｉ粒子を、Ｐを含む化合物と同様、金属顕微鏡で観察した。金属顕微鏡写真から、Ｂｉ粒子と、Ｐを含む化合物は、明瞭に区別がつく。Ｂｉ粒子とＰｂ粒子（Ｐｂを主成分とする粒子を含む）の区別に関しては、Ｂｉ粒子は円形であり、Ｐｂ粒子は、Ｐｂが軟らかいため、研磨により、粒子が延ばされた様相を呈し、区別が可能である。両者の区別が困難な場合は、ＥＰＭＡ等の分析機能を備える電子顕微鏡で判断した。顕微鏡写真で、α相結晶粒内に、Ｂｉ粒子が観察できれば、α相内にＢｉ粒子が存在するとし、“Ｂ”（good）と評価した。Ｂｉ粒子が、α相にあっても、α相とβ相の境界に存在する場合は、α相内に存在しないと判定した。α相内にＢｉ粒子が存在しない場合、“Ｄ”（poor）と評価した。

【0144】

相の同定、析出物の同定、Ｐを含む化合物、及びＢｉ粒子の判定が困難な場合は、電界放出形走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）（日本電子株式会社製のＪＳＭ−７０００Ｆ）と付属のＥＤＳを用いて、加速電圧１５ｋＶ、電流値（設定値１５）の条件で、ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）法により、倍率５００倍又は２０００倍で、相、析出物を特定した。Ｐを含有した試料で、金属顕微鏡による観察の段階でＰを含む化合物が観察されなかった場合、倍率２０００倍でＰを含む化合物の有無を確認した。
また、幾つかの合金について、α相、β相、γ相、特にβ相に含有されるＳｉ濃度を測定する場合、Ｐを含む化合物の判断が困難な場合、及びＢｉ粒子が小さい場合、２０００倍の倍率で、２次電子像、組成像を撮影し、Ｘ線マイクロアナライザーで定量分析、または定性分析した。測定には、日本電子製「ＪＸＡ−８２３０」を用い、加速電圧２０ｋＶ、電流値３．０×１０^−８Ａの条件で行った。
Ｐを含む化合物が金属顕微鏡で確認された場合、Ｐを含む化合物の存在評価を“Ｂ”（good）と評価した。Ｐを含む化合物が２０００倍の倍率で確認された場合、Ｐを含む化合物の存在評価を“Ｃ”（fair）と評価した。Ｐを含む化合物が確認されなかった場合、Ｐを含む化合物の存在評価を“Ｄ”（poor）と評価した。本実施形態のＰを含む化合物の存在については、“Ｃ”も含むものとする。表では、Ｐを含む化合物の存在評価の結果を項目「β相中のＰ化合物の有無」に示す。

【0145】

（導電率）
導電率の測定は、日本フェルスター株式会社製の導電率測定装置（SIGMATEST D2.068）を用いた。なお、本明細書においては、「電気伝導」と「導電」の言葉を同一の意味に使用している。また、熱伝導性と電気伝導性は強い相関があるので、導電率が高い程、熱伝導性が良いことを示す。

【0146】

（引張強さ／伸び）
各試験材をＪＩＳ Ｚ ２２４１の１０号試験片に加工し、引張強さ及び伸びの測定を行った。冷間加工工程を含まない熱間押出材、或いは熱間鍛造材の引張強さが、好ましくは４３０Ｎ／ｍｍ^２以上、より好ましくは４７０Ｎ／ｍｍ^２以上、さらに好ましくは５１０Ｎ／ｍｍ^２以上であれば、快削性銅合金の中で最高の水準であり、各分野で使用される部材の薄肉・軽量化、或いは許容応力の増大を図ることができる。また、強度と伸びとのバランスにおいても、引張強さをＳ（Ｎ／ｍｍ^２）、伸びをＥ（％）とすると、強度と延性のバランスを示す特性関係式ｆ８＝Ｓ×（１００＋Ｅ）／１００が、好ましくは５８０以上、より好ましくは６２０以上、さらに好ましくは６５０以上であると、被削性を有し熱間加工された銅合金の中で非常に高い水準であるといえる。

【0147】

（硬さ／衝撃値）
鋳物においては、各試験材の硬さを、ビッカース硬さ計を用い、荷重４９ｋＮで行った。高い強度であるためには、好ましくは１００Ｈｖ以上、より好ましくは１１０Ｈｖ以上であると、快削性銅合金鋳物の中で非常に高い水準であるといえる。
衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準じたＵノッチ試験片（ノッチ深さ２ｍｍ、ノッチ底半径１ｍｍ）を採取した。半径２ｍｍの衝撃刃でシャルピー衝撃試験を行い、衝撃値を測定した。シャルピー衝撃試験値で、少なくとも２５Ｊ／ｃｍ^２以上であれば、靱性、所謂「脆さ」に関し、問題はない。

【0148】

（融点測定・鋳造性試験）
鋳物試験片の作製時に使用した溶湯の残りを用いた。熱電対を溶湯の中に入れ、液相線温度、固相線温度を求め、凝固温度範囲を求めた。
また、１０００℃の溶湯を鉄製のターターモールドに鋳込み、最終凝固部、およびその近傍におけるホール、ざく巣等の欠陥の有無を詳細に調べた（ターターテスト（Tatur Shrinkage Test））。
具体的には、図３の断面模式図に示すように、最終凝固部を含む縦断面が得られるように鋳物を切断した。試料の断面を４００番までのエメリー紙により研磨し、硝酸を用いてマクロ組織を出し、欠陥部分をより分かりやすくした。次いで、浸透探傷試験により、ミクロレベルの欠陥の有無を調査した。

【0149】

鋳造性は、以下のように評価した。断面において、最終凝固部およびその近傍の表面から３ｍｍ以内に欠陥指示模様が現れたが、最終凝固部およびその近傍の表面から３ｍｍを超えた部分では欠陥が現れなかった場合、鋳造性を“Ｂ”（良、good）と評価した。最終凝固部およびその近傍の表面から６ｍｍ以内に欠陥指示模様が現れたが、最終凝固部およびその近傍の表面から６ｍｍを超えた部分では欠陥が発生しなかった場合、鋳造性を“Ｃ”（可、fair）と評価した。最終凝固部およびその近傍の表面から６ｍｍを超えた部分で欠陥が発生した場合、鋳造性を“Ｄ”（不良、poor）と評価した。

【0150】

最終凝固部は、良質な鋳造方案により、大抵は押湯の部分であるが、鋳物本体にまたがる場合がある。本実施形態の合金鋳物の場合、ターターテストの結果と凝固温度範囲には、密接な関係がある。凝固温度範囲が１５℃以下または２０℃以下の場合、鋳造性は“Ｂ”の評価が多かった。凝固温度範囲が２５℃を超える場合、鋳造性は“Ｄ”の評価が多かった。凝固温度範囲が２５℃以下であれば、鋳造性の評価が“Ｂ”または“Ｃ”となった。また、不可避不純物の量が多いと、凝固温度範囲が広くなり、鋳造性の評価が悪くなった。

【0151】

＜旋盤による被削性試験＞
被削性の評価は、以下のように、旋盤を用いた切削試験で評価した。
熱間押出棒材、熱間鍛造品、鋳物について、切削加工を施して直径を１４ｍｍとして試験材を作製した。チップブレーカーの付いていないＫ１０の超硬工具（チップ）を旋盤に取り付けた。この旋盤を用い、乾式下にて、すくい角：０°、ノーズ半径：０．４ｍｍ、逃げ角：６°、切削速度：４０ｍ／分、切り込み深さ：１．０ｍｍ、送り速度：０．１１ｍｍ／ｒｅｖ．の条件で、直径１４ｍｍの試験材の円周上を切削した。

【0152】

工具に取り付けられた３部分から成る動力計（三保電機製作所製、ＡＳＴ式工具動力計ＡＳＴ−ＴＬ１００３）から発せられるシグナルが、電気的電圧シグナルに変換され、レコーダーに記録された。次にこれらのシグナルは切削抵抗（主分力、送り分力、背分力、Ｎ）に変換された。切削試験は、チップの摩耗の影響を抑えるために、Ａ→Ｂ→Ｃ→・・・Ｃ→Ｂ→Ａの往復を２回実施し、各試料について４回測定した。切削抵抗は、以下の式によって求められる。
切削抵抗（主分力、送り分力、背分力の合力）＝（（主分力）^２＋（送り分力）^２＋（背分力）^２）^１／２
なお、各サンプルで４回測定し、その平均値を採用した。Ｚｎ−５９ｍａｓｓ％Ｃｕ−３ｍａｓｓ％Ｐｂ−０．２ｍａｓｓ％Ｆｅ−０．３ｍａｓｓ％Ｓｎ合金からなる市販の快削黄銅棒Ｃ３６０４の切削抵抗を１００とし、試料の切削抵抗の相対値（被削性指数）を算出し、相対評価をした。被削性指数が、高いほど良好な被削性を有する。表中の「合力」の記載は、主分力、送り分力、背分力の合力を指し、被削性指数を示す。
なお、被削性指数は下記のようにして求めた。
試料の切削試験結果の指数（被削性指数）＝（Ｃ３６０４の切削抵抗／試料の切削抵抗）×１００

【0153】

同時に切屑を採取し、切屑形状により被削性を評価した。実用の切削で問題となるのは、切屑の工具への絡みつき、及び、切屑の嵩張りである。このため、切屑形状として、平均で長さが１ｍｍより短い切屑が生成した場合を“Ａ”（優れる、excellent）と評価した。平均で長さが１ｍｍ以上３ｍｍ未満の切屑が生成した場合を“Ｂ”（良好、good）と評価した。切屑形状で、平均で長さが３ｍｍ以上１０ｍｍ未満の切屑が生成した場合を“Ｃ”（可、fair）と評価した。平均で長さが１０ｍｍ以上の切屑が生成した場合を“Ｄ”（poor）と評価した。なお、最初に生成された切屑は除外して評価した。本実施形態では高いレベルの被削性を備えた合金を目指しているので、前記の外周切削条件のもと、「Ａ」、「Ｂ」のみを合格とした。

【0154】

切削抵抗は、材料の剪断強さ、引張強さに依存し、強度が高い材料ほど切削抵抗が高くなる傾向がある。切削抵抗がＰｂを１〜４ｍａｓｓ％含有する快削黄銅棒の切削抵抗に対して、高強度材の場合、切削抵抗が約４０％高くなる程度であれば、実用上良好とされる。本実施形態においては、３ｍａｓｓ％Ｐｂを含有する快削黄銅Ｃ３６０４に比べ、押出材のせん断強さが、おおよそ１．２倍あり、そのため本実施形態における被削性の評価基準を、被削性指数が約７０を境（境界値）として評価した。本実施形態においては、高いレベルの被削性を目指しているので、被削性指数が８５以上であれば、被削性に優れる（評価：Ａ、excellent）と評価した。被削性指数が７５以上８５未満であれば、被削性が良好である（評価：Ｂ、good）と評価した。被削性指数が６６以上７５未満であれば、被削性が可である（評価：Ｃ、fair）と評価した。被削性指数が６６未満であれば、被削性が不可である（評価：Ｄ、poor）と評価した。
同等の強度であれば、切屑形状と被削性指数とは、相関関係があり、被削性指数が大きいと、切屑の分断性が良い傾向があり、数値化できる。前記の外周切削条件のもと、「Ａ」、「Ｂ」のみを合格とした。

【0155】

因みに、Ｚｎ濃度が高く、Ｐｂを０．０１ｍａｓｓ％含み、β相を約５０％含む、快削性銅合金であるＺｎ−５８．１ｍａｓｓ％Ｃｕ−０．０１ｍａｓｓ％Ｐｂ合金の被削性指数は３９であり、切屑の長さは１５ｍｍを超えた。同様に、Ｓｉを含まず、０．０１ｍａｓｓ％のＰｂを含むβ単相の銅合金であるＺｎ−５５ｍａｓｓ％Ｃｕ−０．０１ｍａｓｓ％Ｐｂ合金の被削性指数は４１であり、切屑の長さは１０ｍｍを超えた。
１．０８ｍａｓｓ％のＳｉ、０．２７ｍａｓｓ％のＢｉ、０．００５ｍａｓｓ％のＰｂ、０．０５６ｍａｓｓ％のＰを含み、６４０℃で熱間鍛造され、Ｂｉを主成分とする粒子がα相内に存在し、Ｐを含む化合物が存在する試験Ｎｏ．Ｔ０９（合金Ｎｏ．Ｓ１）の切屑の外観を図２に示す。試験Ｎｏ．Ｔ０９（合金Ｎｏ．Ｓ１）の切屑の平均長さは１ｍｍより短く、細かく分断されている。

【0156】

＜ドリル切削試験＞
ボール盤でφ３．５ｍｍハイス製ＪＩＳ標準ドリルを使用し、深さ１０ｍｍのドリル加工を回転数１２５０ｒｐｍ、送り０．１７ｍｍ／ｒｅｖ．の条件で、乾式で切削した。ドリル加工時にＡＳＴ式工具動力計で電圧変化を円周方向、軸方向で採取し、ドリル加工時のトルク・スラストを算出した。尚、各サンプルで４回測定し、その平均値を採用した。Ｚｎ−５９ｍａｓｓ％Ｃｕ−３ｍａｓｓ％Ｐｂ−０．２ｍａｓｓ％Ｆｅ−０．３ｍａｓｓ％Ｓｎ合金からなる市販の快削黄銅棒Ｃ３６０４のトルク、スラストを１００とし、試料のトルク、スラストの相対値（トルク指数、スラスト指数）を算出し、相対評価をした。被削性指数（トルク指数、スラスト指数、ドリル指数）が、高いほど良好な被削性を有する。ドリル加工は、ドリルの摩耗の影響を抑えるために、Ａ→Ｂ→Ｃ→・・・Ｃ→Ｂ→Ａの往復を２回実施し、各試料について、４回測定した。
すなわち、被削性指数を下記のようにして求めた。
試料のドリル試験結果の指数（ドリル指数）＝（トルク指数＋スラスト指数）／２
試料のトルク指数＝（Ｃ３６０４のトルク／試料のトルク）×１００
試料のスラスト指数＝（Ｃ３６０４のスラスト／試料のスラスト）×１００

【0157】

３回目の試験時に、切屑を採取した。切屑形状により被削性を評価した。実用の切削で問題となるのは、切屑の工具への絡みつき、及び、切屑の嵩張り、である。このため、切屑形状が、切屑の平均で、半巻き以下の切屑が生成した場合を“Ａ”（優れる、excellent）と評価した。切屑形状が半巻き超え１巻き以下の切屑が生成した場合を“Ｂ”（良好、good）と評価した。切屑形状が１巻き超え２巻き以下までの切屑が生成した場合を“Ｃ”（可、fair）と評価した。切屑形状が２巻き超えの切屑が生成した場合を“Ｄ”（poor）と評価した。なお、最初に生成された切屑は除外した。本実施形態では、高いレベルのドリル加工性を目指しているので、前記のドリル切削条件のもと、「Ａ」、「Ｂ」のみを合格とした。

【0158】

高強度材のトルク、スラストは、Ｐｂを１〜４ｍａｓｓ％含有する快削黄銅棒の切削抵抗に対して約４０％高くなる程度であれば、実用上良好とされる。本実施形態においては、被削性指数が約７０％を境（境界値）として評価した。詳細には、ドリル指数が７８以上であれば、被削性に優れる（評価：Ａ、excellent）と評価した。ドリル指数が７２以上７８未満であれば、被削性が良好である（評価：Ｂ、good）と評価した。ドリル指数が６７以上７２未満であれば、被削性が可である（評価：Ｃ、fair）と評価した。被削性指数が６７未満であれば、被削性が不可である（評価：Ｄ、poor）と評価した。本実施形態では、高いレベルのドリル加工性を目指しているので、前記のドリル切削条件のもと、「Ａ」、「Ｂ」のみを合格とした。

【0159】

同じ強度であれば、切屑形状とトルク指数とは、強い関係がある。トルク指数が大きいと、切屑の分断性が良い傾向にあるので、切屑形状をトルク指数で数値比較できる。ただし、本実施形態の合金は、３ｍａｓｓ％Ｐｂを含有する快削黄銅に比べ、引張強さと概ね比例関係にあるせん断強さが、おおよそ１．２倍ある。切削抵抗は、せん断強さと強い関係を持つので、材料強度を考慮に入れる必要がある。

【0160】

因みに、Ｚｎ濃度が高く、Ｐｂを０．０１ｍａｓｓ％を含み、β相を約５０％含む快削性銅合金であるＺｎ−５８．１ｍａｓｓ％Ｃｕ−０．０１ｍａｓｓ％Ｐｂ合金のドリル指数は４９であり（トルク指数は４６、スラスト指数は５２）、切屑は３巻きを超えた。同様に、Ｓｉを含まず０．０１ｍａｓｓ％Ｐｂを含むβ単相の銅合金であるＺｎ−５５ｍａｓｓ％Ｃｕ−０．０１ｍａｓｓ％Ｐｂ合金のドリル指数は６１であり（トルク指数は５３、スラスト指数は６８）、切屑は３巻きを超えた。

【0161】

精密穴加工用の専用工具として、近年ますます各種の機器が小型化し，それらの部品に対する微細な穴加工の必要性が高まっている。例えば，金型のピン穴，紡孔，プリント基板等の半導体関連装置部品、光デバイス関連装置部品など幅広いニーズが挙げられる。情報家電や医療機器、自動車部品など、さまざまな工業製品の軽薄短小化は今後ますます加速する。このような流れの中にあって、ドリルメーカー各社は０．１ｍｍ以下の超硬ドリルのラインアップの充実を図る。これまでは加工穴の直径と深さの比率は１０倍程度が限界であったが、最近では０．５ｍｍ以下の穴でも、加工穴の直径と深さの比率が１００倍程度まで加工できるドリルが数多く登場している。小径・深穴あけ加工の可能性を広げており、これらの分野で、被削性の良い材料が求められている。

【0162】

（熱間加工試験）
工程Ｎｏ．Ａ１、工程Ｎｏ．Ｃ１、工程Ｎｏ．Ｃ１０の各棒材、そして、工程Ｎｏ．Ｄの鋳物材を切削によって直径１５ｍｍとし、長さ２５ｍｍに切断した。この試験材を６００℃で２０分間保持した。次いで試験材を縦置きにして、熱間圧縮能力１０トンで電気炉が併設されているアムスラー試験機を用いて、ひずみ速度０．０２／秒、加工率８０％で圧縮し、厚み５ｍｍとした。熱間加工中、試験材は６００℃で維持された。
熱間変形能は、肉眼で割れの有無と表面に大きなしわが生じるかどうかで評価した。熱間変形抵抗は、加工率２０％の時の変形抵抗を測定し、３０Ｎ／ｍｍ^２を境に評価した。３０Ｎ／ｍｍ^２は、設備能力や押出比などの熱間加工率にもよるが、一般的に製造される範囲の熱間押出棒が、問題がなく製造される熱間変形抵抗の境界値である。６００℃の熱間加工試験で、割れがなく、大きなしわが生じず、熱間変形抵抗が３０Ｎ／ｍｍ^２以下の場合、熱間加工性を“Ｂ”（良好、good）と評価した。熱間変形能、熱間変形抵抗のいずれか一方が、上記基準を満たされない場合、条件付きで熱間加工性を“Ｃ”（可、fair）と評価した。熱間変形能、熱間変形抵抗の両方とも上記基準を満たさない場合、熱間加工性を“Ｄ”（不適、poor）と評価した。評価結果を表１７、１９、２１、２３、２５および２７に示す。

【0163】

６００℃での熱間押出や熱間鍛造は、一般的な銅合金で実施されることは、ほとんどない。Ｐｂを含有する快削銅合金の場合、６００℃で試験すると、割れが発生し、熱間変形抵抗は３０Ｎ／ｍｍ^２を超える。低い温度で熱間加工することにより、高い強度、高い強度と伸びのバランス、良好な被削性が得られ、寸法精度の向上、工具の長寿命化が図れ、地球環境にも優しい。
組成関係式ｆ１の値が５６．３より低い場合、大きなしわが生じ、組成関係式ｆ１の値が５９．５より高い場合、変形抵抗が３０Ｎ／ｍｍ^２を超えた。

【0164】

【表8】

【0165】

【表9】

【0166】

【表10】

【0167】

【表11】

【0168】

【表12】

【0169】

【表13】

【0170】

【表14】

【0171】

【表15】

【0172】

【表16】

【0173】

【表17】

【0174】

【表18】

【0175】

【表19】

【0176】

【表20】

【0177】

【表21】

【0178】

【表22】

【0179】

【表23】

【0180】

【表24】

【0181】

【表25】

【0182】

【表26】

【0183】

【表27】

【0184】

【表28】

【0185】

【表29】

【0186】

上述の測定結果から、以下のような知見を得た。
１）本実施形態の組成を満足し、組成関係式ｆ１、ｆ２、組織関係式ｆ３〜ｆ５、組成・組織関係式ｆ６、ｆ７を満たし、Ｂｉを主成分とする粒子がα相内に存在することにより、少量のＰｂとＢｉの含有で高いレベルの被削性が得られ、約６００℃で良好な熱間加工性、１５％ＩＡＣＳ以上の高い導電率、且つ高強度で、良好な延性、そして強度と延性の高いバランス（特性関係式ｆ８）を持ち合せる熱間加工材（熱間押出材、熱間鍛造材）、および鋳造性が良好な鋳物が得られることが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ１、Ｓ２０〜Ｓ４１）。

【0187】

２）Ｃｕの量が６４．５ｍａｓｓ％より高いと、γ相が多くなり、伸びが低くなり、被削性もよくなかった（合金Ｎｏ．Ｓ１０７）。
３）Ｓｉの量が０．２０ｍａｓｓ％より少ないと、所定量のＢｉ、Ｐｂを含有しても、被削性が悪く、引張強さが低かった。原因は、β相に固溶するＳｉの量が少ないことと、Ｓｉが少ないために、Ｂｉを主成分とする粒子がα相内に存在しなかったことによるものと考えられる。Ｓｉ含有量が１．２ｍａｓｓ％以上であると、γ相が多くなり、伸びが低くなった。また鋳造性も悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１０２、Ｓ１０６、Ｓ１１１、Ｓ１１４）。
４）Ｐを含まないと、被削性が悪かった。Ｐを０．００１ｍａｓｓ％を超えた量で含有すると、被削性が良くなった。そして、Ｐを含む化合物が存在し、さらに金属顕微鏡でＰを含む化合物が観察できると、より一層被削性が向上した。Ｐを含む化合物は、β相内に存在し、β相の被削性を向上させ、合金としての被削性を向上させていると考えられる。Ｐを含有し、金属顕微鏡でＰを含む化合物が観察できない場合であっても、被削性の評価は、良好であったが、金属顕微鏡でＰを含む化合物を観察できる場合に比べ、被削性が少し劣った（例えば合金Ｎｏ．Ｓ１０４、Ｓ３６、Ｓ４０、工程Ｎｏ．Ｃ１、ＣＨ２、ＦＨ２）。
５）Ｂｉ量が０．１０ｍａｓｓ％より少ないと、高いレベルの被削性に達しなかった。Ｂｉの量が０．５０ｍａｓｓ％を超えると、引張強さ、伸びが少し低くなり、バランス指数ｆ８が少し悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１１０、Ｓ２３、Ｓ２５、Ｓ４０、Ｓ１１２）。

【0188】

６）実操業で行われる程度の不可避不純物を含有しても、諸特性に大きな影響を与えないことが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ１〜Ｓ１．７、Ｓ２０〜Ｓ３６）。不可避不純物の好ましい範囲を超える量のＦｅ，Ｍｎ，ＣｏまたはＣｒを含有すると、Ｆｅ，Ｍｎ等とＳｉの金属間化合物を形成していると考えられる。その結果、Ｆｅ等とＳｉの化合物の存在と、有効に働くＳｉ濃度が減少し、被削性が悪くなったと考えられる。さらにＦｅ等の含有によりＰを含む化合物の性質も変化している可能性がある。また、伸びが少し低くなり、バランス指数ｆ８が低くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１．４、Ｓ２１．４、Ｓ３０．２）。不可避不純物の好ましい範囲を超える量のＳｎ，Ａｌを含有すると、γ相が出現する、または多くなる、或いは、β、γ相の性質が変化すると思われる。その結果、伸び値が減少し、バランス指数ｆ８が悪くなり、被削性が悪くなった。また、凝固温度範囲が広くなり、鋳造性が悪くなり、衝撃値も低くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１．７、Ｓ２６．２、Ｓ２６．６）。

【0189】

７）α相中に、Ｂｉを主成分とする粒子が存在すると、被削性がよかった。Ｂｉを０．５ｍａｓｓ％の量で含有しても、Ｓｉが所定量より少なく、そして、α相中にＢｉを主成分とする粒子が存在しないものは、被削性が劣った（合金Ｎｏ．Ｓ１、Ｓ２０〜Ｓ２８、Ｓ１０２、Ｓ１１１、Ｓ１１４）。
８）組成関係式ｆ１が５６．３より小さいと、伸び値が低くなった。ｆ１が５９．５より大きいと、被削性が悪くなり、引張強さが低くなった。また、凝固温度範囲が、２５℃を超え、鋳造性が悪かった。また、両者ともに、６００℃での熱間加工性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１０１、Ｓ１０５）。
９）ｆ１が５６．８以上で、伸び値、衝撃値が高くなった。ｆ１が５９．０以下で、被削性が良くなり、引張強さが高くなった（例えば合金Ｎｏ．Ｓ２０〜Ｓ４０）。

【0190】

１０）組成関係式ｆ２が０．５以上であると、被削性は、非常によかった。関係式ｆ３〜ｆ７の条件が好ましい範囲にあると、外周切削の被削性指数で、大よそ９５の高い数値が得られた。ｆ２が０．５以上であっても、Ｓｉ含有量が少ないと被削性が悪かった。さらに、伸び値が少し低くなり、バランス指数ｆ８が少し低かった（合金Ｎｏ．Ｓ２０、Ｓ２３、Ｓ２５、Ｓ１１１、Ｓ１１２）。
１１）ｆ２が０．５未満であっても、Ｓｉ量が０．３５ｍａｓｓ％を超え、組成・組織関係式ｆ６、ｆ７が好ましい範囲内にあると、すなわち、ｆ６の値が１０．０以上、かつ、ｆ７の値が０．６以上、特に、Ｓｉ量が０．５０ｍａｓｓ％を超え、ｆ６が１１．０以上、かつｆ７が１．０以上であると、外周切削の被削性指数がおおよそ９０以上となり、切屑は、微細に分断された。本実施形態において、被削性を向上させる項の加算式（ｆ６）と、被削性の相互作用を表す式（ｆ７）が重要であると考えられる（合金Ｎｏ．Ｓ１、Ｓ２０〜Ｓ２２、Ｓ２４、Ｓ２６〜Ｓ２８、Ｓ３７）。

【0191】

１２）γ相が約１％であると、トルク指数が低くなり、ドリル切削が良くなった。γ相が０％であっても、β相の量が約２０％以上で、関係式ｆ１〜ｆ７を満たせば、良好な被削性、高い強度が得られた（例えば合金Ｎｏ．Ｓ１、Ｓ３８等）。γ相の割合が４％を超えると、被削性が悪くなり、伸び値が低くなり、バランス指数ｆ８が低かった（例えば合金Ｎｏ．Ｓ２６．６、Ｓ１０６）。
１３）β相の量が少なくα相の量が多いと、被削性が悪く、強度が低かった。β相の量が増すにしたがって、被削性が良くなり、強度も高くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１０５、Ｓ３３、Ｓ４１）。
１４）β相の量が多くα相の量が少ないと、伸びが低くなった。α相の量が増えると伸びが回復した（合金Ｎｏ．Ｓ１０１、Ｓ３２）。

【0192】

１５）ｆ６、ｆ７を満たさないと、組成、他の関係式を満たしても、満足する被削性が得られなかった（合金Ｎｏ．Ｓ１０３、Ｓ１０８、Ｓ１０９、Ｓ１１３）。
１５−１）ｆ６、ｆ７が高いと、被削性は良好であったが、伸びが低くなり、バランス指数ｆ８が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１１２）。
１５−２）β相中にＳｉが少なくとも、０．３ｍａｓｓ％以上含有されていることが確認され、他の要件にも左右されるが、β相中のＳｉの量が、０．５ｍａｓｓ％以上、０．７ｍａｓｓ％以上、１．０ｍａｓｓ％以上になるにしたがって、より良好な被削性、高い強度を備え、バランス指数ｆ８が良くなることが確認された（合金Ｎｏ．Ｓ１〜Ｓ４１）。
１６）ｆ１を満たすと、６００℃で良好な熱間加工性を示し、６００℃より低い温度で、熱間押出、熱間鍛造ができた。熱間加工温度が６５０℃を超えると、引張強さが少し低くなり、被削性と、強度・伸びのバランスが少し悪くなった（例えば合金Ｎｏ．Ｓ１、Ｓ２０、Ｓ２１、工程Ｎｏ．ＡＨ１、ＣＨ１、ＦＨ２）。

【0193】

１７）熱間加工条件により、β相、γ相の占める割合が変化し、被削性や、引張強さ、伸び、導電率に影響を与えた（例えば、合金Ｎｏ．Ｓ１、各工程）。
１８）鋳物に関して、組成、関係式ｆ１〜ｆ７を満たすと、被削性の評価が、「良」以上であり、１００ＨＶ以上であった。鋳造性は、ｆ１との関係が深く、特にｆ１が好ましい範囲にあると、凝固温度範囲が狭く、良好な鋳造性を示した。鋳物を素材とした鍛造品についても、押出材を素材とした鍛造品と、同じ、被削性、機械的性質を示した（工程Ｎｏ．Ｄ１、Ｆ３）。
１９）熱間押出後、熱間鍛造後、鋳造後の５３０℃から４５０℃の平均冷却速度において約５０℃／分が、金属組織観察でＰを含む化合物が存在するか否かの境界値であった。Ｐを含む化合物が存在すると、被削性が向上した（工程Ｎｏ．Ａ１、ＡＨ２、Ｃ１、ＣＨ２、Ｆ１、ＦＨ２）。
２０）熱間加工材を、熱処理条件式ｆ９が１１００〜１１６２となる条件で低温焼鈍し、曲がりを測定すると１ｍあたり０．１ｍｍ以下の曲がりの少ない棒材が得られた。低温焼鈍の条件によっては、γ相が析出する合金があり、トルク指数が向上した（合金Ｎｏ．Ｓ１、工程Ｎｏ．Ａ４、Ａ５）。

【0194】

以上のことから、本実施形態の合金のように、各添加元素の含有量および組成関係式ｆ１、ｆ２、組織関係式ｆ３〜ｆ５、組成・組織関係式ｆ６、ｆ７が適正な範囲にある本実施形態の快削性銅合金は、熱間加工性（熱間押出、熱間鍛造）に優れ、被削性、機械的性質も良好である。また、本実施形態の快削性銅合金において優れた特性を得るためには、熱間押出、熱間鍛造での製造条件、熱処理での条件を適正範囲とすることで達成できる。

【産業上の利用可能性】

【0195】

本実施形態の快削性銅合金は、Ｐｂ、Ｂｉの含有量を少量に留め、熱間加工性、被削性に優れ、高強度で、強度と伸びとのバランスに優れる。このため、本実施形態の快削性銅合金は、自動車部品、電気・電子機器部品、機械部品、文具、玩具、摺動部品、計器部品、精密機械部品、医療用部品、飲料用器具・部品、排水用器具・部品、工業用配管部品、水素などの液体や気体に係る部品に好適である。
具体的には、前記分野に用いられるバルブ、継手、コック、給水栓、歯車、軸、軸受け、シャフト、スリーブ、スピンドル、センサー、ボルト、ナット、フレアナット、ペン先、インサートナット、袋ナット、ニップル、スペーサー、ねじなどの名称で使用されているものの構成材等として好適に適用できる。

【要約】

この快削性銅合金は、Ｃｕ：５７．５％超６４．５％未満、Ｓｉ：０．２０％超１．２０％未満、Ｐｂ：０．００１％超０．２０％未満、Ｂｉ：０．１０％超１．００％未満、Ｐ：０．００１％超０．２０％未満を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｃｒの合計量が０．４５％未満、Ｓｎ，Ａｌの合計量が０．４５％未満であり、５６．３≦ｆ１＝［Ｃｕ］−４．８×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｂｉ］−０．５×［Ｐ］≦５９．５と０．１２≦ｆ２＝［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜１．０の関係を有し、金属組織の構成相は、２０≦ｆ３＝（α）≦８５、１５≦ｆ４＝（β）≦８０、０≦ｆ５＝（γ）＜４、８．５≦ｆ６＝（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］）^１／２×１０＋［Ｐ］^１／２×６＋（β）^１／２×［Ｓｉ］^１／２×０．８＋（γ）^１／２×０．５≦１８．０、０．４５≦ｆ７＝（（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］）^１／２−０．０５）×（（β）^１／２−３）×（［Ｓｉ］^１／２−０．２））≦３．６の関係を有し、α相内にＢｉを主成分とする粒子が存在している。

【図1】

【図2】

【図3】