特許 6874923 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】6874923

(24)【登録日】2021年4月26日

(45)【発行日】2021年5月19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 20060101AFI20210510BHJP

   C22F 1/08 20060101ALI20210510BHJP

   C22F 1/00 20060101ALN20210510BHJP

【ＦＩ】

   C22C9/04

   C22F1/08 K

   !C22F1/00 623

   !C22F1/00 624

   !C22F1/00 625

   !C22F1/00 626

   !C22F1/00 630A

   !C22F1/00 630B

   !C22F1/00 630C

   !C22F1/00 630J

   !C22F1/00 630K

   !C22F1/00 631A

   !C22F1/00 631Z

   !C22F1/00 650F

   !C22F1/00 661A

   !C22F1/00 673

   !C22F1/00 674

   !C22F1/00 675

   !C22F1/00 683

   !C22F1/00 684A

   !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】57

(21)【出願番号】特願2020-571902(P2020-571902)

(86)(22)【出願日】2020年11月30日

(86)【国際出願番号】JP2020044418

【審査請求日】2020年12月23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】PCT/JP2019/050255

(32)【優先日】2019年12月23日

(33)【優先権主張国】JP

(31)【優先権主張番号】PCT/JP2020/006037

(32)【優先日】2020年2月17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２０１６−１９４１２３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 国際公開第２０１３／０６５８３０（ＷＯ，Ａ１）

【文献】 特開２０００−３５５７４６（ＪＰ，Ａ）

【文献】 国際公開第２００６／０１６６３０（ＷＯ，Ａ１）

【文献】 国際公開第２００９／０４８００８（ＷＯ，Ａ１）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ９／００− ９／１０

Ｃ２２Ｆ １／０８

Ｃ２２Ｆ １／００

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

５９．７ｍａｓｓ％超え６４．７ｍａｓｓ％未満のＣｕと、０．６０ｍａｓｓ％超え１．３０ｍａｓｓ％未満のＳｉと、０．００１ｍａｓｓ％超え０．２０ｍａｓｓ％未満のＰｂと、０．００１ｍａｓｓ％超え０．１０ｍａｓｓ％未満のＢｉと、０．００１ｍａｓｓ％超え０．１５ｍａｓｓ％未満のＰと、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及び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、
５６．７≦ｆ１＝［Ｃｕ］−４．７×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｂｉ］−０．５×［Ｐ］≦５９．７
０．００３≦ｆ２＝［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．２５であって、かつ
０．００３≦［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．０８の場合、０．０２≦ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）≦０．９８
０．０８≦［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．１３の場合、０．０１≦ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）≦０．４０、または、０．８５≦ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）≦０．９８
０．１３≦［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．２５の場合、０．０１≦ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）≦０．３３
の関係を有するとともに、
金属組織は、α相およびβ相からなり、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％とした場合に、
１７≦ｆ４＝（β）≦７５
７．０≦ｆ５＝（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］−０．００１）^１／２×１０＋（［Ｐ］−０．００１）^１／２×５＋（（β）−８）^１／２×（［Ｓｉ］−０．２）^１／２×１．３≦１６．０
の関係を有し、
前記β相内に、Ｐを含む化合物が存在する場合は、平均粒子径が３μｍ以下であることを特徴とする快削性銅合金。

【請求項2】

合金を工具で旋削し、発生した切屑の長手方向に沿った断面を観察したとき、切屑断面がジグザグ形状をしたせん断型の切屑であり、前記切屑のうち、前記旋削時に前記工具と接した面を被削面とし、前記被削面と相対する面を自由表面とすると、前記自由表面に向かう凸部と、前記被削面に向かう凹部とが前記切屑の長手方向に沿って交互に位置し、前記被削面から前記凸部の頂点までの高さの平均をＨ１、前記被削面から前記凹部の最も深い地点までの距離の平均をＨ２とすると、０．２５≦ｆ６＝Ｈ２／Ｈ１≦０．８０であることを特徴とする請求項１に記載の快削性銅合金。

【請求項3】

６０．５ｍａｓｓ％以上６４．０ｍａｓｓ％以下のＣｕと、０．７５ｍａｓｓ％以上１．２５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．００２ｍａｓｓ％以上０．１５ｍａｓｓ％未満のＰｂと、０．００２ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％未満のＢｉと、０．００５ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％未満のＰと、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及びＡｌの合計量が０．３５ｍａｓｓ％以下であり、かつ、Ａｓ及びＳｂのそれぞれの量が０．０５ｍａｓｓ％以下、Ｃｄの量が０．０１ｍａｓｓ％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、
５７．０≦ｆ１＝［Ｃｕ］−４．７×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｂｉ］−０．５×［Ｐ］≦５９．０
０．００５≦ｆ２＝［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．１５であって、かつ
０．００５≦［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．０８の場合、０．０３≦ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）≦０．９６
０．０８≦［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．１５の場合、０．０２≦ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）≦０．３３
の関係を有するとともに、
金属組織は、α相およびβ相からなり、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）％とした場合に、
３０≦ｆ４＝（β）≦６４
８．５≦ｆ５＝（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］−０．００１）^１／２×１０＋（［Ｐ］−０．００１）^１／２×５＋（（β）−８）^１／２×（［Ｓｉ］−０．２）^１／２×１．３≦１４．０
の関係を有し、
前記β相内に、Ｐを含む化合物が存在しており、このＰを含む化合物の平均粒子径が０．１μｍ以上、３μｍ以下とされていることを特徴とする快削性銅合金。

【請求項4】

合金を工具で旋削し、発生した切屑の長手方向に沿った断面を観察したとき、切屑断面がジグザグ形状をしたせん断型の切屑であり、前記切屑のうち、前記旋削時に前記工具と接した面を被削面とし、前記被削面と相対する面を自由表面とすると、前記自由表面に向かう凸部と、前記被削面に向かう凹部とが前記切屑の長手方向に沿って交互に位置し、前記被削面から前記凸部の頂点までの高さの平均をＨ１、前記被削面から前記凹部の最も深い地点までの距離の平均をＨ２とすると、０．３５≦ｆ６＝Ｈ２／Ｈ１≦０．６５であることを特徴とする請求項３に記載の快削性銅合金。

【請求項5】

電気伝導率が１３％ＩＡＣＳ以上であり、Ｕノッチ形状のシャルピー衝撃試験を行ったとき、常温での衝撃試験値Ｉ−１（Ｊ／ｃｍ^２）が１５Ｊ／ｃｍ^２以上であり、かつ、２００℃に加熱したときの衝撃試験値Ｉ−２（Ｊ／ｃｍ^２）が１２Ｊ／ｃｍ^２以上であり、かつ、ビッカース硬さ（ＨＶ）が１１０以上であって、常温での衝撃試験値とビッカース硬さＨＶのバランスを示すｆ７＝（Ｉ−１）^１／２×（ＨＶ）が５５０以上であることを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか一項に記載の快削性銅合金。

【請求項6】

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５のいずれか一項に記載の快削性銅合金。

【請求項7】

請求項１から請求項６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、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４４０℃までの温度領域における平均冷却速度が０．１℃／分以上７０℃／分以下であり、４００℃から２００℃までの温度領域における平均冷却速度が５℃／分以上であることを特徴とする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、Ｐｂ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、閉鎖弁、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、ウォームギヤ、ターミナル、コンタクトフォーン、フレアナット、ペン先、インサートナット、袋ナット、制御弁、閉鎖弁、逆止弁、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１２月１１日に出願された国際出願ＰＣＴ／ＪＰ２０１９／０４８４３８、２０１９年１２月１１日に出願された国際出願ＰＣＴ／ＪＰ２０１９／０４８４５５、２０１９年１２月２３日に出願された国際出願ＰＣＴ／ＪＰ２０１９／０５０２５５、及び２０２０年２月１７日に出願された国際出願ＰＣＴ／ＪＰ２０２０／００６０３７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】

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。

【0004】

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。

【0005】

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。
例えば、特許文献１、及び、特許文献１２においては、Ｃｕ−Ｚｎ合金に、約１．０〜２．５ｍａｓｓ％のＳｎと、約１．５〜２．０ｍａｓｓ％のＢｉを添加して、γ相を析出させることにより、耐食性と被削性の改善を図っている。

【0006】

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と同様に環境や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。

【0007】

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。

【0008】

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％であり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。

【0009】

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、優れた快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。

【0010】

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。

【0011】

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。

【0012】

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、高価な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。

【0013】

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。

【0014】

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と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】

【0015】

【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】

【0016】

【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】

【0017】

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、強度と靱性のバランスに優れ、鉛の含有量を大幅に減少させた、切屑分断性に優れた快削性銅合金、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。良好な、優れた被削性とは、旋盤を用いた外周切削時、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。切屑の分断性が良いことは、切削時に生じる切屑の長さが、約１ｍｍ〜約５０ｍｍの長さに分断され、本明細書においては、切屑の断面を観察したとき、切屑断面がジグザグ形状であり、切屑分断が容易な切屑が生成することを言う。ジグザグ形状の切屑断面は、材料がせん断破壊されるときのように直線的な破壊が行われたことを示し、その切屑をせん断型切屑ということもある。切屑断面が、ジグザク形状ではなく、凹凸が少ない、切屑を流れ型切屑という。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。相の面積率は、単に量と表現することがある。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、Ｐｂを含む粒子は、Ｐｂ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、単にＰｂ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、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】

【0018】

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。

【0019】

本発明者らは、まず、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、従来の技術では、被削性への効果がほとんどないとされていた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、特に切屑の分断性が著しく向上した。すなわち、切屑の断面がのこぎりの刃の形状、或いはジグザグ形状になり、直線的に分断した部分が認められるようになった。しかしながら、Ｓｉを含有するβ相であっても、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。

【0020】

そこで、その課題を解決するために、更なる金属組織の観点からの改善手段があることが分かった。
第１には、β相の被削性を向上させるために、Ｐを含有させることにより、切屑の分断がさらに促進され、切屑断面は、凹凸がより明瞭なジグザグ形状となった。さらに約０．１〜５μｍの大きさのＰとＳｉ，Ｚｎを含む化合物（例えばＰ−Ｚｎ、Ｐ−Ｓｉ−Ｚｎ、Ｐ−Ｓｉ、Ｐ−Ｚｎ−Ｃｕなど）を存在させると、切屑分断性により効果があることが分かった。
しかしながら、ＳｉとＰを含有したβ相は、高速や高送りなど切削温度が上昇する条件で切削すると切屑の分断性が損なわれること、及びβ相は、延性や靭性に乏しいことが課題として挙げられた。
第２には、低速の切削条件でのβ相の持つ切屑の分断性を維持し、高速や高送りなどの切削条件で、β相の持つ切屑分断性を損なわず、かつ延性の改善を図るため、β相と、本来、切屑分断性に乏しいが、β相より熱に強いα相とを適量に配合させることにより、この課題を大幅に改善することができた。

【0021】

第３には、ごく少量で切屑分断性を向上させるＰｂを含む粒子である。Ｐｂ或いはＢｉを単独で添加する場合よりも、少量であっても、Ｐｂ、Ｂｉを共に添加するほうが、より少ない量で、切屑の分断性を向上させることを明らかにした。そして、高速や高送りの切削条件においても、切屑分断性を損なわず、大よそ維持できることが究明された。
しかしながら、第４には、ＰｂとＢｉを共に添加すると、合金が脆くなる現象が課題として挙げられた。高速や高送りの切削を行うと、切削温度が上昇し、材料温度が、約２００℃近くに達することがあった。ＰｂとＢｉを共に添加した材料の温度が２００℃近くに上昇し、切削時の切屑の排出が悪かったり、何らかの衝撃が加わると、切削物に小さな割れが生じることがあった。或いは、切削加工品の使用環境が、約２００℃近くに達した場合、何らかの衝撃が切削加工品に加わると、割れが生じることがあった。このように、合金が脆くなる現象が課題として挙げられた。鋭意研究の結果、ＰｂとＢｉの量およびその配合割合を制御することにより、この問題を解決した。
これらにより、合金として、切屑分断性に優れた合金を完成させることができた。

【0022】

以上のように、Ｓｉの含有と少量のＰの含有により、β相の切屑分断性が改善される。様々な切削条件下でのβ相の切屑分断性の維持と、靱性、延性を向上させるために、適切な量のα相が配合される。少量で適切な割合のＰｂとＢｉが共に添加される。以上により、様々な切削条件下においても、切屑分断性が良好で、かつ強度と靱性のバランスに優れ、２００℃での靱性が良好である本発明の快削性銅合金を発明するに至った。

【0023】

本発明の第１の態様である快削性銅合金は、５９．７ｍａｓｓ％超え６４．７ｍａｓｓ％未満のＣｕと、０．６０ｍａｓｓ％超え１．３０ｍａｓｓ％未満のＳｉと、０．００１ｍａｓｓ％超え０．２０ｍａｓｓ％未満のＰｂと、０．００１ｍａｓｓ％超え０．１０ｍａｓｓ％未満のＢｉと、０．００１ｍａｓｓ％超え０．１５ｍａｓｓ％未満のＰと、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及び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、
５６．７≦ｆ１＝［Ｃｕ］−４．７×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｂｉ］−０．５×［Ｐ］≦５９．７
０．００３≦ｆ２＝［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．２５であって、かつ
０．００３≦［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．０８の場合、０．０２≦ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）≦０．９８
０．０８≦［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．１３の場合、０．０１≦ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）≦０．４０、または、０．８５≦ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）≦０．９８
０．１３≦［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．２５の場合、０．０１≦ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）≦０．３３
の関係を有するとともに、
金属組織は、α相およびβ相からなり、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％とした場合に、
１７≦ｆ４＝（β）≦７５
７．０≦ｆ５＝（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］−０．００１）^１／２×１０＋（［Ｐ］−０．００１）^１／２×５＋（（β）−８）^１／２×（［Ｓｉ］−０．２）^１／２×１．３≦１６．０
の関係を有し、
前記β相内に、Ｐを含む化合物が存在する場合は、平均粒子径が３μｍ以下であることを特徴とする。

【0024】

本発明の第２の態様である快削性銅合金は、本発明の第１の態様の快削性銅合金において、合金を工具で旋削（外周切削）し、発生した切屑の長手方向に沿った断面を観察したとき、切屑断面がジグザグ形状をしたせん断型の切屑であり、前記切屑のうち、前記旋削時に前記工具と接した面を被削面とし、前記被削面と相対する面を自由表面とすると、前記自由表面に向かう凸部と、前記被削面に向かう凹部とが前記切屑の長手方向に沿って交互に位置し、前記被削面から前記凸部の頂点までの高さの平均をＨ１、前記被削面から前記凹部の最も深い地点までの距離の平均をＨ２とすると、０．２５≦ｆ６＝Ｈ２／Ｈ１≦０．８０であることを特徴とする。

【0025】

本発明の第３の態様である快削性銅合金は、６０．５ｍａｓｓ％以上６４．０ｍａｓｓ％以下のＣｕと、０．７５ｍａｓｓ％以上１．２５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．００２ｍａｓｓ％以上０．１５ｍａｓｓ％未満のＰｂと、０．００２ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％未満のＢｉと、０．００５ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％未満のＰと、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及びＡｌの合計量が０．３５ｍａｓｓ％以下であり、かつ、Ａｓ及びＳｂのそれぞれの量が０．０５ｍａｓｓ％以下、Ｃｄの量が０．０１ｍａｓｓ％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、
５７．０≦ｆ１＝［Ｃｕ］−４．７×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｂｉ］−０．５×［Ｐ］≦５９．０
０．００５≦ｆ２＝［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．１５であって、かつ
０．００５≦［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．０８の場合、０．０３≦ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）≦０．９６
０．０８≦［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．１５の場合、０．０２≦ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）≦０．３３
の関係を有するとともに、
金属組織は、α相およびβ相からなり、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）％とした場合に、
３０≦ｆ４＝（β）≦６４
８．５≦ｆ５＝（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］−０．００１）^１／２×１０＋（［Ｐ］−０．００１）^１／２×５＋（（β）−８）^１／２×（［Ｓｉ］−０．２）^１／２×１．３≦１４．０
の関係を有し、
前記β相内に、Ｐを含む化合物が存在しており、このＰを含む化合物の平均粒子径が０．１μｍ以上、３μｍ以下とされていることを特徴とする。

【0026】

本発明の第４の態様である快削性銅合金は、本発明の第３の態様の快削性銅合金において、合金を工具で旋削（外周切削）し、発生した切屑の長手方向に沿った断面を観察したとき、切屑断面がジグザグ形状をしたせん断型の切屑であり、前記切屑のうち、前記旋削時に前記工具と接した面を被削面とし、前記被削面と相対する面を自由表面とすると、前記自由表面に向かう凸部と、前記被削面に向かう凹部とが前記切屑の長手方向に沿って交互に位置し、前記被削面から前記凸部の頂点までの高さの平均をＨ１、前記被削面から前記凹部の最も深い地点までの距離の平均をＨ２とすると、０．３５≦ｆ６＝Ｈ２／Ｈ１≦０．６５であることを特徴とする。

【0027】

本発明の第５の態様である快削性銅合金は、本発明の第１〜４の態様の快削性銅合金において、電気伝導率が１３％ＩＡＣＳ以上であり、Ｕノッチ形状のシャルピー衝撃試験を行ったとき、常温での衝撃試験値Ｉ−１（Ｊ／ｃｍ^２）が１５Ｊ／ｃｍ^２以上であり、かつ、２００℃に加熱したときの衝撃試験値Ｉ−２（Ｊ／ｃｍ^２）が１２Ｊ／ｃｍ^２以上であり、かつ、ビッカース硬さ（ＨＶ）が１１０以上であって、常温での衝撃試験値とビッカース硬さＨＶのバランスを示すｆ７＝（Ｉ−１）^１／２×（ＨＶ）が５５０以上であることを特徴とする。

【0028】

本発明の第６の態様である快削性銅合金は、本発明の第１〜５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。

【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１〜６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、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４４０℃までの温度領域における平均冷却速度が０．１℃／分以上７０℃／分以下であり、４００℃から２００℃までの温度領域における平均冷却速度が５℃／分以上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、被削性が良好で、切削時の切屑分断性に優れ、熱間加工性に優れ、強度が高く、強度と靱性、延性のバランスに優れ、２００℃での靱性が良好で、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】試験Ｎｏ．Ｔ１１４の切削試験後の切屑の断面写真である。

【図2】試験Ｎｏ．Ｔ１０１の切削試験後の切屑の断面写真である。

【図3】試験Ｎｏ．Ｔ２７の銅合金の金属組織写真である。

【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〜ｆ３を規定している。
組成関係式ｆ１＝［Ｃｕ］−４．７×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｂｉ］−０．５×［Ｐ］
組成関係式ｆ２＝［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］
組成関係式ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）

【0034】

さらに、本実施形態では、金属組織において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％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、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ｆ４＝（β）
組成・組織関係式ｆ５＝（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］−０．００１）^１／２×１０＋（［Ｐ］−０．００１）^１／２×５＋（（β）−８）^１／２×（［Ｓｉ］−０．２）^１／２×１．３
そして、旋盤を用いて、合金を工具で旋削（外周切削）し、発生した切屑を樹脂に埋め込み、切屑の長手方向に沿った断面を観察したとき、切屑断面がジグザグ形状をしたせん断型の切屑であることが好ましい。切屑のうち、旋削時に工具と接した面を被削面とし、被削面と相対する面を自由表面とする。自由表面に向かう凸部と、被削面に向かう凹部とが切屑の長手方向に沿って交互に位置する。切屑断面において、被削面から凸部の頂点までの高さ（凸部高さ）の平均をＨ１、被削面から凹部の最も深い地点までの距離（凹部高さ）の平均をＨ２とする。以下のように切屑断面の形状に係る切屑関係式ｆ６を規定する。
切屑関係式ｆ６＝Ｈ２／Ｈ１

【0035】

本発明の第１の実施形態に係る快削性銅合金は、５９．７ｍａｓｓ％超え６４．７ｍａｓｓ％未満のＣｕと、０．６０ｍａｓｓ％超え１．３０ｍａｓｓ％未満のＳｉと、０．００１ｍａｓｓ％超え０．２０ｍａｓｓ％未満のＰｂと、０．００１ｍａｓｓ％超え０．１０ｍａｓｓ％未満のＢｉと、０．００１ｍａｓｓ％超え０．１５ｍａｓｓ％未満のＰと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる。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。
組成関係式ｆ１が５６．７≦ｆ１≦５９．７の範囲内であり、組成関係式ｆ２が０．００３≦ｆ２＜０．２５の範囲内である。さらに０．００３≦ｆ２＜０．０８の場合、組成関係式ｆ３が０．０２≦ｆ３≦０．９８の範囲内である。０．０８≦ｆ２＜０．１３の場合、組成関係式ｆ３が０．０１≦ｆ３≦０．４０、または、０．８５≦ｆ３≦０．９８の範囲内である。０．１３≦ｆ２＜０．２５の場合、組成関係式ｆ３が０．０１≦ｆ３≦０．３３の範囲内である。
金属組織は、α相およびβ相からなり、組織関係式ｆ４が１７≦ｆ４≦７５の範囲内であり、組成・組織関係式ｆ５が７．０≦ｆ５≦１６．０の範囲内である。
切屑関係式ｆ６は、０．２５≦ｆ６≦０．８０の範囲内であることが好ましい。

【0036】

本発明の第２の実施形態に係る快削性銅合金は、６０．５ｍａｓｓ％以上６４．０ｍａｓｓ％以下のＣｕと、０．７５ｍａｓｓ％以上１．２５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．００２ｍａｓｓ％以上０．１５ｍａｓｓ％未満のＰｂと、０．００２ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％未満のＢｉと、０．００５ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％未満のＰと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる。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％以下であり、かつ、Ａｓ及びＳｂのそれぞれの量が０．０５ｍａｓｓ％以下、Ｃｄの量が０．０１ｍａｓｓ％以下である。
組成関係式ｆ１が５７．０≦ｆ１≦５９．０の範囲内であり、組成関係式ｆ２が０．００５≦ｆ２＜０．１５の範囲内である。さらに０．００５≦ｆ２＜０．０８の場合、組成関係式ｆ３が０．０３≦ｆ３≦０．９６の範囲内である。０．０８≦ｆ２＜０．１５の場合、組成関係式ｆ３が０．０２≦ｆ３≦０．３３の範囲内である。
金属組織は、α相およびβ相からなり、組織関係式ｆ４が３０≦ｆ４≦６４の範囲内であり、組成・組織関係式ｆ５が８．５≦ｆ５≦１４．０の範囲内である。
金属組織中に、Ｐを含む化合物が存在する。
切屑関係式ｆ６は、０．３５≦ｆ６≦０．６５の範囲内であることが好ましい。

【0037】

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、電気伝導率が１３％ＩＡＣＳ以上であり、Ｕノッチ形状のシャルピー衝撃試験を行ったとき、常温での衝撃試験値Ｉ−１（Ｊ／ｃｍ^２）が１５Ｊ／ｃｍ^２以上であり、かつ、２００℃に加熱したときの衝撃試験値Ｉ−２（Ｊ／ｃｍ^２）が１２Ｊ／ｃｍ^２以上であり、かつ、ビッカース硬さ（ＨＶ）が１１０以上であって、常温での衝撃試験値とビッカース硬さＨＶのバランスを示す特性関係式ｆ７＝（Ｉ−１）^１／２×（ＨＶ）が５５０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、ｆ３、組織関係式ｆ４、組成・組織関係式ｆ５、切屑関係式（切屑形状指数）ｆ６、特性関係式ｆ７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５９．７ｍａｓｓ％超えのＣｕを含有する必要がある。Ｃｕ含有量が、５９．７ｍａｓｓ％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７５％を超え、α相の占める割合が２５％より少なくなり、耐食性、耐応力腐食割れ性が劣り、また靱性、延性に劣り、切削条件によっては、切屑の分断性が低下する。よって、Ｃｕ含有量の下限は、５９．７ｍａｓｓ％超えであり、好ましくは６０．５ｍａｓｓ％以上であり、より好ましくは６１．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｕ含有量が６４．７ｍａｓｓ％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、γ相、μ相、或いはκ相が出現することがある。従って、Ｃｕ含有量は、６４．７ｍａｓｓ％未満であり、好ましくは６４．３ｍａｓｓ％以下、より好ましくは６４．０ｍａｓｓ％以下である。

【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、β相、κ相、γ相、μ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、鋳造性、熱間加工性、耐摩耗性、耐応力腐食割れ性を向上させる。
そしてＳｉは、銅合金の積層欠陥エネルギーを低くし、切削時にせん断切屑の生成を促進する。Ｓｉは、特に、β相の切削抵抗を低くし、切屑分断性を向上させ、α相の耐熱性を向上させ、効果は小さいがα相の切屑分断性も向上させる。Ｃｕ濃度、β相の占める割合にもよるが、合金を切削した後の切屑の断面を観察したとき、ジグザグ形状の切屑断面を得るためには、少なくとも０．２０ｍａｓｓ％を超える量のＳｉが必要である。しかしながら、０．２０ｍａｓｓ％超え０．６０ｍａｓｓ％以下の含有量では、切屑の厚みが薄く、安定したジグザグ形状の断面を得るには不十分である。Ｓｉを、０．６０ｍａｓｓ％を超えて含有すると、厚みが薄く、ジグザグ形状の切屑が安定して得られるようになる。特に、切屑断面において、直線的なせん断による分断がより深く入り、後述する切屑の分断性を表す指数ｆ６の値が０．８０以下になる。またＳｉの含有により、同時に、α相、β相が固溶強化されるため、合金が強化されるが、一方で、Ｓｉの含有は、合金の延性や靭性にも影響を与える。Ｓｉの含有量は、０．６０ｍａｓｓ％超えであり、好ましくは０．７０ｍａｓｓ％超えであり、より好ましくは０．７５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは０．８０ｍａｓｓ％以上である。一方、Ｓｉを１．３０ｍａｓｓ％以上の量で含有しても、切屑の分断性は飽和し、金属組織においてγ相が出現する場合があり、また場合によっては、κ相、μ相なども出現する。γ相は、合金の被削性をわずかに向上させるが、高速・高送りの切削条件での切屑分断性を損わせる。またγ相は、β相より延性、靭性に劣り、合金の靱性、延性を低下させる。また合金の導電率も低くなる。Ｓｉの含有量は、１．３０ｍａｓｓ％未満であり、好ましくは１．２５ｍａｓｓ％以下、より好ましくは１．２０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは１．１５ｍａｓｓ％以下である。

【0041】

なお、熱間加工性に関し、Ｓｉの含有により、約５００℃の比較的低温から、α相、β相の熱間変形能を高め、熱間変形抵抗を低くする。

【0042】

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Ｓｉを含有させると、Ｐｂを含む粒子が、より細かくなり、切屑の分断性がより良好なものになる。

【0043】

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、その第３、第４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６２ｍａｓｓ％、Ｓｉが約０．８ｍａｓｓ％、残部がＺｎの合金で存在する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。

【0044】

（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、延性、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３９．７ｍａｓｓ％より少なく、好ましくは約３９．０ｍａｓｓ％より少なく、約３３．０ｍａｓｓ％より多く、好ましくは３４．０ｍａｓｓ％より多い。

【0045】

（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と少量のＢｉの含有によって、優れた被削性、特に切屑分断性が達成される。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の粒子として存在する。ＰｂとＢｉとの共添加で、主としてＰｂとＢｉの両方を含んだ粒子として存在する。切削時、Ｐｂ粒子への応力集中により、切屑の分断性が高まり、Ｐｂは、Ｂｉの含有と相まって、０．００１ｍａｓｓ％超えの含有量で効果を発揮する。高速や高送りの切削条件では、ＰｂとＢｉとの共添加の効果が相まって、β相の切屑分断性を維持させる。Ｐｂ含有量は、０．００１ｍａｓｓ％超えであり、好ましくは０．００２ｍａｓｓ％以上、より好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは０．０１０ｍａｓｓ％以上である。特に、高速や高送りなどの厳しい切削条件では、Ｐｂ含有量は０．０２０ｍａｓｓ％以上が好ましい。
一方、Ｐｂは、人体に有害であり、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、現段階では環境や人体への影響が不明なＢｉを少量含有させるため、Ｐｂの量は、自ずと制限する必要がある。よって、Ｐｂの量は、０．２０ｍａｓｓ％未満であり、好ましくは０．１５ｍａｓｓ％未満、より好ましくは０．１０ｍａｓｓ％未満である。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、適量で共存すると、Ｐｂ、Ｂｉを各々単独で含む場合より切屑の分断性が良くなる。但し、ＰｂとＢｉの共添加は、約２００℃の温度での靱性を損なうことがあるので注意を要し、適正なＰｂとＢｉの配合割合（後述する組成関係式ｆ３）が重要になる。

【0046】

（Ｂｉ）
Ｂｉ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Ｂｉは直径が約０．１〜約３μｍの粒子として存在する。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、優れた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Ｐｂとともに含有させることにより、Ｐｂ、Ｂｉを各々単独で含有する場合より、切屑の分断性がより少ない量で可能となった。特に、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Ｐｂと同じ、またはＰｂを超える効果を発揮することが、究明された。

【0047】

合金として良好な被削性を有するためには、少なくとも０．００１ｍａｓｓ％超えのＢｉが必要である。Ｂｉ含有量は、好ましくは０．００２ｍａｓｓ％以上であり、さらに好ましくは０．００５ｍａｓｓ％以上である。Ｂｉの環境や人体への影響は現段階では不明であるが、環境や人体への影響を鑑み、Ｂｉの量は、０．１０ｍａｓｓ％未満とし、好ましくは０．０５ｍａｓｓ％未満、さらに好ましくは０．０２ｍａｓｓ％未満とし、かつ、ＰｂとＢｉの合計含有量（後述する組成関係式ｆ２）を、０．２５ｍａｓｓ％未満とする。そして、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ｐの含有量、β相の量、金属組織の要件をより適切にし、かつ、ＰｂとＢｉの配合割合（後述する組成関係式ｆ３）を適正にすることにより、より少ないＢｉ、Ｐｂの量で、限定された量であっても、合金として優れた被削性、良好な諸特性を得ることが可能になる。

【0048】

（Ｐ）
Ｐは、Ｓｉを含有し主として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相の被削性を向上させることができる。そして、Ｐの含有量と製造プロセスによって、平均で直径０．１〜３μｍの大きさのＰを含む化合物が形成され、さらに切屑分断性が良くなる。

【0049】

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、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、Ｐを含む化合物が析出することはほとんどない。金属顕微鏡で観察すると、Ｐを含む析出物は、小さな粒状の粒子で、平均粒子径は約０．３〜３μｍである。そして、その析出物を含有したβ相は、より良好な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、切屑の分断性を低下させ、工具寿命を悪くし、延性も阻害する。

【0050】

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０．００５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは０．０１０ｍａｓｓ％以上である。製造のプロセスにもよるが、０．０１０ｍａｓｓ％を超える量のＰを含有することにより、Ｐを含む化合物の存在が、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、０．１５ｍａｓｓ％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、場合によっては寧ろ被削性が悪くなり、延性や靭性が低下し、β相に固溶するＰの量が増え、導電率を低くする。このため、Ｐの含有量は、０．１５ｍａｓｓ％未満であり、好ましくは０．１０ｍａｓｓ％未満であり、より好ましくは０．０８ｍａｓｓ％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。

【0051】

なお、例えばＰとＳｉの化合物は、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。

【0052】

（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。

【0053】

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％の量で含有し、さらに、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。

【0054】

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を消費させる恐れがある。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、０．１５ｍａｓｓ％以下がさらに好ましい。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。

【0055】

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、０．２５ｍａｓｓ％以下がさらに好ましい。

【0056】

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の含有量が０．４ｍａｓｓ％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、その元素自身が快削性を有し、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％以下が好ましい。Ｃｄ、Ａｓ、Ｓｂは環境や人体への影響を鑑み、Ｃｄについては、０．０１ｍａｓｓ％以下が好ましく、０．００５ｍａｓｓ％以下がより好ましく、Ａｓ，Ｓｂの含有量は、各々０．０５ｍａｓｓ％以下が好ましく、０．０２ｍａｓｓ％以下がより好ましい。

【0057】

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，Ｔｂ，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。

【0058】

（組成関係式ｆ１）
組成関係式ｆ１＝［Ｃｕ］−４．７×［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５６．７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、靭性や延性が悪くなり、耐食性や耐応力腐食割れ性が悪くなる。さらに、例えば、高速、高送りなどの過酷な切削条件で切削すると、切屑分断性が悪くなる。よって、組成関係式ｆ１の下限は、５６．７以上であり、好ましくは５７．０以上であり、より好ましくは５７．２以上である。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、高速の切削条件での切屑分断性を保持するとともに、良好な延性、冷間加工性、約２００℃での良好な靱性を備えることができる。

【0059】

一方、組成関係式ｆ１の上限は、β相の占める割合、または、γ相の生成、そして凝固温度範囲に影響し、組成関係式ｆ１が５９．７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相が出現することもあり、場合によっては、κ相やμ相が出現する。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、５９．７以下であり、好ましくは５９．０以下であり、より好ましくは５８．８以下であり、さらに好ましくは５８．５以下である。
また、約６００℃の熱間加工性に関し、組成関係式ｆ１が５９．７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。

【0060】

本実施形態である快削性銅合金は、切屑が細かく分断され、断面がジグザグ形状の切屑を生成させるという一種の脆さが求められる被削性と、良好な延性や靱性を保有するという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、ｆ３および、後述する組織関係式ｆ４、組成・組織関係式ｆ５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。

【0061】

（組成関係式ｆ２）
本実施形態においては、少量のＰｂ、Ｂｉの含有であり、かつ限定された量と割合のＰｂ、Ｂｉで、優れた被削性を得ることを目的としている。被削性を向上させる効果として簡潔に表すために、Ｐｂ、Ｂｉ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］を規定する。
優れた被削性を得るためには、少なくともｆ２は、０．００３以上であり、好ましくは、０．００５以上である。切削速度が速くなる場合、送りが大きくなる場合などのように、切削条件が厳しくなる場合は、ｆ２は、より好ましくは０．０２０以上であり、さらに好ましくは０．０４０以上である。上限は、ｆ２が大きいほど、被削性は向上するが、本実施形態においては、Ｂｉの環境や人体への影響度をＰｂと同列に捉えているので、合計含有量で制限する必要がある。環境や人体への影響を鑑み、ｆ２は、０．２５未満が好ましく、より好ましくは、０．１５未満であり、より好ましくは０．１２未満であり、さらに好ましくは、０．１０以下である。前記Ｓｉの含有によって、被削性が顕著に改善されたβ相の効果、さらにはＰの少量の含有、或いはＰの化合物の存在の効果が絶大で、少量のＢｉ、Ｐｂの含有で優れた被削性、特に切屑分断性を備えることができる。

【0062】

（組成関係式ｆ３）
より少量のＰｂとＢｉの含有で、より良好な切屑分断性を得るには、まず、ＰｂとＢｉの共添加が重要であり、０．０１≦ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）≦０．９８の関係を満たすことにより、Ｐｂ粒子の多くでは、ＰｂはＢｉと共存（ＰｂとＢｉが合金になる）することができる。ＰｂとＢｉが共存することにより、Ｂｉを単独で含有する場合より切屑の分断性が良くなり、Ｐｂを単独で含有する場合と同じかまたはそれ以上の効果を発揮する。［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．０８の場合、０．０２≦ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）≦０．９８であり、好ましくは０．０２≦ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）≦０．９７であり、より好ましくは０．０３≦ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）≦０．９６である。
一方、ＰｂとＢｉの共添加の場合、ＰｂとＢｉの量が多くなるにしたがって、切屑分断性はよくなるが、約２００℃（約１８０℃以上）の温度で脆くなる現象が生じることが分かった。切屑の分断性が良いことは、一種の脆さが求められ、事実、常温の特性においても脆さの１つの尺度である靭性は、Ｐｂ、Ｂｉを含有しない場合より低い。約２００℃の温度で脆くなると、切削加工時、切屑の排出が悪くなるか、または切削時に何らかの衝撃が加わると、加工中、材料に割れが生じる恐れがある。また、切削加工品が部品として製品に組み込まれ、その製品が２００℃に近い温度に曝され、何らかの衝撃が加わると、割れが生じる恐れがある。従って、約２００℃で、脆さの１つの尺度である衝撃特性を、ある基準値以上にしておくことは、重要である。後述するように、脆さの基準値とは、ノッチ形状に加工した合金を約２００℃に加熱し、衝撃試験機にセットし、衝撃試験を実施したとき、１２Ｊ／ｃｍ^２以上とする。本実施形態においては、ＰｂとＢｉの合計量は、最も多い場合でも、０．２５ｍａｓｓ％未満であり、一見少ない量に見えるが、ＰｂとＢｉの合計量が０．０８ｍａｓｓ％以上の場合、約２００℃での脆さに影響が出る。そして、ＰｂとＢｉの合計量が多くなるほど、より厳しくＢｉとＰｂの配合割合を管理することが重要であることが分かった。鋭意研究の結果、ＰｂとＢｉの合計量が０．０８≦［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．１３の場合、０．０１≦ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）≦０．４０、または、０．８５≦ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）≦０．９８とする。すなわち、ＰｂとＢｉの合計量の中で、Ｂｉの占める割合が、０．０１以上０．４０以下、または、０．８５以上０．９８以下とすることで、脆さの影響を避けることができる。さらに、ＰｂとＢｉの合計量が多くなる場合、すなわち０．１３≦［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．２５の場合は、ＰｂとＢｉの配合割合を０．０１≦［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）≦０．３３に制限する。これにより合金として良好な約２００℃での靱性を保持できる。好ましくは、０．０８≦［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］の場合、０．０２≦ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）≦０．３３である。より好ましくは、０．０８≦［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］の場合、０．０２≦ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）≦０．２５である。２００℃での脆さを重要視すれば、Ｐｂ、Ｂｉの量に関わらず、Ｂｉの量を０．０２０ｍａｓｓ％未満とすることがさらに好ましい。

【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。また、γ相、またはκ相を必須の金属相としている。
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、（１）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、（２）少なくともβ相の量が１７％以上必要であること、（３）β相の被削性の向上にＰの含有が有効であり、さらにβ相内に微細なＰとＳｉ、Ｚｎの化合物が存在すること、（４）Ｂｉの量が０．１０ｍａｓｓ％未満で被削性に効果があり、かつ、Ｂｉと少量のＰｂとの共添加で一層被削性に効果があること、（５）少量のＰｂとＢｉの共添加が、高速・高送りの切削条件で切屑分断性に効果を発揮すること、さらに、ＰｂとＢｉの配合割合に関し、何も開示されておらず示唆もされていない。また本実施形態では、γ相を含まないことも特許文献１〜１４との大きな相違点である。

【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ｆ４、及び、組成・組織関係式ｆ５を規定している。
金属相としては、α相とβ相の２相だけで構成されていることなどを数式で表わすと、以下のようになる。
（α）＋（β）＝１００
１７≦ｆ４＝（β）≦７５
７．０≦ｆ５＝（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］−０．００１）^１／２×１０＋（［Ｐ］−０．００１）^１／２×５＋（（β）−８）^１／２×（［Ｓｉ］−０．２）^１／２×１．３≦１６．０

【0067】

（β相、組織関係式ｆ４）
γ相、κ相、μ相を含まず、優れた被削性を得るためには、適切なＳｉ量とＣｕ、Ｚｎの量との配合割合、β相の量、そして、適量のＰの含有、或いはＰ化合物の存在が重要となる。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、γ相に比べると、遥かに、靱性や延性に富み、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金のκ相、μ相と比べても靱性や延性に富む。したがって、靱性や延性の点から、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相の量は、組成だけでなく、プロセスに大きく影響される。

【0068】

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、Ｐｂ、Ｂｉ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、Ｓｉの含有により大きく被削性が改善されたβ相が、１７％以上の面積率で必要である。すなわち、α相が５に対し、少なくともβ相は１を超える割合で必要である。β相の面積率（量）は、好ましくは２５％以上であり、より好ましくは３０％以上であり、さらに好ましくは３５％以上である。例えば、β相の量が約４０％、被削性に乏しいα相の占める割合が約６０％であっても、Ｓｉを含有したβ単相合金と比較しても、高いレベルで被削性が維持される。またＳｉとＰを含み被削性の向上したβ相と、被削性に乏しく、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相と適度に分断されたβ相またはβ相の相境界が、切削時の応力集中源となる、すなわち切屑の分断の起点になると考えられ、β相の量が約４０％であっても、優れた被削性を保持し、寧ろ、高速の切削の場合、切屑の分断性が維持される。

【0069】

一方、Ｓｉを含有したβ単相合金は、低速度の切削など、切削温度が約１００℃付近の低い温度で行われる場合、非常に優れた被削性、切屑分断性を発揮する。しかしながら、高速の切削など、切削時の温度が高くなると、優れたβ相の切屑分断の機能が損なわれ始める。すなわち、Ｓｉを含有したβ単相合金は、切削温度が約２００℃付近まで上昇すると、切屑分断機能が損なわれる。ここで、被削性は乏しいが、合金として、β相の被削性機能の喪失を防ぐためにも、β相より熱に強いＳｉを含有したα相が適量必要となる。さらに、β単相合金は、延性、靱性にも乏しく、延性、靱性を確保するためにも、延性、靱性に富むα相が適量必要となる。以上から、β相の量が、７５％以下であり、すなわち、α相が２５％以上必要であり、β相の量は、好ましくは６４％以下であり、より好ましくは５８％以下である。
ところでＳｉを約１ｍａｓｓ％の量で含有したβ相は、製造上、有用な特性を示し、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。

【0070】

（組成・組織関係式ｆ５）
組成・組織関係式ｆ５は、組成関係式ｆ１〜ｆ３、組織関係式ｆ４に加え、総合的に優れた被削性と機械的性質を得るための、組成と金属組織が関わった式である。
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の量とＰを含む化合物の存在、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、ＰｂとＢｉによる被削性への効果は、（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］−０．００１）^１／２で表わすことができる。
被削性効果を発揮し始めるＰｂとＢｉの合計量は、０．００３ｍａｓｓ％であるが、その量で既に効果を発揮し始めている。（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］−０．００１）^１／２は、ＰｂとＢｉの合計量から０．００１ｍａｓｓ％を差し引いた（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］−０．００１）の１／２乗である。
β相の量とＳｉの量に関しては、β相の量が約８％で切屑分断性の効果を発揮し始め、Ｓｉの量については、０．２ｍａｓｓ％で効果を発揮し始め、それらの効果の度合いは、（（β）−８）^１／２と（［Ｓｉ］−０．２）^１／２の積で表すことができ、さらに係数１．３を乗じた（（β）−８）^１／２×（［Ｓｉ］−０．２）^１／２×１．３で表すことができる。そして、Ｐの被削性への効果としては、Ｐのβ相への固溶量と、Ｐを含む化合物の存在を考慮し、（［Ｐ］−０．００１）^１／２で表わすことができる。Ｐが効果を発揮し始める量は、０．００１ｍａｓｓ％である。（［Ｐ］−０．００１）^１／２は、Ｐの量［Ｐ］から０．００１ｍａｓｓ％を差し引いた（［Ｐ］−０．００１）の１／２乗である。
これらの、各効果の要素に、鋭意研究を重ねた結果から導き出された係数を掛け合わせてｆ５が得られ、ｆ５は、被削性への効果としては、すべての要件が揃わないと成立しない。下式ｆ５は、濃度に応じたＰｂ、Ｂｉの作用、濃度に応じたＰの作用、濃度に応じたＳｉの作用として加算された式である。
ｆ５＝（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］−０．００１）^１／２×１０＋（［Ｐ］−０．００１）^１／２×５＋（（β）−８）^１／２×（［Ｓｉ］−０．２）^１／２×１．３
ｆ５において、優れた被削性、切屑分断性、高い強度を得るためには、少なくとも７．０以上必要であり、好ましくは８．０以上であり、より好ましくは８．５以上である。特に切削条件が厳しくなる場合は、ｆ５は、９．０以上が好ましく、より好ましくは９．５以上、さらに好ましくは１０．０以上である。一方、ｆ５の上限は、環境や人体への影響、常温および約２００℃での靱性、延性の点から、１６．０以下であり、好ましくは１４．０以下である。（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］）^１／２の項を小さくする観点から、ｆ５の上限は、より好ましくは１３．５以下であり、さらに好ましくは１３．０以下である。このように狭い範囲で、組成と金属組織を制御し、Ｐｂ＋Ｂｉの量を少なくし、後述するＰｂとＢｉの配合割合を適切なものとすることにより、優れた被削性、切屑分断性、高い強度、常温および約２００℃での良好な靱性を備える合金が完成する。

【0071】

なお、組織関係式ｆ４及び組成・組織関係式ｆ５においては、金属相だけを対象としており、金属組織において存在する金属間化合物、Ｐｂ粒子、Ｂｉ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。本実施形態においては、５００倍の金属顕微鏡で明瞭に観察できる大きさの金属相を対象としている。したがって、明瞭に観察できる金属相の大きさの最小値は、約２μｍであり、すなわち、顕微鏡で観察すると、約１ｍｍの大きさに相当する。析出物は、顕微鏡で観察すると、約０．２ｍｍの大きさでその存在を認識できるが、金属相はその大きさでは、識別が困難である。したがって、例えば、β相内に、２μｍより小さな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として、β相と見なす。

【0072】

（α相、組織関係式ｆ３）
α相は、β相とともにマトリックスを構成する相である。本実施形態では、金属組織はα相とβ相の２相で構成されているので、１００−（β）がα相の面積率、または、β相の残部がα相になる。Ｓｉを含有したα相は、Ｓｉを含有しないものに比べると、被削性は少し向上し、延性に富む。また、α相中にＳｉを少量含むことにより、耐熱性が向上する。β相が１００％であると、合金の延性、靱性の点で問題があり、また、切削温度が上昇した場合の被削性、切屑分断性に問題があり、適切な量の耐熱性が向上したα相が必要になる。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α相を含んでも、切削時、α相自体がクッション材の役割を果たす。このため、一層β相への応力集中が進み、切屑の分断性が向上し、優れたβ単相合金の被削性が維持される。そして、高速切削など切削温度が上昇する場合、β相の問題点を補うものと考えられる。

【0073】

（γ相、μ相、κ相、その他の相）
優れた被削性、切屑分断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相以外の相の存在も重要であり、α相、β相以外の相が存在しないことが望ましい。本実施形態では、基本的には、α相とβ相の２つの相から構成されている。但し、本実施形態においては、α、β相以外の相は、前記のとおり、５００倍の倍率の顕微鏡で明瞭に観察でき、判別できる相に限定している。金属相の場合、Ｐｂ粒子、或いはＰ化合物と異なり、もし、約２μｍより小さな相が存在しても、特性に大きな影響を与えない。

【0074】

（Ｐを含む化合物の存在）
Ｓｉを含有することによりβ相の被削性は大きく改善し、そしてＰの含有、及びＰのβ相への固溶で、被削性はさらに改善される。加えて、β相内に、粒径が約０．１μｍ〜約３μｍのＰとＺｎ、Ｓｉによって形成される化合物を存在させることによって、β相は、一段と優れた切屑分断性を備えることができる。Ｐｂ、Ｂｉを含有せず、Ｐ量が約０．０６ｍａｓｓ％、Ｓｉ量が約１ｍａｓｓ％のβ単相合金の被削性は、切削温度が低い場合、Ｐの固溶とＰを含む化合物が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、切屑分断性が大幅に向上する。Ｐを含む化合物の大きさは、Ｐｂ粒子と大よそ同じであり、Ｐを含む化合物、Ｐｂ粒子ともに、粒径が約０．１μｍ程度の大きさであっても、切削時の応力集中源となり、ミクロ的にはせん断破壊を促進させ、直線的な破断が進行し、切屑の分断性を向上させる。

【0075】

Ｐを含む化合物は、Ｐと、少なくともＺｎ、Ｓｉ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で生成する。したがって、熱間加工後の冷却速度が重要となり、５３０℃から４４０℃の温度域を、７０℃／分以下の平均冷却速度で冷却することが望ましく、Ｐの量にもよるが顕微鏡で判別できる約０．３μｍ以上の大きさのＰ化合物として存在する。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。前記の温度域で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。冷却速度の上限値７０℃／分は、Ｐの量によっても変動し、Ｐの量が多いと、より早い冷却速度でもＰを含む化合物が形成される。

【0076】

（切屑分断性、切屑形状指数ｆ６：Ｈ２／Ｈ１）
切屑分断性を評価する方法としては、まず以下の手順で切屑の断面を観察する。合金を工具（切り刃）で旋削（外周切削）したとき、切屑の生成方向（切屑が排出される方向）を長手方向とすると、生成した切屑の幅方向に対して垂直に（切屑の幅方向を立てて）樹脂に埋め込み、樹脂に埋めた切屑を研磨し、そして、顕微鏡で切屑の断面を観察する。切屑分断性が良いことは、まず、観察した切屑断面が、ジグザグ形状であることが特徴として挙げられる。詳細には、自由表面側の切屑断面がジグザグ形状である。さらにミクロ的に観ると、せん断破壊特有の直線的な破壊が、切屑の自由表面側（工具と接した面に相対する反対面側）に見られる。切屑分断性が良くなると、自由表面側から直線的に破壊が進み、底面（工具と接した面、被削面）にまで破壊が進行することが特徴である。切屑の分断性の善し悪しによって、自由表面側付近のみがとがったもの、直線的なせん断が明瞭で下面（工具と接した面、被削面）にまで貫通しているもの、さらに、直線的なせん断破壊により、切屑が分離したように見えるものが観察できる。後者は、１つ１つの粒子が略台形状になっている。自由表面に向かう凸部と、被削面に向かう凹部とが切屑の長手方向に沿って交互に位置する。このような切屑の分断性を評価するために、底面（被削面）から凸部の頂点までの高さ（凸部の高さ）の平均をＨ１、底面（被削面）から凹部の最も深い地点までの距離（凹部の高さ）の平均をＨ２としたとき、ｆ６＝Ｈ２／Ｈ１でもって、切屑の分断性の指標とする。また、Ｈ２とＨ１の平均、すなわち、平均の切屑厚み（切屑平均高さ）も測定し切屑の分断性の指標とする（ｆ６Ａ＝（Ｈ１＋Ｈ２）／２）。
図１、図２に具体的な切屑断面を示す。凸部平均高さ：Ｈ１、凹部平均の高さ：Ｈ２とも目視であるが線を引いたものである。図１、図２において、横軸方向が切屑の長手方向である。切屑の下面（底面）が、工具と接した面（被削面）である。切屑の上面が、被削面に相対する自由表面である。
平均の切屑厚みと材料の強度との積が、切削抵抗と深く関係しており、平均の切屑厚みが薄いほど、切削抵抗が低い。３ｍａｓｓ％のＰｂを含む黄銅を除き、大部分の銅合金は、ほとんどがジグザグ形状にはならず、切屑の自由表面側の凹凸が少なく、厚みの厚い切屑が生成する。そのため、切屑の分断性が悪い。この切屑を流れ型という。何らかの切削工具の助けを借りて、切屑が分断させるためには、ｆ６は、０．８０以下である。例えば、一般的なチップブレーカー付きの工具を使用すれば、切屑は、容易に分断される。より容易に切屑が分断するためには、ｆ６は、好ましくは０．６５以下であり、より好ましくは０．６０以下である。一方、ｆ６が、０．２５より小さいと、針状の切屑が生成し、好ましくない。切屑は、長手方向に、少なくとも約０．５ｍｍ以上の長さが必要であり、そのためには、ｆ６は、０．２５以上であり、好ましくは０．３５以上である。最適には、ｆ６が０．４０〜０．５５であり、容易に切屑が分断され、針状の切屑が生成し難くなる。切屑断面が規則正しいジグザグ形状であり、ｆ６は、言い換えれば、被削面からジグザグ形状の頂点（凸部）までの距離と、被削面からジグザク形状の底部（凹部）までの距離の比である。また、旋削時に工具と接した面、すなわち切屑の底面（被削面）は、工具の刃先と相対した面になるので、図１、図２に示すように滑らかでなければならない。なお、断面がジグザグ形状の切屑は、ミクロ的には、ＳｉとＰを含有したβ相、β相に存在するＰ化合物、そしてＰｂ粒子が切削時の応力集中源となり、規則正しい直線的なせん断破壊が瞬時に規則正しく行われていることを示している。例えば、切削速度が１７２ｍ／分の場合、毎秒約２万個もの略台形の粒が、形成され、これにより自由表面側に規則正しいジグザグ形状（凹凸）が形成される。また、前記のとおり、平均の切屑厚みは、切削抵抗と深い関係にあり、また、平均の切屑厚みは、送りに連動している。切削工具を含めた切削条件にもよるが、被削性が良好な合金の場合、送りｆの値（以下、送りｆ、またはｆの値という）の約０．９〜約１．８倍、好ましくは約１．０〜約１．７倍が平均切屑厚みになる。本実施形態における試験結果では、３％Ｐｂを含む黄銅の場合、後述するように平均の切屑厚みは、ｆの値の約１．１倍である。

【0077】

（黄銅、β黄銅、３ｍａｓｓ％のＰｂを含む黄銅の切屑断面形状）
実験方法の詳細は後述するが、切削速度４０ｍ／分、送り０．１１ｍｍ／ｒｅｖ、切込み深さ１．０ｍｍと、切削速度１７２ｍ／分、送り０．２１ｍｍ／ｒｅｖ、切込み深さ２．０ｍｍの条件で、切削試験を行った。試料の合金は、α黄銅（６５Ｃｕ−３５Ｚｎ）、β黄銅（５４Ｃｕ−４６Ｚｎ）、Ｓｉを１ｍａｓｓ％含むβ黄銅（５８．５Ｃｕ−１Ｓｉ−４０．５Ｚｎ）、Ｓｉを１ｍａｓｓ％、Ｐを０．０６ｍａｓｓ％含むβ黄銅（５８．５Ｃｕ−１Ｓｉ−０．０６Ｐ−４０．４４Ｚｎ）、３ｍａｓｓ％のＰｂを含む黄銅（５８．８Ｃｕ−３．１Ｐｂ−Ｚｎ）であった。切削試験後、切屑の断面を観察した結果を表２２に示す。
切削速度４０ｍ／分、送り０．１１ｍｍ／ｒｅｖの場合、α黄銅では、ｆ６が０．９８で、ｆ６Ａが０．４４であった。ｆ６の規定の範囲を超え、平均の切屑厚みは、送りｆの４．０倍であった。
β黄銅では、ｆ６が０．９で、ｆ６Ａが０．２９であった。α黄銅に比べ、切屑分断の兆候が少し見え、切屑厚みも小さくなった。しかし本実施形態のｆ６の範囲外で、平均の切屑厚みは、送りｆの２．６倍であり、切屑分断性が不十分であり、平均の切屑厚みも大きかった。
Ｓｉを１ｍａｓｓ％含むβ黄銅では、Ｓｉの含有で、切屑分断性の指標となるｆ６、ｆ６Ａともに、β黄銅に比べ大幅に改善された。そしてＳｉを１ｍａｓｓ％、Ｐを０．０６ｍａｓｓ％含むβ黄銅では、さらに、ｆ６、ｆ６Ａともに改善され、３ｍａｓｓ％のＰｂを含む黄銅と同じ数値であった。このように、β黄銅に、Ｓｉを１ｍａｓｓ％含有し、さらにＰを０．０６ｍａｓｓ％含有させることによって、ＰｂやＢｉを含まずに、３ｍａｓｓ％のＰｂを含む黄銅と大よそ同じ切屑が得られたことになる。ところが、切削速度を１７２ｍ／分、送り０．２１ｍｍ／ｒｅｖの条件で切削を行うと、切屑分断性の指標となるｆ６の値が大きくなり、切屑厚みも厚くなった。Ｓｉを１ｍａｓｓ％含有し、Ｐを０．０６ｍａｓｓ％含有させたβ黄銅では、ｆ６が０．８２に達し、切屑分断性が損なわれた。また切屑厚みもｆの値の１．７倍に達した。この課題を克服するために、前記のとおり、適量のα相を含有させ、ＰｂとＢｉの役割がより重要となる。

【0078】

（靱性と強度・靱性バランス、ｆ７）
優れた被削性を有する３％Ｐｂを含む黄銅は、Ｐｂを含まない黄銅に比べると、靱性の尺度の１つである衝撃値が低い。本実施形態の合金は、ＰｂとＢｉの含有量は少ないが、常温の靱性に関しては、β相を多く含むことも相まって衝撃値は、Ｐｂを含まない黄銅に比べ低い。また切削時、切屑の分断性が良く、切屑断面がジグザグ形状になり、せん断破壊のような直線的な破断が生じる材料は、少なくとも脆い側面を持つ。本実施形態の課題は、Ｐｂ、Ｂｉの少量の含有で、優れた切屑分断性を備え、切屑分断性に反する性質である靱性・延性と切屑分断性とのバランスに優れた合金を目指している。靱性に関して、室温（例えば１０℃〜３０℃）で、Ｕノッチ形状のシャルピー衝撃試験を実施したとき、その時の衝撃値（Ｉ−１）が１５Ｊ／ｃｍ^２以上であれば、実使用上大きな問題はない。室温（常温）での衝撃値（Ｉ−１）は、好ましくは２０Ｊ／ｃｍ^２以上である。熱間加工後、冷間加工を施すと、衝撃値は低下するが、冷間加工を施さない、熱間押出あがり、熱間鍛造あがりや鋳物の場合は、常温での衝撃値（Ｉ−１）は、２５Ｊ／ｃｍ^２以上が好ましい。そして、本実施形態の課題の１つである、約２００℃での靱性に関し、２００℃で２０分間加熱したＵノッチ形状の試験片を用い、シャルピー衝撃試験を行ったときの衝撃値（Ｉ−２）が、好ましくは１２Ｊ／ｃｍ^２以上であり、より好ましくは１５Ｊ／ｃｍ^２以上確保されているとよい。２００℃での衝撃値（Ｉ−２）が好ましい数値以上であると、切削加工や実使用で問題はない。本試験は、試験片を炉の中で２００℃に加熱し、試験片を試験装置にセットし、衝撃試験を行うという手順で行う。加熱終了後から、５秒以上２０秒以内に試験を実施するものとしているので、実体温度は、２００℃より約１０℃低くなっているが、本実施形態の試験方法として定義する。また、約２００℃で脆くなる尺度として、衝撃値の温度感受性ｆ８＝（Ｉ−２）／（Ｉ−１）、すなわち、ｆ８＝（２００℃の衝撃値）／（常温での衝撃値）が挙げられ、（Ｉ−２）／（Ｉ−１）の値は、好ましくは少なくとも０．５以上であり、より好ましくは０．６５以上であり、さらに好ましくは０．８以上である。常温と比較し、２００℃での衝撃試験値の低下の度合いが大きいほど、２００℃での脆性の感受性が大きいことを示す。ただし、２００℃に加熱したときの衝撃値（Ｉ−２）の値が優先される。
本実施形態は、強度が高く、強度と靱性、延性とのバランスに優れることを目指しており、強度の尺度として、ビッカース硬さ（ＨＶ）を、靱性の尺度としてＵノッチ試験片形状のシャルピー衝撃試験値（Ｉ−１）を採用する。また前提条件として、常温でのＵノッチ形状のシャルピー衝撃試験値（Ｉ−１）が１５Ｊ／ｃｍ^２以上であり、かつ、ビッカース硬さ（ＨＶ）が１１０以上であるとする。そして、常温での衝撃値（Ｉ−１）の１／２乗の値とビッカース硬さ（ＨＶ）の積を特性関係式ｆ７と定義する。強度と靱性のバランスに優れるとは、ｆ７＝（Ｉ−１）^１／２×（ＨＶ）が、少なくとも５５０以上、好ましくは６００以上、より好ましくは６５０以上と規定する。但し、シャルピー衝撃試験片の形状の制約があり、例えば、直径１５ｍｍより小さな棒材では評価できない。
なお、本実施形態での用途は、電気・電子部品の用途を目指すため、少なくとも電気伝導率は、好ましくは１３％ＩＡＣＳ以上であり、より好ましくは１５％ＩＡＣＳ以上であり、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。

【0079】

図３は、本実施形態である試験Ｎｏ．Ｔ２７の快削性合金の金属組織写真を示す。
試験Ｎｏ．Ｔ２７は、合金Ｎｏ．Ｓ０２に対して工程Ｎｏ．Ｆ１を施して得られた合金である。合金Ｎｏ．Ｓ０２は、Ｚｎ−６２．１ｍａｓｓ％Ｃｕ−０．９１ｍａｓｓ％Ｓｉ−０．０７１ｍａｓｓ％Ｐ−０．０６８ｍａｓｓ％Ｐｂ−０．０３０ｍａｓｓ％Ｂｉ合金であった。工程Ｎｏ．Ｆ１では、６２０℃で熱間鍛造し、５３０℃から４４０℃の平均冷却速度を２８℃／分とした。
図３に示すように、金属顕微鏡で、粒状で平均結晶粒径が約２０μｍのα相結晶粒と、α相結晶粒内に、約１〜２μｍの大きさのＰｂ粒子が観察された。そして約０．３〜１．５μｍの大きさのＰを含む化合物が、β相内に存在していることが観察された。

【0080】

（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、適正な熱間押出温度は６２５〜８００℃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。

【0081】

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、従来の銅合金の熱間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。

【0082】

＜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４４０℃の温度領域における冷却速度、および４００℃から２００℃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。

【0083】

（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。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。
（鋳物）
溶解、注湯までは、前記と同じであるが、所定の形状を有する砂でできた型や金型に注湯され、得られる鋳物が最終製品になる場合もある。また、連続的に溶湯が流し込まれ、棒形状の鋳物が作られる場合もある。熱間加工を次の工程で実施される場合、以下の製造条件は不要であるが、鋳物が最終製品になる場合、好ましい実施形態として、以下の冷却が推奨される。
注湯後の冷却過程で、５３０℃から４４０℃の温度領域における平均冷却速度を、７０℃／分以下、より好ましくは５５℃／分以下、さらに好ましくは４５℃／分以下に設定して冷却する。Ｐ濃度にもよるが、冷却速度を制御することにより、β相中に、約０．１〜３μｍ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。
さらに材料温度が低下し、次に４００℃から２００℃の温度領域における冷却速度を制限するのが好ましい。特に、Ｓｉ含有量が１ｍａｓｓ％以上の場合、Ｃｕ濃度などにもよるが、前記温度領域での平均冷却速度が遅いとγ相が析出する恐れがあるので、５℃／分以上が好ましく、１０℃／分以上がより好ましい。この温度域での平均冷却速度は、α、β相の量に変化はないが、冷却速度がより早いほうが、切屑分断性、強度、靱性が向上する。そのため４００℃から２００℃の温度領域における平均冷却速度を７５℃／分以上とするのがさらに好ましい。上限は、特に設ける必要はないが、５００℃／分で冷却速度の効果が飽和するので、５００℃／分とする。なお、４４０℃から４００℃の温度領域は、４００℃〜２００℃の冷却速度に移行するために費やされ、その温度領域での冷却速度は、特に重要ではない。

【0084】

（熱間加工）
熱間加工として、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。

【0085】

（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。またＰを含む析出物の分布がやや不均一になり、長辺の大きなα相結晶粒や、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と押出温度に関係があり、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、より良好な被削性と高い強度を備えることができる。

【0086】

そして熱間押出後の冷却速度の工夫により、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４４０℃の温度領域における平均冷却速度を、７０℃／分以下、より好ましくは５５℃／分以下、さらに好ましくは４５℃／分以下に設定して冷却する。Ｐの量にもよるが、平均冷却速度を７０℃／分以下に制限することにより、倍率５００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。
一方、さらに温度が低下し、次に４００℃から２００℃の温度領域における冷却速度を制限するのが好ましい。特に、Ｓｉ含有量が１ｍａｓｓ％以上の場合、Ｃｕ濃度などにもよるが、前記温度領域での平均冷却速度が遅いとγ相が析出する恐れがあるので、５℃／分以上が好ましく、１０℃／分以上がより好ましい。この温度域での平均冷却速度は、見かけ上、α、β相の量に変化はないが、Ｐを含む化合物の成長やα結晶粒の成長を抑制し、冷却速度が早いほうが、切屑分断性、靱性、強度が向上する。具体的には、４００℃から２００℃の温度領域における平均冷却速度を７５℃／分以上とするのがさらに好ましい。上限は、特に設ける必要はないが、５００℃／分で冷却速度の効果が飽和するので、５００℃／分とする。なお、４４０℃から４００℃の温度領域は、４００℃〜２００℃の冷却速度に移行するために費やされ、その温度領域での冷却速度は、特に重要ではない。
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７０℃／分であるので、３〜４秒後の温度低下は、計算上、約４℃であり、ほとんど影響を受けない。

【0087】

（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、複雑形状に加工され、場合によっては、肉厚が約３ｍｍにまで強加工されることがあるので、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ている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と熱間鍛造温度に関係があり、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相結晶粒の形状が粒状で、α相結晶粒の大きさが小さくなるので、強度が高くなり、強度と延性のバランスがより良くなり、かつ、被削性がより良くなる。

【0088】

そして、熱間鍛造後の冷却速度の工夫により、より良好な被削性を備えた材料になる。すなわち、熱間鍛造後の冷却過程で、５３０℃から４４０℃の温度領域における平均冷却速度を、７０℃／分以下、より好ましくは５５℃／分以下、さらに好ましくは４５℃／分以下に設定して冷却する。Ｐ濃度にもよるが、冷却速度を制御することにより、β相中に、約０．１〜３μｍ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。
一方、さらに材料温度が低下し、次に４００℃から２００℃の温度領域における冷却速度を制限するのが好ましい。特に、Ｓｉ含有量が１ｍａｓｓ％以上の場合、Ｃｕ濃度などにもよるが、前記温度領域での平均冷却速度が遅いとγ相が析出する恐れがあるので、５℃／分以上が好ましく、１０℃／分以上がより好ましい。この温度域での平均冷却速度は、α、β相の量に変化はないが、冷却速度がより早いほうが、切屑分断性、強度、靱性が向上する。そのため４００℃から２００℃の温度領域における平均冷却速度を７５℃／分以上とするのがさらに好ましい。上限は、特に設ける必要はないが、５００℃／分で冷却速度の効果が飽和するので、５００℃／分とする。なお、４４０℃から４００℃の温度領域は、４００℃〜２００℃の冷却速度に移行するために費やされ、その温度領域での冷却速度は、特に重要ではない。

【0089】

（３）熱間圧延
熱間圧延では、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℃超えて６５０℃より低いことが好ましく、６２５℃より低いことがより好ましい。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４４０℃の温度領域における平均冷却速度は、０．１℃／分以上７０℃／分以下が好ましく、より好ましくは０．３℃／分以上、または５５℃／分以下、或いは４５℃／分以下である。
そして、４００℃から２００℃の温度領域における冷却速度を制限するのが好ましい。特に、Ｓｉ含有量が１ｍａｓｓ％以上の場合、Ｃｕ濃度などにもよるが、前記温度領域での平均冷却速度が遅いとγ相が析出する恐れがあるので、５℃／分以上が好ましく、１０℃／分以上がより好ましい。この温度域での平均冷却速度は、見かけ上、α、β相の量に変化はないが、冷却速度が早いほうが、切屑分断性、強度、靱性が向上する。よって４００℃から２００℃の温度領域における平均冷却速度を７５℃／分以上とするのがさらに好ましい。上限は、特に設ける必要はないが、５００℃／分で冷却速度の効果が飽和するので、５００℃／分とする。

【0090】

（熱処理）
銅合金の主たる熱処理は、焼鈍とも呼ばれる。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る。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、α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３５０℃以上５４０℃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。

【0091】

（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が施されることがある。例えば熱間押出材に対して、約０％〜約３０％の加工率で冷間抽伸、冷間伸線、矯正加工が施される。さらに、応力除去焼鈍、矯正などを目的とした２００℃から４００℃の温度条件で低温焼鈍が施されることがある。
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、強度、延性のバランスを取ることができ、用途に応じ、強度重視、または延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。

【0092】

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〜ｆ３、組織関係式ｆ４、組成・組織関係式ｆ５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ている。

【0093】

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】

【0094】

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。

【0095】

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３〜６に示す。また、製造工程を表７〜１２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。また、実施例で用いられた合金には、不可避不純物としてＣｄは検出されなかった。各製造工程について以下に示す。

【0096】

（工程Ｎｏ．Ａ１〜Ａ４，Ａ１０）
表７に示すように、実操業の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２５．６ｍｍの丸棒を２本押出した。そして押出材を、５３０℃から４４０℃の温度領域、４００℃から２００℃の温度域を幾つかの平均冷却速度で冷却した。温度測定には、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。

【0097】

その押出材の温度の平均値が表７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では、押出温度が５８０℃であり、工程Ｎｏ．Ａ３では押出温度が６８０℃であり、工程Ｎｏ．Ａ４では押出温度が６２０℃であった。そして、熱間押出後、５３０℃から４４０℃の平均冷却速度は、工程Ｎｏ．Ａ１、Ａ２、Ａ３では、３０℃／分とし、工程Ｎｏ．Ａ４では、８０℃／分とした。その後の冷却で、４００℃から２００℃の温度範囲の冷却速度は、工程Ｎｏ．Ａ１、Ａ３では、２５℃／分とし、工程Ｎｏ．Ａ２では、１２０℃／分とし、工程Ｎｏ．Ａ４では、３０℃／分とした。

【0098】

熱間押出終了後、工程Ｎｏ．Ａ１０以外では、直径２５．６ｍｍから直径２５．０ｍｍに冷間で抽伸した（加工率４．６％）。
工程Ｎｏ．Ａ１０では、５５０℃で、直径４５ｍｍに熱間押出を行い、５３０℃から４４０℃の平均冷却速度を２０℃／分とし、４００℃から２００℃の平均冷却速度を４０℃／分とした。工程Ｎｏ．Ａ１０で得られた押出材は、鍛造実験に使用した。

【0099】

（工程Ｎｏ．Ｃ０，Ｃ１〜Ｃ３，Ｃ１０）
表８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さらに追加で添加させた試料も作製した。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．Ｓ１１〜Ｓ３１、Ｓ４１〜Ｓ４４、Ｓ５１〜Ｓ６３）。
このビレットを加熱し、工程Ｎｏ．Ｃ１、Ｃ２、Ｃ３については、押出温度を、５９０℃とし、直径２５．６ｍｍの丸棒に押出した。押出後の５３０℃から４４０℃の温度範囲での平均冷却速度は、工程Ｎｏ．Ｃ１，Ｃ３では２５℃／分とし、工程Ｎｏ．Ｃ２では８０℃／分とした。その後の冷却で、４００℃から２００℃の温度範囲の冷却速度は、工程Ｎｏ．Ｃ１では、２０℃／分とし、工程Ｎｏ．Ｃ２では、４０℃／分とし、工程Ｎｏ．Ｃ３では、３℃／分とした。
熱間押出の終了後、工程Ｎｏ．Ｃ１０以外では、直径２５．６ｍｍから直径２５．０ｍｍに冷間で抽伸した（加工率４．６％）。
また、合金Ｎｏ．Ｓ４１〜Ｓ４４に対して工程Ｎｏ．Ｃ０を施した。詳細には、合金Ｎｏ．Ｓ４１に対しては、押出温度を８２０℃とした。合金Ｎｏ．Ｓ４１を除き合金Ｎｏ．Ｓ４２〜Ｓ４４に対しては、押出温度を５９０℃とした。そして、直径２５．６ｍｍに熱間押出し、矯正した。押出後の平均冷却速度は、工程Ｎｏ．Ｃ１と同じであった。次いで合金Ｎｏ．Ｓ４１〜Ｓ４４を５００℃で２時間熱処理した。
さらに比較材として、市販のＰｂ添加黄銅棒（合金Ｎｏ．Ｓ４５）を準備した。
工程Ｎｏ．Ｃ１０では、押出温度を５９０℃とし、直径４５ｍｍに押出した。５３０℃から４４０℃の温度範囲での平均冷却速度を２０℃／分とし、４００℃から２００℃の平均冷却速度を２０℃／分とした。工程Ｎｏ．Ｃ１０で得られた押出材は、鍛造用素材とした。

【0100】

（工程Ｄ１、Ｄ２）
表９に示すように、工程Ｎｏ．Ｄ１、Ｄ２では、実験室の溶解炉から溶湯を得て、各々、内径３０ｍｍ、内径４５ｍｍの金型に鋳込んだ。冷却過程において、５３０℃から４４０℃の温度領域での平均冷却速度を４０℃／分とし、４００℃から２００℃の温度領域での冷却速度を３０℃／分とした。工程Ｎｏ．Ｄ１で得られた鋳物は、切削試験、機械試験用素材とした。工程Ｎｏ．Ｄ２工程で得られた鋳物は、工程Ｎｏ．Ｆ３の鍛造用素材とした。

【0101】

（工程Ｎｏ．Ｅ１）
表１０に示すように、工程Ｎｏ．Ｅ１は焼鈍を含む工程である。
工程Ｎｏ．Ｅ１では、押出温度を５９０℃とし、直径２９．０ｍｍの丸棒に押出した。５３０℃から４４０℃の温度範囲での平均冷却速度を３０℃／分とし、４００℃から２００℃の平均冷却速度を２５℃／分とした。冷間抽伸で直径２６．０ｍｍとし、次いで４２０℃、６０分の熱処理を施した。次いで、冷間抽伸で直径２４．５ｍｍとした。この工程は、主として、例えば直径７ｍｍ以下の細い棒材を得る工程であるが、棒材が細いと、切削試験ができず、また衝撃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。

【0102】

（工程Ｎｏ．Ｆ１〜Ｆ６）
表１１に示すように、工程Ｎｏ．Ａ１０、Ｃ１０、Ｄ２で得られた直径４５ｍｍの丸棒、鋳物を長さ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１１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。
熱間鍛造温度を、工程Ｎｏ．Ｆ５では６９０℃とし、工程Ｎｏ．Ｆ５を除いた工程Ｎｏ．Ｆ１〜Ｆ４，Ｆ６では６２０℃とし、熱間鍛造を実施した。５３０℃から４４０℃の温度領域での平均冷却速度を、工程Ｎｏ．Ｆ２、Ｆ５では４０℃／分とし、工程Ｎｏ．Ｆ２、Ｆ５を除いた工程Ｎｏ．Ｆ１，Ｆ３，Ｆ４，Ｆ６では２８℃／分として冷却を実施した。そして、４００℃から２００℃の温度領域での平均冷却速度を、工程Ｎｏ．Ｆ１、Ｆ２、Ｆ３、Ｆ５では、２０℃／分とし、工程Ｎｏ．Ｆ４では、１５０℃／分とし、工程Ｎｏ．Ｆ６では３℃／分として冷却を実施した。
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。

【0103】

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１２〜２５に示す。

【0104】

（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。

【0105】

金属顕微鏡を用いて、倍率５００倍で金属組織を観察し、各相の割合を求め、Ｐを含む化合物の有無を調べた。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、Ｐｂ粒子、Ｐを含む化合物を含む析出物、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。

【0106】

そして、Ｐを含む化合物を観察した。金属顕微鏡を用い、５００倍で観察できる最小の析出粒子の大きさは、約０．３μｍである。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。さらに、β相内に、大きさが２μｍ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倍の金属顕微鏡で、２μｍ未満の大きさの相の識別が不可能なので、２μｍ未満の大きさの微細な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。
なお、Ｐを含有した試料を、本実施形態のエッチング液でエッチングすると、図３に示す通り、α相とβ相の相境界が明瞭に見える。Ｐの含有量が、大よそ０．０１ｍａｓｓ％を境にして、相境界がより明瞭になり、Ｐの含有が、金属組織に変化を生じさせている。

【0107】

相の同定、析出物の同定、Ｐを含む化合物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。
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「Ａ」（good）と評価した。Ｐを含む化合物が５００倍の金属顕微鏡で観察されず、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「Ｂ」（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「Ｃ」（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、「Ｂ」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「Ｐ化合物の有無」に示す。

【0108】

（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。

【0109】

（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。旋盤を用いた実用の切削条件は、様々であるが、実施例においては、２種類の条件で行った。１つは、切削速度：４０ｍ／分、切り込み深さ：１．０ｍｍ、送り：０．１１ｍｍ／ｒｅｖの比較的低速・低送り・低切込深さの条件で切削試験を行った。もう１つは、より切削条件として厳しい、切削速度：１７２ｍ／分、切り込み深さ：２．０ｍｍ、送り：０．２１ｍｍ／ｒｅｖの比較的高速・高送り・高切込深さの条件で切削試験を行った。そして、切屑の分断性でもって切削の善し悪しを評価した。
具体的には、前者は、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：０．１１ｍｍ／ｒｅｖの条件で、直径１４ｍｍの試験材の円周上を切削した。
後者は、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２２ｍｍとして試験材を作製した。チップブレーカーが付いた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：１７２ｍ／分、切り込み深さ：２．０ｍｍ、送り：０．２１ｍｍ／ｒｅｖの条件で、直径２２ｍｍの試験材の円周上を切削した。

【0110】

切削後、切屑を採取し、切屑の生成方向（切屑が排出される方向）を長手方向とすると、生成した切屑の幅方向に対して垂直に（切屑の幅方向を立てて）樹脂に埋め込み、樹脂に埋めた切屑を研磨し、鏡面にまで仕上げた。そして、顕微鏡で切屑の断面を観察した。切屑の分断性を評価するために、底面からの凸部の高さの平均をＨ１、凹部の高さの平均をＨ２としたとき、ｆ６＝Ｈ２／Ｈ１でもって、切屑の分断性を評価した。また、Ｈ２とＨ１の平均（ｆ６Ａ＝（Ｈ１＋Ｈ２）／２）、すなわち、平均の切屑厚みも測定した。なお、Ｈ１，Ｈ２の単位はｍｍである。
図１、図２に具体的な切屑断面を示す。平均凸部高さ：Ｈ１、平均の凹部高さ：Ｈ２とも目視で、線を引いたものである。観察視野は、５視野とし、それらの平均値でｆ６、および、ｆ６Ａを算出した。
被削性に優れる材料は大抵、切削機械１０台に１人程度の少人数で人手をかけず、連続的に実施されるので、実用の切削で大きな問題となるのは、切屑の工具への絡みつき、及び、切屑の嵩張りである。ここで、切屑が容易に分断されるためには、Ｈ２／Ｈ１＝ｆ６が、０．８０以下である。少なくともチップブレーカー付きの工具を使用すれば、切屑は容易に分断される。ｆ６は、好ましくは０．６５以下であり、より好ましくは０．６０以下である。一方、ｆ６が、０．２５より小さいと、切屑が分断し過ぎ、針状の切屑が生成し、切削機械の隙間に切屑が入り込んだり、切屑処理時にひとを傷つけるなど、問題となる。したがってｆ６は、０．２５以上であり、好ましくは０．３５以上である。最適には、ｆ６が０．４０〜０．５５であり、チップブレーカーを付けなくても容易に切屑が分断される。ただし、切屑の断面形状は、切削工具だけでなく、切削条件にもよる。本実施例において、低速・低送り、高速・高送りの２条件で、切屑の分断性が評価された。ＳｉとＰを含有するβ相の低速・低送りの切屑分断性は、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有する快削性銅合金と、ほぼ同じｆ６の値を示し、優れた切屑の分断性を示した。しかし、高速・高送りの条件では、ＳｉとＰを含有するβ相のｆ６の値が大きくなり、切屑の分断性が損なわれた。本実施形態の合金では、β相の問題点を克服し、適量のα相の含有と、Ｐｂ粒子の効果により、高速・高送りの切削条件においても、良好な切屑の分断性を得ることができた。特に、切削速度が１７２ｍ／分の場合、毎秒約２万もの規則正しいジグザグ形状（凹凸）、略台形形状の粒が、規則正しく形成された。
また、平均の切屑厚みは、切削抵抗と深い関係にあり、また、平均の切屑厚みは、送りに連動している。切削工具を含めた切削条件にもよるが、本実施形態の合金のように被削性、切屑分断性が良好な合金の場合、送りｆの値の約０．９〜約１．８倍、好ましくは約１．０〜約１．７倍が平均の切屑厚みになる。因みに３％Ｐｂを含む黄銅の場合、平均の切屑厚みは、ｆの値の約１．１倍である。本実施形態の合金の場合、平均の切屑厚みは、ｆの値のおおよそ１．１〜１．６倍の範囲にあり、切屑厚みにおいても薄く、問題は無かった。

【0111】

（機械的特性）
（硬さ）
各試験材の硬さを、ビッカース硬さ計を用い、荷重４９ｋＮで測定した。高い強度であるためには、硬さは、好ましくは１１０Ｈｖ以上であり、より好ましくは１２０Ｈｖ以上であると、塑性加工を施さない、快削性熱間押出棒、快削性熱間鍛造品、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。

【0112】

（衝撃特性）
衝撃試験では、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。室温（例えば１０℃〜３０℃）で、Ｕノッチ形状のシャルピー衝撃試験値（Ｉ−１）が１５Ｊ／ｃｍ^２以上であれば、実使用上、大きな問題はない。常温での衝撃試験値（Ｉ−１）は、好ましくは、２０Ｊ／ｃｍ^２以上である。熱間加工後、冷間加工を施すと、衝撃値は低下するが、冷間加工を施さない、熱間押出あがり、熱間鍛造あがりや鋳物の場合は、常温での衝撃試験値（Ｉ−１）は、２５Ｊ／ｃｍ^２以上が好ましい。
２００℃での衝撃試験は、以下のように実施した。上記の試験片を炉の中に入れ、試験片が１９７℃（２００℃マイナス３℃）に達してから２０分間保持した。次いで試験片を取り出し、衝撃試験片を試験機にセットして、半径２ｍｍの衝撃刃でシャルピー衝撃試験を実施した。試験片を炉から取り出しから５秒から２０秒後に、試験を実施した。試験時の実体温度は、約１９０℃であった。
２００℃での衝撃試験値（Ｉ−２）が、１２Ｊ／ｃｍ^２以上であり、好ましくは１５Ｊ／ｃｍ^２以上確保されているとよい。好ましい数値以上であると、切削加工や実使用で問題はない。２００℃の衝撃値の低下度の度合い（感受性）として、ｆ８＝（Ｉ−２）／（Ｉ−１）を採用した。２００℃での靱性の低下の感受性が低いためには、ｆ８が、好ましくは０．５以上であり、より好ましくは０．６５以上で、さらに好ましくは０．８以上である。ただし、２００℃での衝撃値の絶対値（Ｉ−２）の値が優先される。

【0113】

（硬さと靱性のバランス）
本実施形態は、強度が高く、強度と靱性、延性とのバランスに優れることを目指しており、強度の尺度として、ビッカース硬さ（ＨＶ）を採用し、靱性の尺度としてＵノッチ試験片形状のシャルピー衝撃試験値を採用する。また前提条件として、常温でのＵノッチ形状のシャルピー衝撃試験値（Ｉ−１）が１５Ｊ／ｃｍ^２以上であり、かつ、ビッカース硬さ（ＨＶ）が１１０以上である。そして、靱性と強度のバランス指数として、（Ｉ−１）の１／２乗の値とビッカース硬さ（ＨＶ）の積を特性関係式ｆ７と定義する。ｆ７＝（Ｉ−１）^１／２×（ＨＶ）が、少なくとも５５０以上、好ましくは６００以上、より好ましくは６５０以上と規定する。

【0114】

【表3】

【0115】

【表4】

【0116】

【表5】

【0117】

【表6】

【0118】

【表7】

【0119】

【表8】

【0120】

【表9】

【0121】

【表10】

【0122】

【表11】

【0123】

【表12】

【0124】

【表13】

【0125】

【表14】

【0126】

【表15】

【0127】

【表16】

【0128】

【表17】

【0129】

【表18】

【0130】

【表19】

【0131】

【表20】

【0132】

【表21】

【0133】

【表22】

【0134】

【表23】

【0135】

【表24】

【0136】

【表25】

【0137】

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〜ｆ３、組織関係式ｆ４、組成・組織関係式ｆ５を満たすことにより、良好な被削性、切屑分断性（特性関係式ｆ６、ｆ６Ａ）が得られた。また、２００℃での靱性の低下がほとんどなく、約６００℃で良好な熱間加工性、１３％ＩＡＣＳ以上の高い導電率、且つ高強度で、良好な靱性が得られた。そして強度と靱性の高いバランス（特性関係式ｆ７）を持ち合せた。以上の優れた特性を有する熱間加工材（熱間押出材、熱間鍛造材）、鋳物が得られることが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ１１〜Ｓ３１、各工程）。

【0138】

２）Ｃｕ含有量が６４．７ｍａｓｓ％以上であると、γ相が出現し、靱性が低くなり、切屑分断性もよくなかった（合金Ｎｏ．Ｓ５１）。
３）Ｓｉ含有量が０．６ｍａｓｓ％より少ないと、切屑分断性が悪かった。Ｓｉ含有量が０．６０ｍａｓｓ％より多いと、切屑分断性が良くなり、Ｓｉ含有量が０．７５ｍａｓｓ％を超えると、切屑分断性が、さらに良くなった。Ｓｉ含有量が１．３０ｍａｓｓ％以上であると、γ相が出現し、靱性が低くなった（例えば、合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ５１、Ｓ５３、Ｓ５６）。
４）Ｐが０．００１ｍａｓｓ％以下であると、切屑分断性が悪かった。Ｐを０．００１ｍａｓｓ％を超えて含有すると、切屑分断性が良くなり、Ｐ化合物が観察されなくとも規定する切屑分断性をぎりぎりクリアできた。Ｐ含有量が０．０１０ｍａｓｓ％を超えると、さらに被削性が良くなった。Ｐを含む化合物が存在し、そして金属顕微鏡でＰを含む化合物が観察できると、より切屑分断性が向上した。Ｐを含有すること、及びＰを含む化合物の存在は、β相の被削性を向上させ、合金としての被削性も向上させていると考えられる（例えば合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ２３、Ｓ３１、Ｓ５５）。
５）Ｐｂ含有量が０．００１ｍａｓｓ％を超え、Ｂｉ含有量が０．００１ｍａｓｓ％を超え、かつＢｉとＰｂの含有量の合計（ｆ２）が０．００３ｍａｓｓ％以上であると、被削性が良好であった。Ｂｉ含有量が０．００２ｍａｓｓ％以上、Ｐｂ含有量が０．００２ｍａｓｓ％以上であり、かつＢｉとＰｂの含有量の合計（ｆ２）が０．００５ｍａｓｓ％以上、さらに０．０２０ｍａｓｓ％以上であると、被削性がさらに良好となった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ１４、Ｓ５８）。Ｂｉ含有量が０．０２０ｍａｓｓ％未満であっても、ｆ１〜ｆ５が規定の範囲であれば、良好な切屑分断性を示し、とくに、２００℃での靱性の低下はほとんどなかった（例えば合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ１１、Ｓ２１、Ｓ２２）。

【0139】

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．Ｓ１２、Ｓ１２．１、Ｓ１２．４、Ｓ１８、Ｓ２４）。不可避不純物の好ましい範囲を超える量で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の化合物が存在し、かつ有効に働くＳｉ濃度が減少し、さらに、Ｐを含む化合物の組成が変化している可能性があり、切屑分断性が悪くなったと考えられる（合金Ｎｏ．Ｓ１２．３、Ｓ１８．２）。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相が出現するか、β相が減少するか、或いは、β相の性質が変化したと思われる。その結果、衝撃値が減少し、バランス指数ｆ７が低くなり、切屑分断性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１２．５、Ｓ２４．２）。

【0140】

７）組成関係式ｆ１が５６．７より小さいと、β相量が増え、靱性が低くなった。また、高速・高送りの条件での切屑分断性が悪くなった。ｆ１が５９．７より大きいと、切屑分断が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ５４、Ｓ５７）。
８）０．０８≦［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＝ｆ２＜０．１３の場合、０．４０＜ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）＜０．８５であると、２００℃でのＵ衝撃値が低く、衝撃値の温度感受性（ｆ８）が高くなり、ｆ８の値が小さくなった（合金Ｎｏ．Ｓ６１）。
０．１３≦［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］の場合、０．３３＜ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）であると、２００℃でのＵ衝撃値が低く、衝撃値の温度感受性（ｆ８）が高かくなり、ｆ８の値が小さくなった（合金Ｎｏ．Ｓ５２、Ｓ６０）。
０．０８≦［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］＜０．１５の場合、ｆ３＝［Ｂｉ］／（［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］）≦０．３３であると、２００℃での靱性は、ほとんど損なわれなかった（例えば、合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ１６）。
２００℃の脆性感受性指数ｆ８についても、実施例合金は、ｆ８が０．６５以上の高い値を示し、ｆ３を満たしていない比較例合金の多くは、ｆ８が、０．５を下回った（例えば、合金Ｎｏ．Ｓ２６、Ｓ６１）。
９）β相量（ｆ４）が１７より小さいと、切屑分断性が悪かった（合金Ｎｏ．Ｓ５７）。ｆ４が７５より大きいと、高速・高送りの切削条件で、切屑分断性が悪かった、また、靱性が低かった（合金Ｎｏ．Ｓ５４）。ｆ４が３０以上になると、切屑分断指数ｆ６が良くなり、ｆ４が６４以下であると、高速・高送りの切削条件での切屑分断性がよくなった。また、強度と靱性のバランス（ｆ７）が高くなった（例えば、合金Ｎｏ．Ｓ０１）。γ相が含まれると、靱性が低下した（合金Ｎｏ．Ｓ５１、Ｓ１５．１）。
１０）組成・組織関係式ｆ５を満たさないと、組成や他の関係式を満たしても、切屑分断性が悪かった（合金Ｎｏ．Ｓ５９）。ｆ５が、８．５以上、さらには９．５以上で、切屑分断性がさらに向上した。多くの実施例合金で、切屑分断指数ｆ６が０．３５≦ｆ６＝Ｈ２／Ｈ１≦０．６５を満たすようになった。同様に、平均の切屑厚み（ｆ６Ａ）も、ｆ１〜ｆ５を満たすことにより、ｆ６Ａが送りｆの約１．１〜約１．６倍になり、ｆ１〜ｆ５が好ましい範囲にあると、多くの実施例合金でｆ６Ａが送りｆの約１．１〜約１．４倍になり、切屑分断性とともに、良好な切削が実施されていることが確認できた（例えば、合金Ｎｏ．Ｓ０１）。

【0141】

１１）冷却を含む熱間加工条件が変わると、β相の占める割合が変化し、場合によっては、γ相が出現し、被削性や、硬さ、靱性、導電率に影響を与えた（例えば、合金Ｎｏ．Ｓ０１で各工程、Ｓ１５、Ｓ２６、Ｓ２６．１）。
１２）Ｐを０．０１０ｍａｓｓ％以上の量で含有する合金で、熱間押出後、熱間鍛造後の冷却工程で、５３０℃から４４０℃の平均冷却速度が、７０℃／分以下であると、Ｐを含む化合物の存在が確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ２９）。Ｐを含む化合物の評価が、「Ｂ」から「Ａ」になると、切屑分断性が向上した（例えば、合金Ｎｏ．Ｓ０２で各工程、Ｓ２１、Ｓ２１．１）。
１３）熱間押出後、熱間鍛造後の冷却工程で、４００℃から２００℃の平均冷却速度が５℃／分より小さいと、一部の合金で、γ相が出現し、衝撃値が低くなった。４００℃から２００℃の平均冷却速度が７５℃／分以上であると、ｆ７が大きくなり、切屑の分断性が向上した（合金Ｎｏ．Ｓ１５．１、Ｓ２６.１、工程Ｎｏ．Ａ２、Ｃ３、Ｆ４、Ｆ６）。

【0142】

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〜ｆ３、組織関係式ｆ４、組成・組織関係式ｆ５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、より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】

【0143】

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、被削性、熱間加工性に優れ、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、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、ウォームギヤ、ターミナル、コンタクトフォーン、フレアナット、制御弁、閉鎖弁、逆止弁、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：５９．７％超６４．７％未満、Ｓｉ：０．６０％超１．３０％未満、Ｐｂ：０．００１％超０．２０％未満、Ｂｉ：０．００１％超０．１０％未満、Ｐ：０．００１％超０．１５％未満を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量が０．４５％未満、ＳｎとＡｌの合計量が０．４５％未満であり、５６．７≦Ｃｕ−４．７×Ｓｉ＋０．５×Ｐｂ＋０．５×Ｂｉ−０．５×Ｐ≦５９．７、０．００３≦Ｐｂ＋Ｂｉ＜０．２５であり、０．００３≦Ｐｂ＋Ｂｉ＜０．０８の場合に０．０２≦Ｂｉ／（Ｐｂ＋Ｂｉ）≦０．９８、０．０８≦Ｐｂ＋Ｂｉ＜０．１３の場合に０．０１≦Ｂｉ／（Ｐｂ＋Ｂｉ）≦０．４０又は０．８５≦Ｂｉ／（Ｐｂ＋Ｂｉ）≦０．９８、０．１３≦Ｐｂ＋Ｂｉ＜０．２５の場合に０．０１≦ｆ３＝Ｂｉ／（Ｐｂ＋Ｂｉ）≦０．３３であり、金属組織はα相とβ相からなり、１７≦β≦７５、７．０≦（Ｂｉ＋Ｐｂ−０．００１）^１／２×１０＋（Ｐ−０．００１）^１／２×５＋（β−８）^１／２×（Ｓｉ−０．２）^１／２×１．３≦１６．０である。

【図1】

【図2】

【図3】