CN109563569A

CN109563569A - 易切削性铜合金及易切削性铜合金的制造方法

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Publication number: CN109563569A
Application number: CN201780049523.7A
Authority: CN
Inventors: 大石惠郎; 大石惠一郎; 须崎孝; 须崎孝一; 田中真次; 后藤佳行
Original assignee: Mitsubishi Shindoh Co Ltd
Current assignee: Mitsubishi Shindoh Co Ltd
Priority date: 2016-08-15
Filing date: 2017-08-15
Publication date: 2019-04-02
Anticipated expiration: 2037-08-15
Also published as: US20200165706A1; KR20190018540A; TWI635191B; CN109563570A; CN110337499A; CA3052404C; WO2018034282A1; CA3033840C; MX2019010105A; CN109563569B; CN109563570B; CN109642272A; EP3498871B1; JPWO2018034284A1; TWI649436B; KR101991227B1; TWI657155B; CA3033840A1; US10538828B2; CN109563568B

Abstract

本发明的易切削性铜合金含有Cu：超过77.0％且小于81.0％、Si：超过3.4％且小于4.1％、Sn：0.07％～0.28％、P：0.06％～0.14％及Pb：超过0.02％且小于0.25％，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质，组成满足以下关系：1.0≤f0＝100×Sn/(Cu+Si+0.5×Pb+0.5×P‑75.5)≤3.7、78.5≤f1＝Cu+0.8×Si‑8.5×Sn+P+0.5×Pb≤83.0、61.8≤f2＝Cu‑4.2×Si‑0.5×Sn‑2×P≤63.7，构成相的面积率(％)满足以下关系：36≤κ≤72、0≤γ≤2.0、0≤β≤0.5、0≤μ≤2.0、96.5≤f3＝α+κ、99.4≤f4＝α+κ+γ+μ、0≤f5＝γ+μ≤3.0、38≤f6＝κ+6×γ^1/2+0.5×μ≤80，γ相的长边为50μm以下，μ相的长边为25μm以下。

Description

易切削性铜合金及易切削性铜合金的制造方法

技术领域

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

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

背景技术

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

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

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

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

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

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

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

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

另一方面，与Pb相比，含有高浓度的Zn的铜合金的β相的切削性功能较差，因此不仅终究无法代替含有Pb的易切削性铜合金，而且因包含许多β相而耐蚀性尤其耐脱锌腐蚀性、耐应力腐蚀破裂性非常差。并且，这些铜合金由于在高温(例如150℃)下的强度低，因此例如在烈日下且靠近发动机室的高温下使用的汽车零件、在高温/高压下使用的配管等中无法应对薄壁化、轻量化。

此外，Bi使铜合金变脆，若包含许多β相则延展性降低，因此含有Bi的铜合金或包含许多β相的铜合金不适合作为汽车、机械、电气用零件以及包括阀在内的饮用水器具材料。另外，对于包含Cu-Zn合金中含有Sn的γ相的黄铜，也无法改善应力腐蚀破裂，在高温下的强度低，冲击特性差，因此不适合使用于这些用途中。

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

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

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

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

并且，专利文献8中提出了在Cu-Zn-Si合金中含有Fe的铜合金。

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

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

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

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

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

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

专利文献1：日本特开2008-214760号公报

专利文献2：国际公开第2008/081947号

专利文献3：日本特开2000-119775号公报

专利文献4：日本特开2000-119774号公报

专利文献5：国际公开第2007/034571号

专利文献6：国际公开第2006/016442号

专利文献7：国际公开第2006/016624号

专利文献8：日本特表2016-511792号公报

专利文献9：日本特开2004-263301号公报

专利文献10：美国专利第4,055,445号说明书

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

发明内容

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

为了解决这种课题来实现所述目的，作为本发明的第1方式的易切削性铜合金的特征在于，含有：

超过77.0质量％且小于81.0质量％的Cu、超过3.4质量％且小于4.1质量％的Si、0.07质量％以上且0.28质量％以下的Sn、0.06质量％以上且0.14质量％以下的P、超过0.02质量％且小于0.25质量％的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质，

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

1.0≤f0＝100×[Sn]/([Cu]+[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[P]-75.5)≤3.7、

78.5≤f1＝[Cu]+0.8×[Si]-8.5×[Sn]+[P]+0.5×[Pb]≤83.0、

61.8≤f2＝[Cu]-4.2×[Si]-0.5×[Sn]-2×[P]≤63.7，

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

36≤(κ)≤72、

0≤(γ)≤2.0、

0≤(β)≤0.5、

0≤(μ)≤2.0、

96.5≤f3＝(α)+(κ)、

99.4≤f4＝(α)+(κ)+(γ)+(μ)、

0≤f5＝(γ)+(μ)≤3.0、

38≤f6＝(κ)+6×(γ)^1/2+0.5×(μ)≤80，

并且，γ相的长边的长度为50μm以下，μ相的长边的长度为25μm以下。

作为本发明的第2方式的易切削性铜合金的特征在于，在本发明的第1方式的易切削性铜合金中，还含有：选自超过0.02质量％且小于0.08质量％的Sb、超过0.02质量％且小于0.08质量％的As、超过0.02质量％且小于0.30质量％的Bi的一种或两种以上。

作为本发明的第3方式的易切削性铜合金的特征在于，含有：

77.5质量％以上且80.0质量％以下的Cu、3.45质量％以上且3.95质量％以下的Si、0.08质量％以上且0.25质量％以下的Sn、0.06质量％以上且0.13质量％以下的P、0.022质量％以上且0.20质量％以下的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质，

1.1≤f0＝100×[Sn]/([Cu]+[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[P]-75.5)≤3.4、

78.8≤f1＝[Cu]+0.8×[Si]-8.5×[Sn]+[P]+0.5×[Pb]≤81.7、

62.0≤f2＝[Cu]-4.2×[Si]-0.5×[Sn]-2×[P]≤63.5，

40≤(κ)≤67、

0≤(γ)≤1.5、

0≤(β)≤0.5、

0≤(μ)≤1.0、

97.5≤f3＝(α)+(κ)、

99.6≤f4＝(α)+(κ)+(γ)+(μ)、

0≤f5＝(γ)+(μ)≤2.0、

42≤f6＝(κ)+6×(γ)^1/2+0.5×(μ)≤72，

并且，γ相的长边的长度为40μm以下，μ相的长边的长度为15μm以下。

作为本发明的第4方式的易切削性铜合金的特征在于，在本发明的第3方式的易切削性铜合金中，还含有：选自超过0.02质量％且小于0.07质量％的Sb、超过0.02质量％且小于0.07质量％的As、超过0.02质量％且小于0.20质量％的Bi的一种或两种以上。

作为本发明的第5方式的易切削性铜合金的特征在于，在本发明的第1至4方式中的任一方式的易切削性铜合金中，作为所述不可避免的杂质的Fe、Mn、Co及Cr的总量小于0.08质量％。

作为本发明的第6方式的易切削性铜合金的特征在于，在本发明的第1至5方式中的任一方式的易切削性铜合金中，κ相中所含的Sn的量为0.08质量％以上且0.45质量％以下，κ相中所含的P的量为0.07质量％以上且0.22质量％以下。

作为本发明的第7方式的易切削性铜合金的特征在于，在本发明的第1至6方式中的任一方式的易切削性铜合金中，该易切削性铜合金为热加工材料，夏比冲击试验(Charpyimpact test)值为12J/cm²以上，抗拉强度为560N/mm²以上，并且在负载有相当于室温下的0.2％屈服强度(proof stress)的荷载的状态下于150℃下保持100小时之后的蠕变应变为0.4％以下。另外，夏比冲击试验值为U形凹口形状下的值。

作为本发明的第8方式的易切削性铜合金的特征在于，在本发明的第1至7方式中的任一方式的易切削性铜合金中，使用于自来水管用器具、工业用配管部件及与液体接触的器具中。

本发明的第9方式的易切削性铜合金的制造方法是本发明的第1至8方式中的任一方式的易切削性铜合金的制造方法，该方法的特征在于，包括：热加工工序，进行热加工时的材料温度为600℃以上且740℃以下，并且以470℃至380℃的温度区域的平均冷却速度成为2.5℃/分钟以上且500℃/分钟以下的方式进行冷却。

本发明的第10方式的易切削性铜合金的制造方法是本发明的第1至8方式中的任一方式的易切削性铜合金的制造方法，该方法的特征在于，具有：

冷加工工序和热加工工序中的任一工序或这两个工序；以及

在所述冷加工工序或所述热加工工序后实施的低温退火工序，

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

根据本发明的方式，规定了极力减少切削性功能优异但耐蚀性、冲击特性、高温强度差的γ相，且还尽可能减少对切削性有效的μ相的金属组织，并且规定了用于得到该金属组织的组成、制造方法。因此，根据本发明的方式，能够提供一种在恶劣环境下具备耐蚀性、抗拉强度且高温强度优异的易切削性铜合金及易切削性铜合金的制造方法。

附图说明

图1是实施例1中的易切削性铜合金的组织观察照片。

图2(a)是实施例2中的试验No.T601在恶劣的水环境下使用8年之后的截面的金属显微照片，图2(b)是试验No.T602的脱锌腐蚀试验1之后的截面的金属显微照片，图2(c)是试验No.T01的脱锌腐蚀试验1之后的截面的金属显微照片。

具体实施方式

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

作为本实施方式的易切削性铜合金作为水龙头、阀、接头等在人和动物每日摄取的饮用水中使用的器具、阀、接头等电气/汽车/机械/工业用配管部件、与液体接触的器具、零件而使用。

在此，在本说明书中，如[Zn]这样带有括弧的元素记号表示该元素的含量(质量％)。

而且，本实施方式中，利用该含量的表示方法如下规定了多个组成关系式。

组成关系式f0＝100×[Sn]/([Cu]+[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[P]-75.5)

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

组成关系式f2＝[Cu]-4.2×[Si]-0.5×[Sn]-2×[P]

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

而且，本实施方式中，如下规定了多个组织关系式。

组织关系式f3＝(α)+(κ)

组织关系式f4＝(α)+(κ)+(γ)+(μ)

组织关系式f5＝(γ)+(μ)

组织关系式f6＝(κ)+6×(γ)^1/2+0.5×(μ)

本发明的第1实施方式所涉及的易切削性铜合金含有超过77.0质量％且小于81.0质量％的Cu、超过3.4质量％且小于4.1质量％的Si、0.07质量％以上且0.28质量％以下的Sn、0.06质量％以上且0.14质量％以下的P、超过0.02质量％且小于0.25质量％的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质。组成关系式f0设在1.0≤f0≤3.7的范围内，组成关系式f1设在78.5≤f1≤83.0的范围内，组成关系式f2设在61.8≤f2≤63.7的范围内。κ相的面积率设在36≤(κ)≤72的范围内，γ相的面积率设在0≤(γ)≤2.0的范围内，β相的面积率设在0≤(β)≤0.5的范围内，μ相的面积率设在0≤(μ)≤2.0的范围内。组织关系式f3设为f3≥96.5，组织关系式f4设为f4≥99.4，组织关系式f5设在0≤f5≤3.0的范围内，组织关系式f6设在38≤f6≤80的范围内。γ相的长边的长度设为50μm以下，μ相的长边的长度设为25μm以下。

本发明的第2实施方式所涉及的易切削性铜合金含有77.5质量％以上且80.0质量％以下的Cu、3.45质量％以上且3.95质量％以下的Si、0.08质量％以上且0.25质量％以下的Sn、0.06质量％以上且0.13质量％以下的P、0.022质量％以上且0.20质量％以下的Pb，且剩余部分包括Zn及不可避免的杂质。组成关系式f0设在1.1≤f0≤3.4的范围内，组成关系式f1设在78.8≤f1≤81.7的范围内，组成关系式f2设在62.0≤f2≤63.5的范围内。κ相的面积率设在40≤(κ)≤67的范围内，γ相的面积率设在0≤(γ)≤1.5的范围内，β相的面积率设为0≤(β)≤0.5，μ相的面积率设在0≤(μ)≤1.0的范围内。组织关系式f3设为f3≥97.5，组织关系式f4设为f4≥99.6，组织关系式f5设在0≤f5≤2.0的范围内，组织关系式f6设在42≤f6≤72的范围内。γ相的长边的长度为40μm以下，μ相的长边的长度为15μm以下。

并且，作为本发明的第1实施方式的易切削性铜合金中，可以还含有选自超过0.02质量％且小于0.08质量％的Sb、超过0.02质量％且小于0.08质量％的As、超过0.02质量％且小于0.30质量％的Bi的一种或两种以上。

并且，作为本发明的第2实施方式的易切削性铜合金中，可以还含有选自超过0.02质量％且小于0.07质量％的Sb、超过0.02质量％且小于0.07质量％的As、超过0.02质量％且小于0.20质量％的Bi的一种或两种以上。

此外，优选本发明的第1、2实施方式所涉及的易切削性铜合金中，κ相中所含的Sn的量为0.08质量％以上且0.45质量％以下，且κ相中所含的P的量为0.07质量％以上且0.22质量％以下。

并且，优选本发明的第1、2实施方式所涉及的易切削性铜合金为热加工材料，热加工材料的夏比冲击试验值为12J/cm²以上，抗拉强度为560N/mm²以上，并且在负载有室温下的0.2％屈服强度(相当于0.2％屈服强度的荷载)的状态下将铜合金于150℃下保持100小时之后的蠕变应变为0.4％以下。

以下，对如上所述规定成分组成、组成关系式f0、f1、f2、金属组织、组织关系式f3、f4、f5、f6以及机械特性的理由进行说明。

＜成分组成＞

(Cu)

Cu为本实施方式的合金的主要元素，为了克服本发明的课题，需要至少含有超过77.0质量％的量的Cu。Cu含量为77.0质量％以下时，虽然根据Si、Zn、Sn的含量而不同，但γ相所占的比例超过2％，耐脱锌腐蚀性、耐应力腐蚀破裂性、冲击特性及高温强度差。在某些情况下，有时也会出现β相。因此，Cu含量的下限超过77.0质量％，优选为77.5质量％以上，更优选为77.8质量％以上。

另一方面，Cu含量为81.0％以上时，由于大量使用昂贵的铜而成本提高。进而不仅上述效果饱和，而且κ相所占的比例也有可能变得过多。并且，容易析出Cu浓度高的μ相，或在某些情况下容易析出ζ相、χ相。其结果，虽然根据金属组织的要件而不同，但有可能导致切削性、冲击特性、热加工性变差，并且反而有可能导致耐脱锌腐蚀性下降。因此，Cu含量的上限小于81.0质量％，优选为80.0质量％以下，更优选为79.5质量％以下，进一步优选为79.0质量％以下，最优选为78.8质量％以下。

(Si)

Si是为了得到本实施方式的合金的许多优异的特性而所需的元素。Si提高本实施方式的合金的切削性、耐蚀性、强度及高温强度。关于切削性，在α相的情况下，即使含有Si也几乎不会改善切削性。但是，由于通过含有Si而形成的γ相、κ相、μ相、β相，或根据情况而含有的ζ相、χ相等比α相更硬的相，即使不含有大量的Pb，也能够具有优异的切削性。然而，随着作为这些硬质的金属相的γ相、κ相、μ相、β相、ζ相及χ相增加，会产生冲击特性下降的问题、恶劣环境下的耐蚀性下降的问题，以及在能够承受在高温尤其实际使用中的高温下长期使用的高温蠕变特性上产生问题。因此，需要将这些γ相、κ相、μ相、β相规定在适当的范围内。并且，Si具有在熔解、铸造时大幅抑制Zn的蒸发的效果，随着增加Si含量，能够减小比重。

为了解决这些金属组织的问题并满足所有各种特性，虽然根据Cu、Zn、Sn等的含量而不同，但Si需要含有超过3.4质量％。Si含量的下限优选为3.45质量％以上，更优选为3.5质量％以上，进一步优选为3.55质量％以上。表面上，为了减少Si浓度高的γ相和μ相所占的比例，认为应降低Si含量。但是，深入研究了与其他元素的调配比例的结果，需要如上所述规定Si含量的下限。并且，通过含有超过3.4质量％的Si，能够使γ相所占的比例减少，γ相被分割而γ相的长边缩短，减少对各种特性的影响。

另一方面，若Si含量过多，则κ相过度增加，出现β相。而且根据情况会出现Si浓度高的δ相、ε相、η相、γ相、μ相、ζ相、χ相，从而耐蚀性、延展性、冲击特性变差。因此，Si含量的上限小于4.1质量％，优选为3.95质量％以下，更优选为3.9质量％以下，进一步优选为3.87质量％以下。

(Zn)

Zn与Cu、Si一同为本实施方式的合金的主要构成元素，是为了提高切削性、耐蚀性、强度、铸造性所需的元素。另外，Zn虽然作为剩余部分而存在，但如果执意要记载，Zn含量的上限小于19.5质量％，优选小于19质量％，进一步优选为18.5质量％以下。另一方面，Zn含量的下限超过15.0质量％，优选为16.0质量％以上。

(Sn)

Sn尤其大幅提高在恶劣环境下的耐脱锌腐蚀性，并提高耐应力腐蚀破裂性。包括多个金属相(构成相)的铜合金中，各金属相的耐蚀性存在优劣，即使最终成为α相和κ相这2相，腐蚀也会从耐蚀性差的相开始而腐蚀进展。Sn提高耐蚀性最优异的α相的耐蚀性，并且同时还改善耐蚀性第二优异的κ相的耐蚀性。就Sn而言，与分布于α相的量相比，分布于κ相的量为约1.5倍。即分布于κ相的Sn量为分布于α相的Sn量的约1.5倍。Sn量越多，κ相的耐蚀性随之进一步提高。随着Sn含量的增加，α相与κ相的耐蚀性的优劣几乎消失，或者α相与κ相的耐蚀性的差至少被缩小，从而作为合金的耐蚀性大幅提高。

然而，含有Sn会促进γ相的形成。γ相虽然具有优异的切削性能，但使合金的耐蚀性、延展性、冲击特性、高温强度变差。与α相相比，Sn分布于γ相中约15倍。即分布于γ相的Sn量为分布于α相的Sn量的约15倍。与不含Sn的γ相相比，在耐蚀性略有改善的程度下，含有Sn的γ相有所不足。如此，尽管κ相、α相的耐蚀性提高，但在Cu-Zn-Si合金中含有Sn会促进γ相的形成。并且，Sn大多分布于γ相。因此，如果不将Cu、Si、P、Pb这些必要元素设为更加严格且适当的调配比率并且设为适当的金属组织的状态，则含有Sn将只能略微提高κ相、α相的耐蚀性，反而因γ相的增大而导致合金的耐蚀性、延展性、冲击特性、高温特性降低。即，含有Sn会促进γ相的生成，且大量的Sn分布于γ相。其结果，认为Sn在κ相的分布有限，但通过将用于抑制γ相的生成的必要元素设为适当的调配比例，而且设为适当的金属组织状态，会提高耐脱锌腐蚀性、耐应力腐蚀破裂性、冲击特性、高温特性。另外，含有Sn具有抑制μ相的析出的作用。

并且，κ相含有Sn会提高κ相的切削性。其效果因与P一同含有Sn而增加。

通过控制包括后述的关系式在内的金属组织，能够制成各种特性优异的铜合金。为了发挥这种效果，需要将Sn的含量的下限设为0.07质量％以上，优选为0.08质量％以上，更优选为0.10质量％以上或超过0.10质量％。

另一方面，若Sn含量超过0.28质量％，则γ相所占的比例增加，因此Sn含量的上限为0.28质量％以下，优选为0.25质量％以下。

(Pb)

含有Pb会提高铜合金的切削性。约0.003质量％的Pb固熔于基体中，超过该量的Pb作为直径1μm左右的Pb粒子而存在。Pb即使是微量也对切削性有效，尤其超过0.02质量％时开始发挥显著的效果。本实施方式的合金中，由于将切削性能优异的γ相抑制为2.0％以下，因此由少量的Pb代替γ相。

因此，Pb的含量的下限超过0.02质量％，优选为0.022质量％以上，进一步优选为0.025质量％以上。尤其在由钻头进行的深钻切削(例如钻头直径的5倍长度的钻头切削)时，以及与切削性相关的金属组织的关系式f6的值小于42时，Pb的含量优选为0.022质量％以上或0.025质量％以上。

另一方面，Pb对人体有害，且影响冲击特性、高温强度。因此，Pb含量的上限小于0.25质量％，优选为0.20质量％以下，更优选为0.15质量％以下，最优选为0.10质量％以下。

(P)

P与Sn相同地大幅提高尤其在恶劣环境下的耐脱锌腐蚀性、耐应力腐蚀破裂性。

P与Sn相同地，与分布于α相的量相比，分布于κ相的量为约2倍。即，分布于κ相的P量为分布于α相的P量的约2倍。并且，P对提高α相的耐蚀性的效果显著，但单独添加P时提高κ相的耐蚀性的效果较小。但是，P通过与Sn共存，能够提高κ相的耐蚀性。另外，P几乎不改善γ相的耐蚀性。并且，在κ相中含有P会略微提高κ相的切削性。通过一同添加Sn和P，更有效地提高κ相的切削性。

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

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

(Sb、As、Bi)

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

为了通过含有Sb来提高耐蚀性，需要含有超过0.02质量％的Sb，优选含有0.03质量％以上的量的Sb。另一方面，即使含有0.08质量％以上的Sb，耐蚀性提高的效果也会饱和，γ相反而增加，因此Sb的含量小于0.08质量％，优选小于0.07质量％。

并且，为了通过含有As来提高耐蚀性，需要含有超过0.02质量％的As，优选含有0.03质量％以上的量的As。另一方面，即使含有0.08质量％以上的As，耐蚀性提高的效果也会饱和，因此As的含量小于0.08质量％，优选小于0.07质量％。

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

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

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

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

(不可避免的杂质)

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

一直以来，易切削性铜合金以回收的铜合金为主原料，而非以电解铜、电解锌等优质原料为主。在该领域的下部工序(下游工序、加工工序)中，对大部分部件、零件实施切削加工，相对材料100以40～80的比例产生大量废弃的铜合金。例如可举出切屑、切边、毛边、横流道(runner)及包含制造上的不良产品等。这些废弃的铜合金成为主原料。若切削的切屑等的分离不充分，则从其他易切削性铜合金混入Pb、Fe、Se、Te、Sn、P、Sb、As、Bi、Ca、Al、Zr、Ni及稀土类元素。并且，切削切屑中含有从工具混入的Fe、W、Co、Mo等。由于废料中含有电镀的产品，因此会混入Ni、Cr。纯铜系废料中混入Mg、Fe、Cr、Ti、Co、In、Ni。从资源的再利用方面以及成本问题考虑，在至少不对特性产生不良影响的范围内，含有这些元素的切屑等废料在一定限度内被用作原料。根据经验，Ni大多从废料等中混入，Ni的量被允许到小于0.06质量％，优选小于0.05质量％。Fe、Mn、Co、Cr等与Si形成金属间化合物，在某些情况下与P形成金属间化合物，从而影响切削性。因此，Fe、Mn、Co、Cr各自的量优选小于0.05质量％，更优选小于0.04质量％。Fe、Mn、Co及Cr的总量也优选小于0.08质量％。该总量更优选小于0.07质量％，进一步优选小于0.06质量％。作为其他元素的Al、Mg、Se、Te、Ca、Zr、Ti、In、W、Mo、B、Ag及稀土类元素各自的量优选小于0.02质量％，进一步优选小于0.01质量％。

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

(组成关系式f0)

组成关系式f0、f1、f2为表示组成与金属组织之间的关系的公式，即使各元素在本实施方式中规定的范围内，如果不满足这些组成关系式f0、f1、f2，则也无法一定满足本实施方式设为目标的各种特性。其中，当超过本实施方式中规定的成分浓度范围时，基本上无法适用上述组成关系式。

组成关系式f0影响构成金属组织的相。求出P、Pb各自的含量乘以0.5的系数而得的值与作为除去Zn、Sn以外的主要成分的Cu、Si的含量的总计。从该总计减去系数75.5。Sn的含量相对于该计算值的比率(百分率)为组成关系式f0。

为了发挥Sn的效果，至少大致除去Zn、Sn以外的主要成分(Cu和Si)的含量的总计超过75.5质量％的浓度为讨论的对象。分母的数字表示有效作用于Sn的除去Zn、Sn以外的主要成分的含量。

Sn的含量相对于上述分母值的比率(百分率)为组成关系式f0，该分母值从大致除去Zn、Sn以外的主要成分的总含量减去75.5而得。若该组成关系式f0小于1.0，则表示对耐蚀性有效的Sn并未充分含有于κ相中，即，耐蚀性的提高不充分。并且，根据其他成分，切削性也成为问题。另一方面，若组成关系式f0超过3.7，则表示虽然κ相中含有所需量的Sn，但γ相的形成更占优势，在耐蚀性、冲击特性等上存在问题。因此，组成关系式f0为1.0以上且3.7以下。该组成关系式f0的下限优选为1.1以上，进一步优选为1.2以上。组成关系式f0的上限优选为3.4以下，进一步优选为3.0以下。另外，关于作为选择元素的As、Sb、Bi及另外规定的不可避免的杂质，综合考虑它们的含量，几乎不影响组成关系式f0，因此在组成关系式f0中并未规定。

(组成关系式f1)

组成关系式f1为表示组成与金属组织之间的关系的公式，即使各元素的量在上述规定的范围内，如果不满足该组成关系式f1，则无法满足本实施方式作为目标的各种特性。组成关系式f1中，Sn被赋予较大系数-8.5。若组成关系式f1小于78.5，则γ相增加，并且，所存在的γ相的形状变长，耐蚀性、冲击特性、高温特性变差。因此，组成关系式f1的下限为78.5以上，优选为78.8以上，更优选为79.2以上。随着组成关系式f1成为更优选的范围，γ相的面积率减小，即使存在γ相，γ相也有被分割的倾向，耐蚀性、冲击特性、延展性、常温下的强度、高温特性进一步提高。

另一方面，组成关系式f1的上限主要影响κ相所占的比例，若组成关系式f1大于83.0，则κ相所占的比例变得过多。并且，μ相变得容易析出。若κ相和μ相过多，则切削性反而下降，冲击特性、延展性、高温特性、热加工性及耐蚀性变差。因此，组成关系式f1的上限为83.0以下，优选为81.7以下，更优选为81.0以下。

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

(组成关系式f2)

组成关系式f2为表示组成与加工性、各种特性、金属组织之间的关系的公式。若组成关系式f2小于61.8，则金属组织中的γ相所占的比例增加，包括β相和μ相在内容易出现其他金属相，并且容易残留，从而耐蚀性、冲击特性、冷加工性、高温下的蠕变特性变差。并且，在热锻时晶粒变得粗大，且容易产生破裂。因此，组成关系式f2的下限为61.8以上，优选为62.0以上，更优选为62.2以上。

另一方面，若组成关系式f2超过63.7，则热变形阻力增大，热变形能力下降，热挤出材料和热锻品可能会产生表面破裂。虽然也与热加工率和挤出比有关，但例如进行约630℃的热挤出、热锻(均为刚进行热加工后的材料温度)的热加工很困难。并且，容易出现与热加工方向平行的方向的长度超过300μm，且宽度超过100μm这样的粗大的α相，切削性下降，α相和存在于κ相的边界的γ相的长边的长度变长，强度也降低。并且，凝固温度的范围即(液相线温度-固相线温度)会超过50℃，铸造时的缩孔(shrinkage cavities)变得显著，无法得到无疵铸件(sound casting)。因此，组成关系式f2的上限为63.7以下，优选为63.5以下，更优选为63.4以下。

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

(与专利文献的比较)

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

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

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

[表1]

＜金属组织＞

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

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

在此，各相的组成的数值根据合金的组成及各相的占有面积率而变动，可以说如下。

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

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

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

另外，包括日本在内世界各地的饮用水的水质多种多样，并且其水质逐渐成为铜合金容易腐蚀的水质。例如从对人体的安全性问题考虑，虽然具有上限，但以消毒为目的的残留氯的浓度增加，作为自来水管用器具的铜合金成为容易腐蚀的环境。如还包含所述汽车零件、机械零件、工业用配管的部件的使用环境那样，关于夹杂许多溶液的使用环境下的耐蚀性，也可以说与饮用水相同。

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

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

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

另外，以下，各相所占的比例(存在比例)的单位为面积率(面积％)。

(γ相)

γ相为最有助于Cu-Zn-Si合金的切削性的相，但为了使恶劣环境下的耐蚀性、强度、高温特性、冲击特性优异，不得不限制γ相。此外，为了使耐蚀性优异，需要含有Sn，但含有Sn会进一步增加γ相。为了同时满足这些矛盾的现象即切削性和耐蚀性，限定了Sn的含量、组成关系式f0、f1、f2、后述组织关系式及制造工艺。

(β相及其他相)

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

β相所占的比例至少需要设为0％以上且0.5％以下，优选为0.1％以下，最优选为不存在β相。

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

首先，为了得到优异的耐蚀性，需要将γ相所占的比例设为0％以上且2.0％以下，并且将γ相的长边的长度设为50μm以下。

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

γ相所占的比例优选为1.5％以下，进一步优选设为1.0％以下，最优选为0.5％以下。虽然根据Pb的含量和κ相的量而不同，但例如当Pb的含量为0.04质量％以下，或κ相所占的比例为40％以下时，以0.1％以上且0.5％以下的量存在的γ相对耐蚀性等各种特性的影响更小，能够提高切削性。

由于γ相的长边的长度影响耐蚀性，因此γ相的长边的长度优选为40μm以下，进一步优选为30μm以下，最优选为20μm以下。

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

γ相所占的比例及γ相的长边的长度与Cu、Sn、Si的含量及组成关系式f0、f1、f2具有很大关连。另外，关于耐蚀性，若综合考虑组成、对耐蚀性的影响度、切削性及其他特性，则γ相最好为0.1％以上且0.5％以下。即使存在少量γ相，对耐蚀性等的影响也较小，总体上γ相所占的比例最优选为0.1～0.5％。

并且，若γ相变得越多，则延展性、冲击特性、高温强度、耐应力腐蚀破裂性变得越差，因此γ相需要为2.0％以下，优选为1.5％以下，更优选为1.0％以下，最优选为0.5％以下。存在于金属组织中的γ相在负载有高应力时成为应力集中源。并且，结合γ相的晶体结构为BCC的情况，高温强度降低，且冲击特性、耐应力腐蚀破裂性降低。

γ相的形状不仅影响耐蚀性，还影响各种特性。长边的长度较长的γ相主要存在于α相与κ相的边界，因此延展性降低，冲击特性变差。并且，容易成为应力集中源，且助长相边界的滑移，因此容易发生因高温蠕变引起的变形，容易产生应力腐蚀破裂。

(μ相)

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

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

(κ相)

在近年来的高速切削条件下，包括切削阻力、切屑排出性在内的材料的切削性能非常重要。但是，在将具有最优异的切削性功能的γ相所占的比例限制在2.0％以下的状态下，为了具备尤其优异的切削性，需要将κ相所占的比例至少设为36％以上。该κ相是指含有Sn且切削性得到提高的κ相。κ相所占的比例优选为40％以上，进一步优选为42％以上。并且，若κ相所占的比例适当，则耐蚀性、高温特性变得良好。

另一方面，若比α相硬的κ相过多，则切削性反而变差，冷加工性、延展性、冲击特性、热加工性也变差。即，存在κ相所占的比例的上限，需要适量的α相。切削性能自身较差，但适量的软质α相起到缓冲材料的作用，也提高切削性能。同样地，也改善冷加工性、延展性、冲击特性及热加工性。因此，κ相所占的比例为72％以下。κ相比α相硬，因此通过设为α相与κ相的混合组织来实现高强度化。然而，仅通过硬度无法获得高抗拉强度。抗拉强度通过硬度与延展性之间的平衡来确定。若κ相所占的比例超过75％，则硬度增加，但变得缺乏延展性，抗拉强度饱和而降低。κ相所占的比例优选为67％以下，更优选为62％以下。另一方面，若κ相所占的比例(κ相率)小于36％，则抗拉强度有时会降低。因此，κ相所占的比例为36％以上，优选为40％以上。

另外，是否出现粗大的α相与关系式f0、f2相关。详细而言，若f2的值超过63.7，则容易出现粗大的α相。若f0的值小于1.0，则容易出现粗大的α相。随着粗大的α相的出现，抗拉强度降低，切削性变差。

(组织关系式f3、f4、f5、f6)

并且，为了得到优异的耐蚀性、冲击特性及高温强度，需要α相、κ相所占的比例的总计(组织关系式f3＝(α)+(κ))为96.5％以上。该f3的值优选为97.5％以上，最优选为98％以上。同样地，α相、κ相、γ相、μ相所占的比例的总计(组织关系式f4＝(α)+(κ)+(γ)+(μ))为99.4％以上，优选为99.6％以上。

此外，需要γ相、μ相所占的比例的总计(f5＝(γ)+(μ))为3.0％以下。f5的值优选为2.0％以下，更优选为1.5％以下，最优选为1.0％以下。

在此，在金属组织的关系式f3～f6中，以α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相这10种金属相为对象，金属间化合物、Pb粒子、氧化物、非金属夹杂物、未熔解物质等不作为对象。并且，需要掺加通过Si及不可避免地混入的元素(例如Fe、Co、Mn、P)形成的金属间化合物的量。考虑对切削性和各种特性的影响，Fe、Co、Mn、P与Si的金属间化合物的量以面积率计，优选设为0.5％以下，该金属间化合物的面积率更优选为0.3％以下。

(组织关系式f6)

本实施方式的合金中，在Cu-Zn-Si合金中尽管将Pb的含量维持在最小限度，切削性也良好，而且尤其需要满足所有优异的耐蚀性、冲击特性及高温强度。然而，切削性与优异的耐蚀性、冲击特性是矛盾的特性。

从金属组织方面考虑，包含越多的切削性能最优异的γ相，切削性越佳，但从耐蚀性、冲击特性及其他特性方面考虑，不得不减少γ相。得知了当γ相所占的比例为2.0％以下时，为了得到良好的切削性，需要根据实验结果将上述组织关系式f6的值设在适当的范围内。

γ相的切削性能最优异，但尤其当含有少量的γ相时，即γ相的面积率为2.0％以下时，将与κ相所占的比例((κ))相比6倍高的系数赋予到γ相所占的比例((γ)(％))的平方根的值。为了得到良好的切削性能，需要组织关系式f6为38以上。该f6的值优选为42以上，进一步优选为45以上。当组织关系式f6的值为38～42时，为了得到优异的切削性能，优选Pb的含量为0.022质量％以上或者κ相中所含的Sn的量为0.11质量％以上。

另一方面，若组织关系式f6超过80，则κ相变得过多，切削性再度变差，并且冲击特性也变差。因此，需要组织关系式f6为80以下。f6的值优选为72以下，进一步优选为67以下。

(κ相中所含的Sn、P的量)

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

本实施方式的合金中，Sn的含量为0.07～0.28质量％时，且将分布于α相的Sn量设为1时，Sn以于κ相中约1.5、于γ相中约15、于μ相中约2的比例被分布。例如，在本实施方式的合金的情况下，在含有0.2质量％的Sn的Cu-Zn-Si合金中α相所占的比例为50％、κ相所占的比例为49％、γ相所占的比例为1％时，α相中的Sn浓度为约0.14质量％，κ相中的Sn浓度为约0.21质量％，γ相中的Sn浓度为约2.1质量％。另外，若γ相的面积率大，则γ相中耗费的(消耗的)Sn的量增加，分布于κ相、α相的Sn的量减少。因此，若γ相的量减少，则如后述那样Sn有效地利用于耐蚀性、切削性中。

另一方面，将分布于α相的P量设为1时，P以于κ相中约2、于γ相中约3、于μ相中约3的比例被分布。例如，在本实施方式的合金的情况下，在含有0.1质量％的P的Cu-Zn-Si合金中α相所占的比例为50％、κ相所占的比例为49％、γ相所占的比例为1％时，α相中的P浓度为约0.06质量％，κ相中的P浓度为约0.13质量％，γ相中的P浓度为约0.18质量％。

Sn、P这两者提高α相、κ相的耐蚀性，但与α相中所含的Sn、P的量相比，κ相中所含的Sn、P的量分别约1.5倍、约2倍。即，κ相中所含的Sn量为α相中所含的Sn量的约1.5倍，κ相中所含的P量为α相中所含的P量的约2倍。因此，κ相的耐蚀性的提高程度优于α相的耐蚀性的提高程度。其结果，κ相的耐蚀性接近α相的耐蚀性。另外，通过一同添加Sn和P，尤其可提高κ相的耐蚀性，但包括含量的不同在内，Sn对耐蚀性的贡献度大于P。

当Sn的含量小于0.07质量％时，κ相的耐蚀性、耐脱锌腐蚀性比α相的耐蚀性、耐脱锌腐蚀性差，因此在恶劣的水质下，κ相有时会选择性地被腐蚀。Sn在κ相中的较多分布会提高耐蚀性比α相差的κ相的耐蚀性，使含有一定浓度以上的Sn的κ相的耐蚀性接近α相的耐蚀性。同时，在κ相中含有Sn时具有提高κ相的切削性功能的效果。为此，κ相中的Sn浓度优选为0.08质量％以上，更优选为0.09质量％以上，进一步优选为0.11质量％以上。通过增加κ相中的Sn浓度，提高κ相的切削性功能。

另一方面，Sn大多分布于γ相，但即使在γ相中含有大量的Sn，也主要因γ相的晶体结构为BCC结构，而γ相的耐蚀性几乎不会提高。不仅如此，若γ相所占的比例较多，则分布于κ相的Sn的量减少，因此κ相的耐蚀性不会提高。若κ相中分布有大量的Sn，则κ相的切削性能提高，从而能够补偿γ相的切削性的损失量。于κ相中含有规定量以上的Sn的结果，认为κ相自身的切削性功能、切屑的分割性能得到提高。其中，若κ相中的Sn浓度超过0.45质量％，则合金的切削性提高，但κ相的延展性开始受损。因此，κ相中的Sn浓度的上限优选为0.45质量％以下，更优选为0.40质量％以下，进一步优选为0.36质量％以下。

与Sn相同地，若P大多分布于κ相，则耐蚀性提高并且有助于提高κ相的切削性。其中，当含有过量的P时，耗费在形成Si的金属间化合物中而使特性变差，或者过量的P的固熔使冲击特性和延展性受损。κ相中的P浓度的下限值优选为0.07质量％以上，更优选为0.08质量％以上。κ相中的P浓度的上限优选为0.22质量％以下，更优选为0.2质量％以下。

＜特性＞

(常温强度及高温强度)

作为包括饮用水的阀、器具、汽车在内的各种领域中所需的强度，注重适用于压力容器的裂断应力(breaking stress)的抗拉强度。并且，例如在靠近汽车的发动机室的环境下使用的阀或高温/高压阀，于最高150℃的温度环境下使用，但此时当然会要求在施加有应力和荷载时难以变形。

为此，作为热加工材料的热挤出材料及热锻材料优选常温下的抗拉强度为560N/mm²以上的高强度材料。常温下的抗拉强度更优选为570N/mm²以上，进一步优选为585N/mm²以上。实质上，热锻材料一般不实施冷加工。另一方面，热被冷拉伸、拉线而强度提高。本实施方式的合金中，当实施冷加工率为15％以下时，冷加工率每上升1％，抗拉强度上升约12N/mm²。相反，冷加工率每减少1％，冲击特性减少约4％。例如，当对抗拉强度为590N/mm²、冲击值为20J/cm²的热挤出材料实施冷加工率5％的冷拉伸来制作冷时，冷的抗拉强度为约650N/mm²，冲击值为约16J/cm²。若冷加工率不同，则抗拉强度、冲击值不能唯一确定。

关于作为强度尺度的抗拉强度和表示韧性的冲击特性，例如当(抗拉强度)×(1+0.12×(冲击强度)^1/2)为830以上时，可以说是具备高强度和韧性/延展性的铜合金。

关于高温强度(高温蠕变强度)，在负载有相当于室温的0.2％屈服强度的应力的状态下将合金于150℃下曝露100小时之后的蠕变应变，优选为0.4％以下。该蠕变应变更优选为0.3％以下，进一步优选为0.2％以下。该情况下，即使曝露于高温也难以变形，高温强度优异。

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

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

(耐冲击性)

通常，在材料具有高强度时变脆。据说在切削时切屑的分割性优异的材料具有某种脆性。冲击特性与切削性和强度是在某些方面矛盾的特性。

然而，当铜合金使用于阀、接头等饮用水器具、汽车零件、机械零件、工业用配管等各种部件时，铜合金不仅需要为高强度，还需要一定程度的耐冲击的特性。具体而言，用U形凹口试验片进行夏比冲击试验时，夏比冲击试验值优选为12J/cm²以上，更优选为15J/cm²以上。本实施方式的合金涉及切削性优异的合金，即使考虑到用途，也不需要夏比冲击试验值超过50J/cm²。若夏比冲击试验值超过50J/cm²，则韧性增加，即材料的粘性增加，切削阻力增大，切屑变得容易连接等切削性变差。因此，夏比冲击试验值优选为50J/cm²以下。

本实施方式的合金的冲击特性也与金属组织有密切的关系，γ相使冲击特性变差。并且，若μ相存在于α相的晶界、α相、κ相、γ相的相边界，则晶界及相边界变脆而冲击特性变差。

研究结果得知，若在晶界、相边界存在长边的长度超过25μm的μ相，则冲击特性尤其变差。因此，所存在的μ相的长边的长度为25μm以下，优选为15μm以下，更优选为5μm以下，进一步优选为4μm以下，最优选为2μm以下。并且，同时与α相和κ相相比，存在于晶界的μ相在恶劣环境下容易被腐蚀而产生晶界腐蚀，并且使高温特性变差。当然，γ相的长边的长度越长，越降低冲击特性。

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

＜制造工艺＞

接着，对本发明的第1、2实施方式所涉及的易切削性铜合金的制造方法进行说明。

本实施方式的合金的金属组织不仅在组成中发生变化，而且在制造工艺中也发生变化。不仅受到热挤出、热锻的热加工温度的影响，而且热加工后的冷却过程中的平均冷却速度也会带来影响。进行深入研究的结果得知，在热加工后的冷却过程中，金属组织较大地受到470℃至380℃的温度区域的冷却速度的影响。并且，得知金属组织还较大地受到加工工序后的低温退火工序的温度、加热时间的影响。

(熔解铸造)

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

(热加工)

作为热加工，可举出热挤出、热锻。

关于热挤出，虽然根据设备能力而不同，但优选在实际进行热加工时的材料温度、具体而言刚通过挤出模后的温度(热加工温度)为600～740℃的条件下实施热挤出。若在超过740℃的温度下进行热加工，则在塑性加工时形成许多β相，有时β相会残留，γ相也有较多残留，从而对冷却后的构成相产生不良影响。具体而言，与在740℃以下的温度下进行热加工时相比，γ相增加或β相残留。在某些情况下会发生热加工破裂。另外，热加工温度优选为690℃以下，更优选为645℃以下。热加工温度对γ相的生成、残留有较大影响

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

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

考虑可实测的测定位置，热加工温度设为以下的温度。在热挤出情况下，测定进行热挤出后约3秒后的挤出材料的温度，并将铸锭(小坯(billet))挤出约50％至挤出结束为止的挤出材料的平均温度定义为热加工温度(热挤出温度)。热挤出在实际使用生产上重要的是，是否能够挤出到最后，挤出的后半部分的材料温度很重要。在热锻情况下，将可实测的刚进行锻造后约3秒后的锻造品的温度定义为热加工温度(热锻温度)。在金属组织方面，刚承受较大的塑性变形后的温度对相结构有较大影响，是重要的。

热加工温度有时设为小坯的表面温度，但由于表面与内部的温度差、小坯加热后至挤出之前的时间根据设备的配置和操作状况而发生变化，因此本实施方式中不予采用。

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

相对于此，本实施方式中，如果以缓慢的平均冷却速度进行冷却，则与现有合金不同，α相、κ相的量减少，μ相增加。详细而言，若470℃至370℃的温度区域的平均冷却速度较慢，则以α相的晶界、α相与κ相的相边界为中心而生成μ相并生长。因此，α相的减少量增加。

(热锻)

热锻的原材料主要使用热挤出材料，但也可以使用连续铸造棒。与热挤出相比，热锻中加工成复杂的形状，因此锻造前的原材料的温度较高。但是，成为锻造品的主要部位的施加有大塑性加工的热锻材料的温度即自锻造后约3秒后的材料温度秒后的材料温度与挤出材料相同地从600℃达到740℃。而且，在热锻后进行冷却时，将470℃至380℃的温度区域的平均冷却速度设为2.5℃/分钟以上且500℃/分钟以下。470℃至380℃的温度区域的平均冷却速度优选为4℃/分钟或5℃/分钟以上，更优选为8℃/分钟以上。由此，防止μ相增加。

另外，热锻原材料为热挤出棒，只要是预先具有较少的γ相的金属组织，则即使热锻温度高，其金属组织也得以维持。

此外，在进行冷却时，优选将锻造材料的温度为575℃至510℃的温度区域的平均冷却速度设为0.1℃/分钟以上且2.5℃/分钟以下。如此，在该温度域内，优选以更慢的平均冷却速度进行冷却。由此，减少γ相的量，缩短γ相的长边的长度，从而能够提高耐蚀性、冲击特性及高温特性。从经济性考虑，575℃至510℃的温度区域的平均冷却速度的下限值设为0.1℃/分钟以上，若平均冷却速度超过2.5℃/分钟，则γ相的量的减少变得不充分。更优选的条件是将575℃至510℃的温度区域的平均冷却速度设为1.5℃/分钟以下，接着加快470℃至380℃的温度区域的平均冷却速度而设为4℃/分钟以上或5℃/分钟以上。

关于本实施方式的合金的金属组织，在制造工序中重要的是，在热加工后的冷却过程中470℃至380℃的温度区域的平均冷却速度。若平均冷却速度慢于2.5℃/分钟，则μ相所占的比例增大。μ相主要以晶界、相边界为中心而形成。在恶劣环境下，μ相比α相、κ相的耐蚀性差，因此成为μ相的选择腐蚀和晶界腐蚀的原因。并且，与γ相相同地，μ相成为应力集中源或成为晶界滑移的原因，降低冲击特性和高温强度。优选在热加工后的冷却中，470℃至380℃的温度区域的平均冷却速度为2.5℃/分钟以上，优选为4℃/分钟以上，更优选为8℃/分钟以上，进一步优选为12℃/分钟以上，最优选为15℃/分钟以上。在热加工后，材料温度从580℃以上的高温急冷时，例如，若以超过500℃/分钟的平均冷却速度进行冷却，则残留许多β相、γ相。因此，需要将470℃至380℃的温度区域的平均冷却速度设为500℃/分钟以下。该温度区域的平均冷却速度优选为300℃/分钟以下，更优选为200℃/分钟以下。

若用2000倍或5000倍的电子显微镜观察金属组织，则μ相是否存在的边界的平均冷却速度在470℃至380℃的温度区域为8℃/分钟。尤其对所述各种特性影响较大的临界的平均冷却速度在470℃至380℃的温度区域为2.5℃/分钟或4℃/分钟。

即，若470℃至380℃的温度区域的平均冷却速度慢于8℃/分钟，则析出于晶界的μ相的长边的长度约超过1μm，随着平均冷却速度变慢而进一步生长。若平均冷却速度约慢于4℃/分钟，则μ相的长边的长度约超过4μm或5μm，有时会影响到耐蚀性、冲击特性及高温特性。若平均冷却速度约慢于2.5℃/分钟，则μ相的长边的长度约超过10或15μm，在某些情况下会约超过25μm。若μ相的长边的长度约达到10μm，则在1000倍的金属显微镜中能够区分μ相与晶界，从而能够进行观察。另一方面，平均冷却速度的上限虽然根据热加工温度等而不同，但若平均冷却速度过快，则高温下形成的构成相直接维持至常温，κ相增加，影响耐蚀性、冲击特性的β相、γ相增加。因此，主要来自580℃以上的温度区域的平均冷却速度是重要的，但需要将470℃至380℃的温度区域的平均冷却速度设为500℃/分钟以下，该平均冷却速度优选为300℃/分钟以下。

(冷加工工序)

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

(低温退火)

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

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

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

通过这种制造方法来制造本发明的第1、2实施方式所涉及的易切削性铜合金。热加工工序和低温退火工序中的任一工序满足上述条件即可，也可以利用上述条件实施热加工工序和低温退火工序这两者。

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

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

实施例

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

(实施例1)

＜实际操作实验＞

利用在实际操作中使用的低频熔炉及半连续铸造机实施了铜合金的试制试验。表2中示出合金组成。另外，由于使用了实际操作设备，因此在表2所示的合金中也对杂质进行了测定。并且，制造工序为表5～表7所示的条件。

(工序No.A1～A6、AH1～AH5)

利用实际操作的低频熔炉及半连续铸造机制造了直径240mm的小坯。原料使用了依照实际操作的原料。将小坯切割成800mm的长度并进行了加热。进行热挤出而作成直径25.5mm的圆棒状并卷绕成线圈(挤出材料)。在小坯的约50％热挤出的部位至最后挤出的部位，使用辐射温度计进行了温度的测定。从挤出机卷绕到线圈大约需要3秒钟的时间，测定该时点上的材料温度，从而求出了从挤出中间至最终的平均挤出温度。将平均挤出温度设为热加工温度(热挤出温度)。另外，使用了Daido Steel Co.,Ltd.制造的DS-06DF型辐射温度计。

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

575℃至510℃的温度区域的平均冷却速度及470℃至380℃的温度区域的平均冷却速度，通过调整冷却风扇及保持卷绕线圈材料的温度等来调整为表5所示的条件。

对所得的直径25.5mm的圆棒实施冷加工率为约5％的冷拉伸，然后进行矫正而使直径成为25mm(复合拉伸、矫正)。

另外，在下表中，用“○”表示进行了复合拉伸、矫正的情况，用“-”表示未进行的情况。

(工序No.B1～B3、BH1～BH3)

将工序No.A1中得到的棒材切割成3m的长度。接着，在截面为H形状且底面的平坦度优异的(每1m弯曲0.1mm以下)模板上排列，并以矫正目的进行了低温退火。利用表5所示的条件来进行了低温退火。

另外，表中的条件式的值为下述式的值。

(条件式)＝(T-220)×(t)^1/2

T：温度(材料温度)(℃)、t：加热时间(分钟)

(工序No.C1～C2、CH1)

利用实际操作的低频熔炉及半连续铸造机制造了直径240mm的铸锭(小坯)。原料使用了依照实际操作的原料。将小坯切割成500mm的长度并进行了加热。而且，进行热挤出而作成直径50mm的圆棒状挤出材料。该挤出材料以直棒形状在挤出台被挤出。该热挤出通过表5所示的3个条件中的任一条件的挤出温度来进行。使用辐射温度计测定了温度。从利用挤出机挤出的时点起约3秒后进行了温度的测定。测定小坯被挤出约50％至挤出结束为止的挤出材料的温度，从而求出了从挤出中间至最终的平均挤出温度。将平均挤出温度设为热加工温度(热挤出温度)。

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

挤出后，575℃至510℃的温度区域的平均冷却速度为25℃/分钟，470℃至380℃的温度区域的平均冷却速度为15℃/分钟(挤出材料)。

(工序No.D1～D8、DH1～DH2、热锻)

将在工序No.C1～C2、CH1中得到的直径50mm的圆棒切割成200mm的长度。横向放置该圆棒，使用热锻压能力150吨的压机锻造成厚度成为16mm。刚热锻成规定的厚度之后约经过3秒后，使用辐射温度计进行了温度的测定。

确认到热锻温度(热加工温度)为表6所示的温度±5℃的范围(在(表6所示的温度)-5℃～(表6所示的温度)+5℃的范围内)。热锻通过将锻造温度设为恒定，并改变575℃至510℃的温度区域的平均冷却速度和470℃至380℃的温度区域的平均冷却速度来实施。另外，工序No.D7中，为了在热锻后去除残余应力，利用表6所示的条件实施了低温退火。

(工序No.G)

进行热挤出，得到了对边距离17.8mm的六角棒。该六角棒与工序No.C1相同地在挤出台被挤出。接着，进行拉伸/矫正，从而成为对边距离17mm的六角棒。如表7所示，挤出温度为640℃，575℃至510℃的温度区域的平均冷却速度为20℃/分钟，470℃至380℃的温度区域的平均冷却速度为25℃/分钟。

＜实验室实验＞

使用实验室设备实施了铜合金的原型试验。表3及表4中示出合金组成。另外，剩余部分为Zn及不可避免的杂质。表2所示的组成的铜合金也用于实验室实验中。并且，制造工序设为表8及表9所示的条件。

(工序No.E1、E2)

在实验室以规定的成分比熔解了原料，将熔液浇铸于直径100mm、长度180mm的金属模中，实施切削加工直至直径成为95mm，从而制作出小坯。将该小坯进行加热，并挤出成直径25mm及直径40mm的圆棒。使用辐射温度计测定了从挤出开始时点起约3秒后的材料的温度。测定小坯被挤出约50％至挤出结束为止的挤出材料的温度，从而求出了从挤出中间至最终的平均挤出温度。如表8所示，575℃至510℃的温度区域的平均冷却速度为25℃/分钟或20℃/分钟。470℃至380℃的温度区域的平均冷却速度为20℃/分钟或15℃/分钟。接着，对挤出材料进行了矫正。

(工序No.F1)

将在工序No.E2中得到的直径40mm的圆棒(铜合金棒)切割成200mm的长度。横向放置该圆棒，使用热锻压能力150吨的压机锻造成厚度成为16mm。刚热锻成规定的厚度之后约经过3秒后，使用辐射温度计进行了温度的测定。确认到热锻温度为表9所示的温度±5℃的范围(在(表9所示的温度)-5℃～(表9所示的温度)+5℃的范围内)。将575℃至510℃的温度区域的平均冷却速度设为20℃/分钟。将470℃至380℃的温度区域的平均冷却速度设为20℃/分钟。

(工序No.F2)

针对直径40mm的连续铸造棒，以与工序No.F1相同的条件实施了热锻。

[表2]

[表3]

[表4]

[表5]

[表6]

[表7]

[表8]

[表9]

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

(金属组织的观察)

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

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

使用金属显微镜，主要以500倍的倍率观察了金属组织，并且根据金属组织的状况而以1000倍观察了金属组织。使用5个视场或10个视场的显微照片，通过图像处理软件“WinROOF2013”将金属组织进行二值化，从而求出了各相的面积率。详细而言，关于各相，求出5个视场或10个视场的面积率的平均值，并将平均值设为各相的相比率。而且，将所有构成相的面积率的总计设为100％。

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

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

当相的识别困难时，通过FE-SEM-EBSP(电子背散射衍射图案(Electron BackScattering Diffracton Pattern))法，以500倍或2000倍的倍率对相进行了指定。

并且，在改变平均冷却速度的实施例中，为了确认主要在晶界析出的μ相的有无，使用JEOL Ltd.制造的JSM-7000F来拍摄二次电子像，并以2000倍或5000倍的倍率确认了金属组织。当未能用500倍或1000倍的金属显微照片确认到μ相时，即使能够用2000倍或5000倍的二次电子像确认到μ相，也未计算在面积率内。即，被2000倍或5000倍的二次电子像观察到但未能在500倍或1000倍的金属显微照片中确认的μ相并未包含在μ相的面积率内。这是因为，无法用金属显微镜确认的μ相主要长边的长度为约5μm以下、宽度为约0.5μm以下，因此对面积率的影响较小。另外，当未能以500倍或1000倍确认到μ相，但以更高的倍率测定出μ相的长边的长度时，在表中的测定结果中μ相的面积率虽然为0％，但仍记载有μ相的长边的长度。

(μ相的观察)

使用JEOL Ltd.制造的场致发射型电子显微镜“JSM-7000F”进行了μ相的观察。在加速电压15kV、电流值(设定值)15的条件下，以2000倍或5000倍的倍率进行了观察。

关于μ相，若在热挤出后将470℃～380℃的温度区域以8℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却，则能够确认到μ相的存在。图1表示试验No.T05(合金No.S01/工序No.A5)的5000倍的二次电子像的一例。在α相的晶界确认到μ相析出(白灰色细长的相)。关于μ相的长边的长度，在任意5个视场中用肉眼进行判断，并通过上述方法来测定。

(κ相中所含的Sn量、P量)

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

关于试验No.T01(合金No.S01/工序No.A1)、试验No.T17(合金No.S01/工序No.BH3)、试验No.T437(合金No.S123/工序No.E1)，使用X射线微分析器对各相的Sn、Cu、Si、P的浓度进行定量分析的结果示于表10～表12。

关于μ相，测定了在视场内短边的长度较大的部分。

[表10]

试验No.T01(合金No.S01：77.5Cu-3.50Si-0.17Sn-0.09P/工序No.A1)

(质量％)

	Cu	Si	Sn	P	Zn
						α相	77.5	2.7	0.12	0.07	剩余
α’相	77.0	2.5	0.11	0.05	剩余
						κ相	78.0	4.4	0.18	0.12	剩余
γ相	73.0	5.6	1.8	0.16	剩余
						μ相	-	-	-	-	-

[表11]

试验No.T17(合金No.S01：77.5Cu-3.50Si-0.17Sn-0.09P/工序No.BH3)

(质量％)

	Cu	Si	Sn	P	Zn
						α相	77.5	2.6	0.12	0.06	剩余
α’相	77.5	2.5	0.10	0.05	剩余
						κ相	78.0	4.2	0.19	0.12	剩余
γ相	73.5	5.6	1.7	0.16	剩余
						μ相	81.5	7.5	0.25	0.20	剩余

[表12]

试验No.T437(合金No.S123：77.0Cu-3.18Si-0.17Sn-0.09P/工序No.E1)

(质量％)

	Cu	Si	Sn	P	Zn
						α相	77.0	2.6	0.10	0.06	剩余
α’相	76.0	2.4	0.09	0.04	剩余
						κ相	77.5	4.1	0.15	0.10	剩余
γ相	72.5	5.8	1.5	0.15	剩余

由上述测定结果得到如下见解。

1)根据合金组成而分布于各相的浓度略有不同。

2)Sn在κ相中的分布为α相的约1.5倍。

3)γ相的Sn浓度为α相的Sn浓度的约15倍。

4)与α相的Si浓度相比，κ相、γ相、μ相的Si浓度分别为约1.6倍、约2.1倍、约2.8倍。

5)μ相的Cu浓度高于α相、κ相、γ相。

6)若γ相的比例增加，则α相、κ相的Sn浓度必然减少。具体而言，虽然是相同的Sn含量，但与γ相率为约3.7％的情况相比，在γ相率为约1％的情况下，α相、κ相的Sn浓度多约20％(1.2倍)。进而预测为若γ相率增加则α相、κ相的Sn浓度减少。

7)P在κ相中的分布为α相的约2倍。

8)γ相的P浓度为α相的P浓度的约3倍。

(机械特性)

(抗拉强度)

将各试验材料加工成JIS Z 2241的10号试验片，从而进行了抗拉强度的测定。如果热挤出材料或热锻材料的抗拉强度为560N/mm²以上(优选为570N/mm²以上，更优选为585N/mm²以上)，则在易切削性铜合金中也为最高水准，能够实现在各领域中使用的部件的薄壁化/轻量化。

另外，抗拉试验片的完工面粗糙度影响伸长率和抗拉强度。因此，以抗拉试验片的标点间任意位置的每基准长度4mm的表面粗糙度满足下述条件的方式制作出抗拉试验片。并且，所使用的试验机为SHIMADZU CORPORATION制造的万能试验机(AG-X)。

(抗拉试验片的表面粗糙度的条件)

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

(高温蠕变)

根据各试验片制作出JIS Z 2271的直径10mm的带法兰的试验片。测定了在将相当于室温的0.2％屈服强度的荷载施加于试验片的状态下，于150℃下经过100小时后的蠕变应变。以常温下的标点间的伸长率施加相当于0.2％的塑性变形的荷载，如果在施加了该荷载的状态下将试验片于150℃下保持100小时之后的蠕变应变为0.4％以下，则为良好。如果该蠕变应变为0.3％以下，则为铜合金中的最高水准，例如，能够在高温下使用的阀、靠近发动机室的汽车零件中，用作可靠性高的材料。

(冲击特性)

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

另外，作为参考也可使用V凹口形状的试验片试验片，用V凹口试验片和U形凹口试验片进行时的冲击值的关系大致如下。

(V凹口冲击值)＝0.8×(U形凹口冲击值)-3

(切削性)

作为切削性的评价，如下对使用了车床的切削试验进行了评价。

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

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

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

切削阻力还依赖于材料的强度，例如剪断应力、抗拉强度和0.2％屈服强度，具有强度越高的材料切削阻力越高的倾向。如果与含有1～4％的Pb的易切削黄铜棒的切削阻力相比，切削阻力高出约10％至约20％的程度，则在实际使用上被充分容许。本实施方式中，以130N为界(边界值)来对切削阻力进行了评价。详细而言，若切削阻力小于130N，则评价为切削性优异(评价：○)。若切削阻力为130N以上且小于145N，则将切削性评价为“尚可(△)”。若切削阻力为145N以上，则将切削性评价为“不良(×)”。另外，对58质量％Cu-42质量％Zn合金实施工序No.F1来制作试样并进行了评价的结果，切削阻力为185N。

(热加工试验)

将直径50mm或直径25.5mm的棒材通过切割而使其直径为15mm，并切割成长度25mm来制作出试验材料。首先，将试验材料于720℃或635℃下保持了10分钟。材料温度在720℃和635℃这两个条件中的任一条件±3℃(720℃时为717～723℃的范围，635℃时为632～638℃的范围)下保持了10分钟。接着，纵向放置试验材料，并使用热压缩能力为10吨且并设有电炉的Amsler试验机，在应变速度0.04/秒、加工率80％下进行高温压缩，从而使厚度成为5mm。

作为试验材料，使用了A工序材料、C工序材料、E工序材料。并且，将在工序No.F2中用作热锻原材料的连续铸造棒称为“F2工序品”，并用作试验材料。例如，在试验No.T34(工序No.F2)中，对用作热锻原材料的连续铸造棒的热加工性进行了评价，而非最终产品。

关于热加工性的评价，当使用10倍倍率的放大镜观察到0.2mm以上开口的破裂时，判断为产生破裂。将在720℃、635℃这两个条件下均未产生破裂的情况评价为“○”(good)。将在720℃下产生了破裂但在635℃下未产生破裂的情况评价为“△”(fair)。将在720℃下未产生破裂但在635℃下产生了破裂的情况评价为“▲”(fair)。将在720℃、635℃这两个条件下均产生破裂的情况评价为“×”(poor)。

在720℃、635℃这两个条件下均未产生破裂时，关于实际使用上的热挤出及热锻，就实施方面而言，即使发生一些材料温度下降，并且，即使金属模或铸模与材料虽是瞬时但有接触且材料的温度下降，只要在适当的温度下实施则没有问题。当在720℃和635℃中的任一温度下产生破裂时，虽然受到实际使用上的限制，但只要以更窄的温度范围进行管理，则判断为可以实施热加工。当在720℃和635℃这两种温度下均产生破裂时，判断为实际使用上存在问题。

(脱锌腐蚀试验1、2)

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

通过1200号为止的金钢砂纸对试样表面进行抛光，接着，在纯水中进行超声波清洗并用鼓风机进行干燥。之后，将各试样浸渍于所准备的浸渍液中。

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

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

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

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

试验液2为用于假设氯化物离子浓度高、pH低且硬度低的恶劣的腐蚀环境，进而在该腐蚀环境下进行加速试验的溶液。若使用该溶液，则推测加速试验将成为在该恶劣的腐蚀环境下的约30～50倍。若最大腐蚀深度为50μm以下，则耐蚀性良好。尤其在要求优异的耐蚀性时，推测最大腐蚀深度优选为35μm以下，进一步优选为25μm以下时良好。本实施例中，基于这些推测值来进行了评价。

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

在脱锌腐蚀试验2中，作为试验液2，使用了表13所示的成分的试验水。向蒸馏水中投入市售的药剂而对试验液2进行了调整。假设腐蚀性高的自来水管，并投入了氯化物离子80mg/L、硫酸根离子40mg/L及硝酸根离子30mg/L。碱度及硬度以日本一般的自来水管为基准分别调整为30mg/L、60mg/L。为了将pH降低至6.3，一边对二氧化碳进行流量调整一边进行投入，为了使溶氧浓度饱和，时常投入了氧气。水温与室温相同，于25℃下进行。如此，将pH、水温保持恒定并将溶氧浓度设为饱和状态，并且在试验液2中将试样保持了三个月。接着，从水溶液中取出试样，并测定了其脱锌腐蚀深度的最大值(最大脱锌腐蚀深度)。

[表13]

(pH以外的项的单位为mg/L)

Mg	Ca	Na	K	N0<sup>3-</sup>	S0<sub>4</sub><sup>2-</sup>	Cl	碱度	硬度	pH
										10.1	7.3	55	19	30	40	80	30	60	6.3

(脱锌腐蚀试验3：ISO6509脱锌腐蚀试验)

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

与脱锌腐蚀试验1、2相同地将试验材料注入酚醛树脂材料中。通过1200号为止的金钢砂纸对试样表面进行抛光，接着，在纯水中进行超声波清洗并进行了干燥。

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

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

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

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

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

(应力腐蚀破裂试验)

为了判断是否能承受恶劣的应力腐蚀破裂环境，通过以下步骤实施了应力腐蚀破裂试验。

作为试验液，根据ASTM-B858中所规定的方法，使用了被认为是最恶劣环境的pH10.3的溶液。控制在25℃的条件下，将试样在该溶液中曝露了24小时及96小时。另外，在ASTM-B858中曝露时间设为24小时，但本实施方式的合金要求更高的可靠性，因此还实施了96小时。

试验后，用稀硫酸洗涤试验片，用25倍的放大镜对端面进行观察，并判断在端面是否产生破裂。将在96小时内未产生破裂的试验片评价为“○”(good)为耐应力腐蚀破裂性优异。将在96小时内产生了破裂但在24小时内未产生破裂的试验片评价为“△”(fair)为耐应力腐蚀破裂性良好。该△评价中，在要求更高的可靠性时存在问题。将在24小时内破裂的试验片评价为“×”(poor)为恶劣环境下的耐应力腐蚀破裂性差。

作为试验片，将在工序G中制造的相对边为17mm的六角形试验棒(试验No.T31、T70、T110)，通过切割进行R1/4的管用锥度螺纹加工，从而制作出六角形螺母和六角形螺栓。将锁紧扭矩设为50Nm而将六角形螺母锁紧于六角形螺栓。将六角形螺母锁紧于该六角形螺栓后用作试验片，从而进行了上述应力腐蚀破裂试验。

本实施方式的合金中，关于耐应力腐蚀破裂性定位于要求高可靠性的铜合金，因此对于锁紧扭矩，也负载相当于JISB 8607(冷冻装置用喇叭口型和钎焊型配件(flaretype and brazing type fittings for refrigerants))中规定的扭矩：16±2Nm(14～18Nm)的3倍的扭矩而进行了试验。即，是在非常严格的条件下实施和评价作为应力腐蚀破裂的因素的腐蚀环境、负载应力及时间的。

将评价结果示于表14～表37。

试验No.T01～T34、T40～T73、T80～T113为实际操作的实验中的结果。试验No.T201～T233、T301～T315为实验室的实验中的相当于实施例的结果。试验No.T401～T446、T501～T514为实验室的实验中的相当于比较例的结果。

表中的工序No.中记载的“*1”、“*2”、“*3”表示以下事项。

*1)在挤出材料的表面产生了粗糙缺陷(鱼鳞状的破裂)，未能进入下一工序(实验)。

*2)在挤出材料的表面产生了粗糙缺陷，但将其去除而进入了下一实验。

*3)热锻时产生了侧面破裂，但实施了去除破裂部分的局部评价。

[表14]

[表15]

[表16]

[表17]

[表18]

[表19]

[表20]

[表21]

[表22]

[表23]

[表24]

[表25]

[表26]

[表27]

[表28]

[表29]

[表30]

[表31]

[表32]

[表33]

[表34]

[表35]

[表36]

[表37]

以上实验结果如下总结。

1)确认到通过满足本实施方式的组成，并满足组成关系式f0、f1、f2、金属组织的要件及组织关系式f3、f4、f5、f6，通过含有少量的Pb而得到良好的切削性，并得到具备良好的热加工性、恶劣的环境下的优异的耐蚀性、耐应力腐蚀破裂性，且带有高强度、良好的冲击特性、高温特性的热挤出材料、热锻材料(对合金No.S12～S30、S51～S58、S105中的任一者实施了工序No.A1～A6、B1～B3、C1、C2、D1～D7、E1、E2、F1、F2、G中的任一个的例子)。

2)确认到含有Sb、As进一步提高了恶劣的条件下的耐蚀性(合金No.S51～S58)。

3)确认到通过含有Bi，切削阻力进一步降低(合金No.S52、S55)。

4)Cu含量少时，γ相增加，切削性良好，但耐蚀性、冲击特性、高温特性变差。相反，Cu含量多时，切削性及热加工性变差。并且，冲击特性也变差(合金No.S107、S109、S120、S125、S131、S132、S134、S135)。Cu含量为77.5质量％以上且80.0质量％以下时，特性进一步改善。

5)Sn含量大于0.28质量％时，γ相的面积率将大于2.0％，切削性良好，但耐蚀性、冲击特性、高温特性变差(合金S103、S104、S126、S127、S131、S135)。另一方面，Sn含量小于0.07质量％时，恶劣的环境下的脱锌腐蚀深度大(合金No.S110、S115、S117、S133、S134)。Sn含量为0.08质量％以上且0.25质量％以下时，特性进一步改善。

6)P含量多时，冲击特性变差。并且，切削阻力略高(合金No.S101)。另一方面，P含量少时，恶劣的环境下的脱锌腐蚀深度大(合金No.S102、S110、S116、S133、S138)。

7)确认到即使含有可通过实际操作进行的程度的不可避免的杂质，也不会较大影响各种特性(合金No.S01、S02、S03)。认为含有虽然是本实施方式的组成范围外或者边界值的组成，但超过不可避免的杂质的限度的Fe时，形成Fe与Si的金属间化合物、或Fe与P的金属间化合物。其结果，有效作用的Si浓度或P浓度减少，耐蚀性变差，与金属间化合物的形成相互作用而切削性能略降低(合金No.S136、S137、S138)。

8)组成关系式f0的值低时，在恶劣的环境下的脱锌腐蚀深度大，切削阻力略高(合金No.S11、S110、S115、S117、S133、S134)。组成关系式f0的值高时，γ相增加，耐脱锌腐蚀性、冲击特性、高温特性变差(合金No.S103、S104、S106～S108、S112、S122、S123、S126、S127、S131、S132、S135)。

9)若组成关系式f1的值低，则γ相增加，切削性良好，但耐蚀性、冲击特性、高温特性变差(合金No.S103、S104、S107～S109、S112、S122、S123、S125～S127、S131、S132、S134、S135、S137、S138)。若组成关系式f1的值高，则κ相增加，切削性、热加工性、冲击特性变差(合金No.S121)。

10)若组成关系式f2的值低，则γ相增加，在某些情况下会出现β相，切削性良好，但高温侧的热加工性、耐蚀性、冲击特性、高温特性变差(合金No.S106、S107、S119、S129、S132、S134)。若组成关系式f2的值高，则热加工性变差，在热挤出中产生问题。并且，切削性、冲击特性变差(合金No.S114、S118、S122、S128)。

11)在金属组织中，γ相的面积率大于2.0％或γ相的长边的长度大于50μm时，切削性良好，但耐蚀性、冲击特性、高温特性变差。尤其γ相多时，在恶劣的环境下的脱锌腐蚀试验中发生了γ相的选择腐蚀(试验No.T20、T405～T410、T413～T418、T422、T431、T432、T435～T439、T441～T444、T501～T504、T506～T514)。

μ相的面积率大于2％时，耐蚀性、冲击特性、高温特性变差。在恶劣的环境下的脱锌腐蚀试验中发生了晶界腐蚀和μ相的选择腐蚀(试验No.T48、T49、T55、T68、T89、T96、T421、T434)。

β相的面积率大于0.5％时，耐蚀性、冲击特性、高温特性变差(试验No.T08、T47、T416、T431、T432、T503、T504、T506)。

κ相的面积率大于72％时，切削性、冲击特性、热加工性变差(试验No.T433、T434)。另一方面，κ相的面积率小于36％时，切削性差(试验No.T417、T424、T435、T440、T509、T511、T513、T514)。

12)组织关系式f5为3.0％以下时，耐蚀性、冲击特性、高温特性有所改善(合金No.S01、S02、S03、S14、S103)。

组织关系式f5＝(γ)+(μ)超过3％或f3＝(α)+(κ)小于96.5％时，耐蚀性、冲击特性、高温特性变差(试验No.T10、T16、T17、T48、T49、T55、T68、T89、T405、T407～T410、T416、T418、T421、T422、T431、T432、T435、T442～T444、T446、T501～T504、T506～T508、T511～T514)。

组织关系式f6＝(κ)+6×(γ)^1/2+0.5×(μ)大于80或小于38时，切削性差(试验No.T424、T433、T435、T511～T513、T514)。

即使在f6的值小于38的情况下，只要γ相的面积率为2.0％以上，则切削阻力低，且切屑的形状也多为良好(合金No.S103、S104、S106～S109等)。

13)κ相中所含的Sn量低于0.08质量％时，在恶劣的环境下的脱锌腐蚀深度大，发生了κ相的腐蚀。并且，切削阻力也略高(合金No.S105、S110、S115等、试验No.T411、T412、T419、T420、T425、T429、T503～T506、T513、T514)。

在γ相的比例高时，κ相中所含的Sn的量变得小于合金中所含的Sn的量(合金No.S221、S104、S122、S123)。确认到耐应力腐蚀破裂性优异(试验No.T31、T70、T110)。

即使γ相的面积率为约0.1％～约1.0％，也能够通过使κ相的面积率为36％以上、含有0.022％～0.20％以下的Pb及使κ相中的Sn浓度为0.08质量％以上，来确保良好的切削性，并能够具备良好的耐蚀性、高温特性及高强度(合金No.S01、S16、S29)。

14)κ相中所含的P量低于0.07质量％时，恶劣的环境下的脱锌腐蚀深度增大，发生了κ相的腐蚀。(合金No.S102、S110、S116等，试验No.T403、T404、T419、T420、T427、T428、T505)。

15)只要满足全部组成的要件、金属组织的要件，则抗拉强度为560N/mm²以上，在负载有相当于室温下的0.2％屈服强度的荷载的状态下于150℃下保持100小时之后的蠕变应变为0.4％以下。另外，大部分满足全部组成的要件、金属组织的要件的合金的抗拉强度为570N/mm²以上，于150℃下保持100小时之后的蠕变应变为0.3％以下，具备优异的强度和高温特性。

只要满足全部组成的要件、金属组织的要件，则U形凹口的夏比冲击试验值为12J/cm²以上。其中，若以显微镜的倍率观察不到的μ相的长边的长度变长，则冲击特性、高温特性变差(合金No.S01，工序No.A5、D5、试验No.T09、T10、T16、T17、T48、T49、T55、T68、T88、T89)。

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

17)关于制造条件，通过以下条件进行各工序时，确认到可得到分别具备恶劣的环境下的优异的耐蚀性、耐应力腐蚀破裂性，并带有良好的冲击特性、高温特性的热挤出材料、热锻材料(合金No.S01、工序No.A1～A6、D1～D8)。

(条件)在热加工温度为600℃以上且740℃以下进行热加工，并且在热加工后，在470℃至380℃的温度区域的平均冷却速度为2.5℃/分钟以上且500℃/分钟以下的范围内进行冷却。优选在热加工温度为600℃以上且690℃以下进行热加工，并且在热加工后，在470℃至380℃的温度区域的平均冷却速度为4℃/分钟以上且300℃/分钟以下的范围内进行冷却。更优选为在热加工温度为605℃以上且645℃以下进行热加工，并且在热加工后，在470℃至380℃的温度区域的平均冷却速度为8℃/分钟以上且200℃/分钟以下的范围内进行冷却。

热挤出温度低的一方的γ相所占的比例少，γ相的长边的长度短，耐蚀性、冲击特性、抗拉强度、高温特性良好(工序No.A1、工序No.A3)。

热加工后，在470℃至380℃的温度区域的冷却速度快的一方的μ相所占的比例少，μ相的长边的长度短，耐蚀性、冲击特性、抗拉强度、高温特性良好(工序No.A1、工序No.A6)。

热挤出温度低的挤出材料一方的热锻后的γ相所占的比例少，γ相的长边的长度短(工序No.D1、工序No.D8)。

热锻后，575℃至510℃的温度区域的平均冷却速度为1.5℃/分钟时，热锻后的γ相所占的比例少，γ相的长边的长度短(工序No.D3)。

即使作为热锻原材料而使用连续铸造棒，也得到良好的各种特性(工序No.F2)。

18)当冷加工后或热加工后通过以下条件进行低温退火时，确认到可得到具备在恶劣的环境下的优异的耐蚀性，并带有良好的冲击特性、高温特性的冷、热(合金No.S01、工序No.B1～B3)。

(条件)在240℃以上且350℃以下的温度下加热10分钟至300分钟，并将加热温度设为T℃、将加热时间设为t分钟时，满足150≤(T-220)×(t)^1/2≤1200。

19)当对合金No.S01～S03实施了工序No.AH5时，由于变形阻力高而未能挤出至最后，因此中止了之后的评价。

并且，在工序No.BH1中，矫正不充分且低温退火不适当，产生了品质上的问题。

20)在合金No.S111中，于挤出表面产生了粗糙缺陷，因此虽然进行了耐蚀性的评价，但中止了其他评价。

在合金No.S114、S120、S128中，于挤出表面产生了粗糙缺陷，但去除该缺陷而实施了之后的评价。

在合金No.S119中，热锻时产生了侧面破裂。因此，去除破裂部分而实施了之后的评价。

关于脱锌腐蚀试验3(ISO6509脱锌腐蚀试验)的评价结果，含有3％以上的β相或10％以上的γ相时，为不合格(poor)，但含有3～5％的γ相的合金为合格(fair或good)。证实了本实施方式中所采用的腐蚀环境(脱锌腐蚀试验1、2)是基于假设恶劣环境的腐蚀环境。脱锌腐蚀试验3(ISO6509脱锌腐蚀试验)为假设一般的腐蚀环境的试验，很难判断或判定在恶劣的腐蚀环境下的脱锌腐蚀性。

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

(实施例2)

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

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

并且，对实施例1中记载的本实施方式的合金(试验No.T01/合金No.S01/工序No.A1)的脱锌腐蚀试验1的评价结果(腐蚀状态)与试验No.T601的腐蚀状态和试验No.T602的脱锌腐蚀试验1的评价结果(腐蚀状态)进行比较，考察了试验No.T01的耐蚀性。

通过以下方法制作出试验No.T602。

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

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

将所得的结果示于表38～表40及图2。

[表38]

[表39]

[表40]

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

图2(a)表示试验No.T601的截面的金属显微照片。

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

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

在α相、κ相被腐蚀的腐蚀部分中，随着朝向内部而存在无疵α相。

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

图2(b)表示试验No.T602的脱锌腐蚀试验1之后的截面的金属显微照片。

最大腐蚀深度为146μm。

其中，随着朝向内部而存在无疵α相。

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

得知图2(a)的在8年间由于恶劣的水环境产生的腐蚀与图2(b)的通过脱锌腐蚀试验1产生的腐蚀为大致相同的腐蚀形态。并且，Sn、P的量不满足本实施方式的范围，因此在水与试验液接触的部分，α相和κ相这两者腐蚀，在腐蚀部的末端，γ相在各处选择性腐蚀。另外，κ相中的Sn及P的浓度低。

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

并且，腐蚀试验方法1、2的加速试验的加速率与由实际恶劣的水环境引起的腐蚀大致一致，认为该情况证明腐蚀试验方法1、2假设了恶劣环境。

试验No.T602的脱锌腐蚀试验3(ISO6509脱锌腐蚀试验)的结果为“○”(good)。因此，脱锌腐蚀试验3的结果未与由实际的水环境引起的腐蚀结果一致。

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

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

尤其，在试验No.T601的在8年间由恶劣的水环境引起的腐蚀结果和试验No.T602的脱锌腐蚀试验1、2的腐蚀结果中，γ相与表面的α相、κ相的腐蚀一同被腐蚀。但是，在脱锌腐蚀试验3(ISO6509脱锌腐蚀试验)的腐蚀结果中，γ相几乎未腐蚀。因此，认为在脱锌腐蚀试验3(ISO6509脱锌腐蚀试验)中，无法适当地评价与表面的α相、κ相的腐蚀一同进行的γ相的腐蚀，从而未与由实际的水环境引起的腐蚀结果一致。

图2(c)表示试验No.T01(合金No.S01/工序No.A1)的脱锌腐蚀试验1之后的截面的金属显微照片。

在表面附近，露出于表面的γ相和κ相的约60％被腐蚀。但是，剩余的κ相和α相无疵(未腐蚀)。腐蚀深度最大也为约20μm。进而随着朝向内部，以约20μm的深度产生了γ相的选择性腐蚀。认为γ相的长边的长度是确定腐蚀深度的主要因素之一。

与图2(a)、(b)的试验No.T601、T602相比可知，在图2(c)的本实施方式的试验No.T01中表面附近的α相及κ相的腐蚀大幅得到抑制。推测该情况延缓了腐蚀的进行。根据腐蚀形态的观察结果，作为表面附近的α相及κ相的腐蚀大幅得到抑制的主要因素，认为通过使κ相含有Sn而提高了κ相的耐蚀性。

产业上的可利用性

本发明的易切削性铜合金的热加工性(热挤出性及热锻性)优异，且耐蚀性、切削性优异。因此，本发明的易切削性铜合金适合于水龙头、阀、接头等在人和动物每日摄取的饮用水中使用的器具、阀、接头等电气/汽车/机械/工业用配管部件、与液体接触的器具、零件中。

具体而言，能够适当地适用为饮用水、排水、工业用水所流动的水龙头配件、混合式水龙头配件、排水配件、水龙头本体、供热水机零件、热水器(EcoCute)零件、软管配件、喷水器、水表、活栓、消防栓、软管接头、供排水旋塞(cock)、泵、集流管(header)、减压阀、阀座、闸阀、阀、阀杆、管套节(union)、法兰、分水旋塞(corporation cock)、水龙头阀、球阀、各种阀、配管接头、例如以弯管、插座、平筒(cheese)、弯头、连接器、配接器、T形管、接头(joint)等名称使用的器具的构成材料等。

并且，能够适当地适用于作为汽车零件使用的电磁阀、控制阀、各种阀、散热器零件、油冷却器零件、气缸，作为机械用部件的配管接头、阀、阀杆、热交换器零件、供排水旋塞、气缸、泵，作为工业用配管部件的配管接头、阀、阀杆等中。

Claims

1.一种易切削性铜合金，其特征在于，含有：

1.0≤f0＝100×[Sn]/([Cu]+[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[P]-75.5)≤3.7、

78.5≤f1＝[Cu]+0.8×[Si]-8.5×[Sn]+[P]+0.5×[Pb]≤83.0、

61.8≤f2＝[Cu]-4.2×[Si]-0.5×[Sn]-2×[P]≤63.7，

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

36≤κ≤72、

0≤γ≤2.0、

0≤β≤0.5、

0≤μ≤2.0、

96.5≤f3＝α+κ、

99.4≤f4＝α+κ+γ+μ、

0≤f5＝γ+μ≤3.0、

38≤f6＝κ+6×γ^1/2+0.5×μ≤80，

2.根据权利要求1所述的易切削性铜合金，其特征在于，还含有：

选自超过0.02质量％且小于0.08质量％的Sb、超过0.02质量％且小于0.08质量％的As、超过0.02质量％且小于0.30质量％的Bi中的一种或两种以上。

3.一种易切削性铜合金，其特征在于，含有：

1.1≤f0＝100×[Sn]/([Cu]+[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[P]-75.5)≤3.4、

78.8≤f1＝[Cu]+0.8×[Si]-8.5×[Sn]+[P]+0.5×[Pb]≤81.7、

62.0≤f2＝[Cu]-4.2×[Si]-0.5×[Sn]-2×[P]≤63.5，

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

40≤κ≤67、

0≤γ≤1.5、

0≤β≤0.5、

0≤μ≤1.0、

97.5≤f3＝α+κ、

99.6≤f4＝α+κ+γ+μ

0≤f5＝γ+μ≤2.0、

42≤f6＝κ+6×γ^1/2+0.5×μ≤72，

4.根据权利要求3所述的易切削性铜合金，其特征在于，还含有：

选自超过0.02质量％且小于0.07质量％的Sb、超过0.02质量％且小于0.07质量％的As、超过0.02质量％且小于0.20质量％的Bi中的一种或两种以上。

5.根据权利要求1至4中任一项所述的易切削性铜合金，其特征在于，

作为所述不可避免的杂质的Fe、Mn、Co及Cr的总量小于0.08质量％。

6.根据权利要求1至5中任一项所述的易切削性铜合金，其特征在于，

κ相中所含的Sn的量为0.08质量％以上且0.45质量％以下，κ相中所含的P的量为0.07质量％以上且0.22质量％以下。

7.根据权利要求1至6中任一项所述的易切削性铜合金，其特征在于，

该易切削性铜合金为热加工材料，夏比冲击试验值为12J/cm²以上，抗拉强度为560N/mm²以上，并且在负载有相当于室温下的0.2％屈服强度的荷载的状态下于150℃下保持100小时之后的蠕变应变为0.4％以下。

8.根据权利要求1至7中任一项所述的易切削性铜合金，其特征在于，

使用于自来水管用器具、工业用配管部件及与液体接触的器具中。

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

包括热加工工序，进行热加工时的材料温度为600℃以上且740℃以下，并且以470℃至380℃的温度区域的平均冷却速度成为2.5℃/分钟以上且500℃/分钟以下的方式进行冷却。

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

冷加工工序和热加工工序中的任一工序或两个工序；以及

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