CN113348261B

CN113348261B - 易切削铜合金及易切削铜合金的制造方法

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Publication number: CN113348261B
Application number: CN201980090321.6A
Authority: CN
Inventors: 大石恵一郎; 须崎孝一; 后藤弘树
Original assignee: Mitsubishi Materials Corp
Current assignee: Mitsubishi Materials Corp
Priority date: 2019-06-25
Filing date: 2019-12-11
Publication date: 2022-09-16
Anticipated expiration: 2039-12-11
Also published as: JPWO2020261666A1; EP3872199B1; TW202100767A; US20220042141A1; KR102305301B1; US11512370B2; TW202100766A; JP6796356B1; EP3872198A1; KR102302578B1; WO2020261611A1; TWI725682B; EP3992322A4; EP3992316A4; FI3872198T3; US20220090249A1; DK3872198T3; JP2021042460A; ES2940703T3; CN113785081B

Abstract

本发明的易切削铜合金含有Cu：大于61.0％且小于65.0％、Si：大于1.0％且小于1.5％、Pb：0.003％以上且小于0.20％及P：大于0.003％且小于0.19％，剩余部分由Zn及不可避免的杂质构成，Fe、Mn、Co及Cr的总量小于0.40％，Sn和Al的总量小于0.40％，具有56.5≤f1＝[Cu]‑4.5×[Si]+0.5×[Pb]‑[P]≤59.5的关系，金相组织的构成相具有20≤(α)≤80、15≤(β)≤80、0≤(γ)＜8、18×(γ)/(β)＜9、20≤(γ)^1/2×3+(β)×([Si])^1/2≤88、33≤(γ)^1/2×3+(β)×([Si])^1/2+([Pb])^1/2×35+([P])^1/2×15的关系，β相内存在含P化合物。

Description

易切削铜合金及易切削铜合金的制造方法

技术领域

本发明涉及一种强度高且大幅减少Pb的含量的易切削铜合金及易切削铜合金的制造方法。本发明涉及一种用于汽车零件、电气/电子设备零件、机械零件、文具、玩具、滑动零件、仪器零件、精密机械零件、医疗用零件、饮料用设备/零件、排水用设备/零件、工业用管道零件及与饮用水、工业用水、废水、氢等液体或气体相关的零件的易切削铜合金及易切削铜合金的制造方法。作为具体的零件名称，可举出阀、接头、旋塞、消火栓、齿轮、轴、轴承、转轴、套筒、心轴、传感器、螺栓、螺帽、扩口螺帽、笔尖、嵌入螺帽、盖形螺帽、螺纹接管、间隔件、螺钉等，本发明涉及这些实施切削的零件中使用的易切削铜合金及易切削铜合金的制造方法。

本发明基于2019年6月25日在日本申请的专利申请2019-116914号、2019年7月12日在日本申请的专利申请2019-130143号、2019年7月31日在日本申请的专利申请2019-141096号、2019年9月9日在日本申请的专利申请专利申请2019-163773号而主张优先权，并将其内容援用于此。

背景技术

以往，汽车零件、电气/家电/电子设备零件、机械零件、文具、精密机械零件、医疗用零件及与饮用水、工业用水、废水、氢等液体或气体相关的设备/零件(作为具体的零件名称，阀、接头、齿轮、传感器、螺帽、螺钉等零件)中通常使用具备优异的切削性的Cu-Zn-Pb合金(所谓易切削黄铜棒、锻造用黄铜、铸件用黄铜)或Cu-Sn-Zn-Pb合金(所谓青铜铸件：炮铜)。

Cu-Zn-Pb合金含有56～65质量％的Cu和1～4质量％的Pb，剩余部分为Zn。Cu-Sn-Zn-Pb合金含有80～88质量％的Cu、2～8质量％的Sn及1～8质量％的Pb，剩余部分为Zn。

添加于铜合金中的Pb尤其在使用钻头的钻孔加工中发挥极大的效果。近年来，各种设备、零件逐渐小型化，而对于这些零件的微细的钻孔加工的需求提高。预测信息家电或医疗设备、汽车零件等各种工业产品的轻、薄、小型化在今后将进一步加速。

然而，近年来Pb对人体和环境的影响令人担忧，各国对Pb的监管活动越发活跃。例如，在美国加利福尼亚州关于将饮用水设备等中含有的Pb含量限为0.25质量％以下的限制自2010年1月起已生效。该限制在除美国以外的国家也快速推行，要求开发出应对限制Pb含量的铜合金材料。

并且，在其他产业领域、汽车、电气/电子设备、机械等产业领域中，例如在欧洲的ELV限制、RoHS限制中虽然易切削铜合金的Pb含量被例外地允许至4质量％，但与饮用水领域相同地，也正在积极讨论包括废除例外情况在内的Pb含量的限制强化。

这种易切削铜合金的Pb限制强化的动向中，提倡了(1)代替Pb而含有具有切削性(切削性能、切削性功能)的Bi且视情况与Bi一并含有Se的Cu-Zn-Bi合金、Cu-Zn-Bi-Se合金、(2)含有高浓度的Zn且增加β相而提高切削性的Cu-Zn合金、或(3)代替Pb而大量含有具有切削性的γ相、κ相的Cu-Zn-Si合金、Cu-Zn-Sn合金、以及(4)大量含有γ相且含有Bi的Cu-Zn-Sn-Bi合金等。

在专利文献1中，通过在Cu-Zn-Bi合金中添加0.7～2.5质量％的量的Sn而析出γ相，改善了切削性和耐蚀性。

然而，关于代替Pb而含有Bi的合金，存在包括Bi的切削性差于Pb、Bi可能与Pb同样地对人体有害、因Bi为稀有金属而存在资源上的问题、Bi存在会使铜合金材料变脆的问题等诸多问题。

并且，如专利文献1所示，即使在Cu-Zn-Sn合金中析出γ相，含有Sn的γ相也需要一并添加具有切削性的Bi，切削性差。

另一方面，含有大量β相的Cu-Zn的二元合金中，β相有助于改善切削性，但与Pb相比切削性较差，因此怎么也无法代替含Pb易切削铜合金。

另一方面，作为易切削铜合金，例如专利文献2～13中提出了代替Pb而含有Si的Cu-Zn-Si合金。

在专利文献2、3中，主要具有Cu浓度为69～79质量％、Si浓度为2～4质量％且由Cu、Si浓度高的合金形成的γ相(视情况为κ相)的优异的切削性，由此在不含有Pb的情况下或在含有少量的Pb的情况下实现了优异的切削性。通过含有0.3质量％以上的量的Sn、0.1质量％以上的量的Al，进一步增加、促进具有切削性的γ相的形成，改善切削性。并且，通过形成大量的γ相，提高了耐蚀性。

在专利文献4中，通过含有0.02质量％以下的极少量的Pb且主要考虑Pb含量而简单地规定γ相、κ相的总含有面积，从而获得了优异的易切削性。

在专利文献5、6中，提出了Cu-Zn-Si合金的铸件产品，为了实现铸件的晶粒的微细化，使其含有极微量的P和Zr，并重视了P/Zr的比率等。

并且，专利文献7中提出了在Cu-Zn-Si合金中含有Fe的铜合金。

专利文献8中提出了在Cu-Zn-Si合金中含有Sn、Fe、Co、Ni、Mn的铜合金。

专利文献9中提出了在Cu-Zn-Si合金中具有含有κ相的α相基质且限制了β相、γ相及μ相的面积率的铜合金。

专利文献10中提出了在Cu-Zn-Si合金中具有含有κ相的α相基质且限制了β相及γ相的面积率的铜合金。

专利文献11中提出了在Cu-Zn-Si合金中规定了γ相的长边的长度、μ相的长边的长度的铜合金。

专利文献12中提出了在Cu-Zn-Si合金中添加了Sn及Al的铜合金。

专利文献13中提出了通过在Cu-Zn-Si合金中使γ相以粒状分布于α相及β相的相界之间而提高切削性的铜合金。

专利文献15中提出了在Cu-Zn合金中添加Sn、Pb、Si而得的铜合金。

在此，如专利文献14和非专利文献1中记载，已知在上述Cu-Zn-Si合金中，即使将组成限制为Cu浓度为60质量％以上、Zn浓度为40质量％以下、Si浓度为10质量％以下，除基质α相以外，还存在β相、γ相、δ相、ε相、ξ相、η相、κ相、μ相、χ相这10种金属相，视情况还存在包括α′、β′、γ′的13种金属相。此外，根据经验众所周知，若增加添加元素，则金相组织变得更加复杂，有可能会出现新的相和金属间化合物，并且，所存在的金属相的构成会在由平衡状态图获得的合金与实际生产的合金之间出现较大偏差。此外，众所周知这些相的组成也根据铜合金的Cu、Zn、Si等的浓度和加工热历程(thermal history)而发生变化。

在含有Pb的Cu-Zn-Pb合金中，Cu浓度为约60质量％，相对于此，在这些专利文献2～13中记载的Cu-Zn-Si合金中，Cu浓度均为65质量％以上，从经济性的观点考虑，期望减少昂贵的Cu的浓度。

并且，以往的添加有Pb的易切削铜合金中，要求至少能够在一昼夜间不发生切削故障，进而在一昼夜间不更换切削工具或不进行刀具的抛光等调整的情况下进行外周切削或钻头钻孔加工等切削加工。尽管还取决于切削的难易度，但在大幅减少Pb的含量的合金中，也要求同等的切削性。

此外，在专利文献7中，Cu-Zn-Si合金中含有Fe，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：在进行切削加工时缩短切削工具的寿命，在进行抛光时形成硬点而产生外观上的不良情况。并且，Fe与作为添加元素的Si结合，Si作为金属间化合物而被消耗，导致降低合金的性能。

并且，在专利文献8中，在Cu-Zn-Si合金中添加了Sn和Fe、Co、Mn，但Fe、Co、Mn均与Si化合而产生硬而脆的金属间化合物。因此，与专利文献7同样地在进行切削和抛光时产生问题。

专利文献1：国际公开第2008/081947号

专利文献2：日本特开2000-119775号公报

专利文献3：日本特开2000-119774号公报

专利文献4：国际公开第2007/034571号

专利文献5：国际公开第2006/016442号

专利文献6：国际公开第2006/016624号

专利文献7：日本特表2016-511792号公报

专利文献8：日本特开2004-263301号公报

专利文献9：国际公开第2012/057055号

专利文献10：日本特开2013-104071号公报

专利文献11：国际公开第2019/035225号

专利文献12：日本特开2018-048397号公报

专利文献13：日本特表2019-508584号公报

专利文献14：美国专利第4，055，445号说明书

专利文献15：日本特开2016-194123号公报

非专利文献1：美马源次郎、长谷川正治：铜及黄铜技术研究期刊，2(1963)，第62～77页(美馬源次郎、長谷川正治：伸銅技術研究会誌、2(1963)、P.62～77)

发明内容

本发明是为了解决该现有技术的问题而完成的，其课题在于，提供一种热加工性优异、强度高、强度和延展性的平衡及韧性优异、大幅减少Pb的含量的易切削铜合金及易切削铜合金的制造方法。

另外，在本说明书中，若无特别说明，则热加工材料中包括热挤出材料、热锻材料、热轧材料。冷加工性是指，拉伸、拉丝、轧制、压紧、弯曲等冷态下进行的加工的性能。钻头切削是指，用钻头进行的钻孔切削加工。若无其他说明，则良好且优异的切削性是指，在使用车床的外周切削或钻头钻孔加工时切削阻力低且切屑的破碎性良好或优异。传导性是指导电性、导热性。并且，β相中包括β′相，γ相中包括γ′相，α相中包括α′相。冷却速度是指，一定温度范围内的平均冷却速度。一昼夜表示1天。实际操作表示在实际的量产设备中制造。含P化合物为含有P和至少Si及Zn中的任一个或双方的化合物，视情况，进一步含有Cu或进一步含有作为不可避免的杂质的Fe、Mn、Cr、Co等。含P化合物例如为P-Si、P-Si-Zn、P-Zn、P-Zn-Cu等化合物。含P化合物还称为含有P和Si、Zn的化合物。

为了解决上述课题而实现所述目的，本发明人等进行深入研究的结果，得出如下见解。

在上述专利文献4、6中，在Cu-Zn-Si合金中，β相几乎无助于铜合金的切削性，反而会阻碍铜合金的切削性。在专利文献2、3中，在存在β相的情况下，通过热处理将β相改变成γ相。在专利文献9、10、11中，也大幅限制了β相的量。在专利文献15中，为了改善β相的耐脱锌腐蚀性，需要含有Sn和Si、在700℃以上的温度下进行热挤出及进行保持温度为400℃～600℃且400℃～200℃的平均冷却速度为0.2～10℃/秒的热处理。

首先，本发明人等在Cu-Zn-Si合金中针对在现有技术中被视为对切削性无效的β相进行深入研究，而查明了对切削性具有较大效果的β相的组成。

然而，即使为含有对切削性具有较大效果的Si的β相，在切屑的破碎性和切削阻力方面，与含有3质量％的Pb的易切削黄铜相比，切削性的差距依然较大。

因此，为了提高β相本身的切削性(切削性能、切削性功能)，使含有约0.5～3μm的大小的P和Si、Zn的化合物(例如P-Si、P-Si-Zn、P-Zn、P-Zn-Cu)在含有适当量的Si的Cu-Zn-Si合金的β相中析出。其结果，β相的切削性突破性地提高。

然而，提高了切削性的β相的延展性和韧性差。为了在不损害β相的切削性的情况下改善延展性，控制了适当的β相和α相的量、α相和β相的分布及α相的晶粒的形状。

由此，通过含有进一步提高切削性的β相、富有延展性的α相、少量的Pb及少量的γ相(视情况)，发明了具有相当于以往的含有大量的Pb的添加Pb的铜合金的易切削能的铜合金。

作为本发明的第1方式的易切削铜合金的特征在于，含有大于61.0质量％且小于65.0质量％的Cu、大于1.0质量％且小于1.5质量％的Si、0.003质量％以上且小于0.20质量％的Pb及大于0.003质量％且小于0.19质量％的P，剩余部分由Zn及不可避免的杂质构成，

所述不可避免的杂质中，Fe、Mn、Co及Cr的总量小于0.40质量％，且Sn、Al的总量小于0.40质量％，在将Cu的含量设为[Cu]质量％、将Si的含量设为[Si]质量％、将Pb的含量设为[Pb]质量％、将P的含量设为[P]质量％的情况下，具有如下关系：

56.5≤f1＝[Cu]-4.5×[Si]+0.5×[Pb]-[P]≤59.5，

并且，在除了非金属夹杂物以外的金相组织的构成相中，在将α相的面积率设为(α)％、将γ相的面积率设为(γ)％、将β相的面积率设为(β)％的情况下，具有如下关系：

20≤(α)≤80；

15≤(β)≤80；

0≤(γ)＜8；

18×(γ)/(β)＜9；

20≤(γ)^1/2×3+(β)×([Si])^1/2≤88；

33≤(γ)^1/2×3+(β)×([Si])^1/2+([Pb])^1/2×35+([P])^1/2×15，

并且，所述β相内存在含P化合物。

作为本发明的第2方式的易切削铜合金的特征在于，含有61.7质量％以上且64.3质量％以下的Cu、1.02质量％以上且1.35质量％以下的Si、0.005质量％以上且0.10质量％以下的Pb及0.02质量％以上且0.14质量％以下的P，剩余部分由Zn及不可避免的杂质构成，

所述不可避免的杂质中，Fe、Mn、Co及Cr的总量为0.30质量％以下，且Sn、Al的总量为0.30质量％以下，

在将Cu的含量设为[Cu]质量％、将Si的含量设为[Si]质量％、将Pb的含量设为[Pb]质量％、将P的含量设为[P]质量％的情况下，具有如下关系：

57.0≤f1＝[Cu]-4.5×[Si]+0.5×[Pb]-[P]≤59.0，并且

在除了非金属夹杂物以外的金相组织的构成相中，在将α相的面积率设为(α)％、将γ相的面积率设为(γ)％、将β相的面积率设为(β)％的情况下，具有如下关系：

30≤(α)≤75；

25≤(β)≤70；

0≤(γ)＜4；

18×(γ)/(β)＜2；

30≤(γ)^1/2×3+(β)×([Si])^1/2≤77；

44≤(γ)^1/2×3+(β)×([Si])^1/2+([Pb])^1/2×35+([P])^1/2×15，

并且，所述β相内存在含P化合物。

作为本发明的第3方式的易切削铜合金，其特征在于，在本发明的第1、2方式的易切削铜合金中，所述易切削铜合金的纵横比(长边/短边)为4以下的粒状的α相晶粒所占的比例为50％以上。

作为本发明的第4方式的易切削铜合金，其特征在于，在本发明的第1至3方式的易切削铜合金中，所述β相中含有的Si量为1.2质量％以上且1.9质量％以下。

作为本发明的第5方式的易切削铜合金，其特征在于，在本发明的第1至4方式的易切削铜合金中，所述易切削铜合金的导电率为13％IACS以上，且在将抗拉强度设为S(N/mm²)、将伸长率设为E(％)的情况下表示强度与伸长率之间的平衡的关系式S×(100+E)/100为600以上。

作为本发明的第6方式的易切削铜合金，其特征在于，在本发明的第1至5方式的易切削铜合金中，其用于汽车零件、电气/电子设备零件、机械零件、文具、玩具、滑动零件、仪器零件、精密机械零件、医疗用零件、饮料用设备/零件、排水用设备/零件、工业用管道零件。

作为本发明的第7方式的易切削铜合金的制造方法，其特征在于，其为本发明的第1至6方式的易切削铜合金的制造方法，其特征在于，所述易切削铜合金的制造方法包括一个以上的热加工工序，在所述热加工工序中的最终热加工工序中，热加工温度高于540℃且低于675℃，热加工后的530℃至450℃的温度区域中的平均冷却速度为0.1℃/分钟以上且50℃/分钟以下。

作为本发明的第8方式的易切削铜合金的制造方法，其特征在于，在本发明的第7方式的易切削铜合金的制造方法中，进一步包括选自冷加工工序、矫直加工工序及退火工序中的一个以上的工序。

作为本发明的第9方式的易切削铜合金的制造方法，其特征在于，在本发明的第7、8方式的易切削铜合金的制造方法中，进一步包括在所述热加工工序、所述冷加工工序、所述矫直加工工序及所述退火工序中的最终工序之后实施的低温退火工序，在所述低温退火工序中，保持温度为250℃以上且430℃以下，保持时间为10分钟以上且200分钟以下。

根据本发明的一方式，能够提供一种热加工性优异、强度高、强度与延展性之间的平衡及韧性优异、大幅减少Pb的含量的易切削铜合金及易切削铜合金的制造方法。

附图说明

图1A是实施方式中的铜合金的组织观察照片，铜合金为Zn-62.9质量％Cu-1.14质量％Si-0.072质量％P-0.009质量％Pb合金，是在590℃进行热挤出加工且将530℃至450℃的平均冷却速度设为25℃/分钟而得的合金。

图1B是实施方式中的铜合金的组织观察照片，铜合金为Zn-62.9质量％Cu-1.14质量％Si-0.072质量％P-0.009质量％Pb合金，是在615℃进行热锻且将530℃至450℃的平均冷却速度设为28℃/分钟而得的合金。

图1C是实施方式中的铜合金的组织观察照片，铜合金为Zn-62.5质量％Cu-1.05质量％Si-0.001质量％P-0.016质量％Pb合金，是在595℃进行热挤出加工且将530℃至450℃的平均冷却速度设为25℃/分钟而得的合金。

图2A是实施例中的试验No.T01的切削试验后的切屑的照片。

图2B是实施例中的试验No.T303的切削试验后的切屑的照片。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式的易切削铜合金及易切削铜合金的制造方法进行说明。

作为本实施方式的易切削铜合金用于汽车零件、电气/家电/电子零件、机械零件及与饮用水、工业用水、氢等液体或气体接触的设备/零件。作为具体的零件名称，可举出阀、接头、齿轮、螺钉、螺帽、传感器、压力容器等。

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

并且，本实施方式中，利用该含量的表示方法如下规定组成关系式f1。

组成关系式f1＝[Cu]-4.5×[Si]+0.5×[Pb]-[P]

此外，在本实施方式中，在除了非金属夹杂物以外的金相组织的构成相中，设为用(α)％表示α相的面积率、用(γ)％表示γ相的面积率、用(β)％表示β相的面积率。各相的面积率还称为各相的量、各相的比例、各相所占的比例。

并且，本实施方式中，如下规定多个组织关系式。

组织关系式f2＝(α)

组织关系式f3＝(β)

组织关系式f4＝(γ)

组织关系式f5＝18×(γ)/(β)

组织关系式f6＝(γ)^1/2×3+(β)×([Si])^1/2

组织/组成关系式f6A＝(γ)^1/2×3+(β)×([Si])^1/2+([Pb])^1/2×35+([P])^1/2×15本发明的第1实施方式的易切削铜合金含有大于61.0质量％且小于65.0质量％的Cu、大于1.0质量％且小于1.5质量％的Si、0.003质量％以上且小于0.20质量％的Pb及大于0.003质量％且小于0.19质量％的P，剩余部分由Zn及不可避免的杂质构成，在不可避免的杂质中，Fe、Mn、Co及Cr的总量小于0.40质量％且Sn、Al的总量小于0.40质量％，上述组成关系式f1在56.5≤f1≤59.5的范围内，组织关系式f2在20≤f2≤80的范围内，组织关系式f3在15≤f3≤80的范围内，组织关系式f4在0≤f4＜8的范围内，组织关系式f5在f5＜9的范围内，组织关系式f6在20≤f6≤88的范围内，组织/组成关系式f6A在f6A≥33的范围内，β相内存在含P化合物。

本发明的第2实施方式的易切削铜合金含有61.7质量％以上且64.3质量％以下的Cu、1.02质量％以上且1.35质量％以下的Si、0.005质量％以上且0.10质量％以下的Pb及0.02质量％以上且0.14质量％以下的P，剩余部分由Zn及不可避免的杂质构成，在不可避免的杂质中，Fe、Mn、Co及Cr的总量为0.30质量％以下且Sn、Al的总量为0.30质量％以下，上述组成关系式f1在57.0≤f1≤59.0的范围内，组织关系式f2在30≤f2≤75的范围内，组织关系式f3在25≤f3≤70的范围内，组织关系式f4在0≤f4＜4的范围内，组织关系式f5在f5＜2的范围内，组织关系式f6在30≤f6≤77的范围内，组织/组成关系式f6A在f6A≥44的范围内，β相内存在含P化合物。

在此，在作为本发明的第1、2的实施方式的易切削铜合金中，优选纵横比(长边/短边)为4以下的粒状的α相晶粒所占的比例(相对于整个α相的比例)为50％以上。严格来说，粒状的α相晶粒所占的比例为：以一定视场内的α相晶粒的总数(个数)为分母、以纵横比为4以下的粒状的α相晶粒的数量(个数)为分子的比例，为(纵横比为4以下的粒状的α相晶粒的数量(个数)/α相晶粒的总数(个数))×100。

并且，在作为本发明的第1、2的实施方式的易切削铜合金中，优选所述β相中含有的Si量为1.2质量％以上且1.9质量％以下。

此外，在作为本发明的第1、2的实施方式的易切削铜合金中，优选导电率为13％IACS以上且18％IACS以下，并且在将抗拉强度设为S(N/mm²)、将伸长率设为E(％)的情况下表示强度与伸长率之间的平衡的特性关系式f7＝S×(100+E)/100为600以上。

以下，对如上所述规定成分组成、组成关系式f1、组织关系式f2、f3、f4、f5、f6、组织/组成关系式f6A、金相组织、特性关系式f7等的理由进行说明。

<成分组成>

(Cu)

Cu为作为本实施方式的易切削铜合金的主要元素，为了克服本发明的课题，需要至少含有大于61.0质量％的量的Cu。在Cu含量为61.0质量％以下的情况下，尽管还取决于Si、Zn、P、Pb的含量和制造工艺，但β相所占的比例大于80％，作为材料的延展性差。因此，Cu含量大于61.0质量％，优选为61.5质量％以上，更优选为61.7质量％以上，进一步优选为62.0质量％以上。

另一方面，在Cu含量为65.0质量％以上的情况下，尽管还取决于Si、Zn、P、Pb的含量和制造工艺，但β相所占的比例会减少，而γ相所占的比例增加。视情况，会出现μ相或其他相。结果，无法获得优异的切削性，延展性和韧性也差。因此，Cu含量小于65.0质量％，优选为64.5质量％以下，更优选为64.3质量％以下，进一步优选为63.8质量％以下。

另外，在本实施方式中，以切削性及强度、延展性等力学性质良好的合金为目的。在重视延展性及延展性与强度之间的平衡的情况下，优选将Cu进一步设为62.3质量％以上。

(Si)

Si是作为本实施方式的易切削铜合金的主要元素，Si有助于形成κ相、γ相、μ相、β相、ζ相等金属相。Si可提高本实施方式的合金的切削性、强度、高温变形能力、耐磨损性、耐蚀性，尤其提高耐应力腐蚀破裂性。关于切削性，查明了通过含有所述范围的量的Cu、Zn及Si而形成的β相具有优异的切削性。作为具有代表性的切削性优异的β相，例如可举出由约61质量％的Cu、约1.5质量％的Si、约37.5质量％的Zn构成的β相。并且，同时查明了通过含有所述范围的量的Cu、Zn及Si而形成的γ相在β相的存在下也具有优异的切削性。但是，γ相在延展性方面存在问题，其量受到限制。

α相的代表性组成例如可举出约68质量％的Cu、约1质量％的Si、约31质量％的Zn的组成。在本实施方式的组成范围内，α相的切削性也通过含有Si而得到改善，但其改善程度远小于β相。

并且，α相、β相通过含有Si而被固溶强化，因此合金被强化，对合金的延展性和韧性也造成影响。并且，含有Si会降低α相的导电率，但通过形成β相会提高合金的导电率。

为了作为合金具有优异的切削性且获得高强度，需要含有大于1.0质量％的量的Si。Si含量优选为1.02质量％以上，更优选为1.05质量％以上，进一步优选为1.07质量％以上。

另一方面，若Si含量过多，则γ相会变得过多，视情况，会析出μ相。γ相的延展性、韧性差于β相，会降低合金的延展性，视情况，会提高切削阻力。若γ相过多，则钻头切削的推力值增加。增加Si(增加Si含量)会使合金的导电率变差。在本实施方式中，还以与高强度一并兼具良好的延展性和韧性及良好的传导性(由于以电气零件等为对象)为目标，因此Si含量小于1.5质量％，优选为1.35质量％以下。若重视延展性、传导性，则Si含量更优选为1.3质量％以下，进一步优选为1.25质量％以下。尽管还取决于制造工艺和Cu浓度，但若Si含量小于约1.3质量％，则γ相的量会小于约4％，但通过增加β相所占的比例，能够保持优异的切削性，强度与延展性之间的平衡将变得优异。

关于热加工性，通过含有Si，提高高于500℃的温度区域中的α相、β相的热变形能力，降低热变形阻力。其结果，提高合金的热变形能力，降低变形阻力。尤其，若含有大于1.0质量％的Si，则其效果得到显著发挥，效果在约1.4质量％时饱和。

另外，为直径5mm以下的细棒或厚度5mm以下的板的情况下，会重视良好的冷拉丝性、冷轧性。并且，在切削加工之后有时会实施压紧加工等塑性加工。这些冷加工性和切削性基本上为相反的特性，优选进一步限制Si的量或γ相的量，优选将Si的量设为约1.25质量％以下或将γ相的面积率设为约1％以下。

若以Cu-Zn的二元合金为基础而含有第3种、第4种元素，并且，若增减该元素的量，则β相的特性、性质会发生变化。如专利文献2～5中记载般Cu为约69质量％以上、Si为约2质量％以上、剩余部分以Zn的合金中存在的β相，与作为本实施方式的合金的例如Cu为约63质量％、Si为约1.2质量％、剩余部分以Zn的合金中存在的β相，即使为相同的β相，特性和性质也不同。此外，若大量含有不可避免的杂质，则β相的性质也发生变化，视情况，包括切削性的特性会发生变化。同样地，关于所形成的γ相，若主要元素的量或配合比例不同，则γ相的性质也不同，若大量含有不可避免的杂质，则γ相的性质也发生变化。并且，即使为相同组成，根据温度等制造条件，所存在的相的种类或相的量、各元素对各相的分配也发生变化。

(Zn)

Zn与Cu、Si一并是作为本实施方式的易切削铜合金的主要构成元素，是为了提高切削性、强度、高温特性、铸造性所需的元素。另外，Zn为剩余部分，若非要记载，则Zn含量小于约37.8质量％，优选小于约37.5质量％，大于约33质量％，优选大于33.5质量％。

(Pb)

在本实施方式中，通过含有Si的β相可获得作为合金的良好的切削性，但通过进一步含有少量的Pb可获得优异的切削性。在本实施方式的组成中，约0.001质量％的Pb固溶于基质中，超过该量的Pb作为直径为0.1～3μm左右的Pb粒子而存在。Pb即使为微量也对切削性有较大的效果，在0.003质量％以上的含量下发挥效果。Pb含量优选为0.005质量％以上，更优选为0.01质量％以上，进一步优选为0.02质量％以上。在如切削速度增加的情况、进给量增加的情况、外周切削的切削深度增加的情况、钻孔直径增加的情况等切削条件变得严峻的情况下，Pb含量优选为0.04质量％以上，进一步优选大于0.05质量％。通过含有切削性大幅得到改善的β相和少量的Pb，合金的切削性大幅提高。

Pb提高铜合金的切削性是众所周知的事实，因此如以易切削黄铜棒C3604为代表般Cu-Zn的二元合金中需要约3质量％的Pb。在本实施方式中，通过含有Si的β相以及后述的P的固溶和含P化合物存在于β相中的情况，本实施方式的合金的主构成相的β相已具备大致接近于C3604的切削性。并且，通过含有少量的Pb并使少量的Pb粒子存在于金相组织中，完成具有优异的切削性的合金。考虑到Pb对人体有害且使合金具备高度的切削性，将Pb设为小于0.20质量％。此外，Pb含量优选为0.10质量％以下，鉴于对人体和环境的影响，最佳为0.08质量％以下。

(P)

关于P，首先，通过P固溶于β相中，能够提高β相的切削性、即β相的切屑的破碎性而降低切削阻力，能够获得作为合金的优异的切削性。除此之外，通过含有P的情况和制造工艺，平均直径0.5～3μm左右的大小的含P化合物形成于β相内。在外周切削的情况下，通过这些化合物降低主分力、进给分力、背分力这三个分力，在钻头切削的情况下，通过这些化合物尤其较大地降低扭矩。外周切削时的三个分力、钻头切削时的扭矩与切屑形状联动，三个分力、扭矩越小，切屑越被破碎。

含P化合物不会在热加工中形成。P在热加工中主要固溶于β相中。并且，在热加工后的冷却过程中，在一定临界冷却速度以下，含P化合物在β相内或β相与相的相界析出。α相中的含P化合物少。若用金属显微镜进行观察，则含有P的析出物为粒状且平均粒径为0.5～3μm左右。并且，含有该析出物的β相具有进一步优异的切削性。含P化合物、例如含有P-Si、P-Si-Zn、P-Zn、P-Zn-Cu等的P和至少Si、Zn中的任一者或两种的化合物几乎不对切削工具的寿命造成影响，几乎不阻碍合金的延展性和韧性。含有Fe、Mn、Cr、Co和Si、P的化合物有助于提高合金的强度和耐磨损性，但会消耗合金中的Si、P，提高合金的切削阻力，降低切屑的破碎性，缩短工具寿命，也阻碍延展性。

为了发挥这些效果，P的含量大于0.003质量％，优选为0.01质量％以上，更优选为0.02质量％以上，进一步优选为0.03质量％以上。

若P的含量为约0.015质量％以上，则能够用金属显微镜观察到含P化合物。并且，随着P的量增加，形成含P化合物的临界冷却速度增加，容易形成含P化合物。

另外，例如关于P和Si的化合物，若Mn、Fe、Cr、Co等容易与Si或P化合的元素的量增加，则化合物的组成比也逐渐发生变化。即，从显著提高β相的切削性的含P化合物逐渐变为对切削性的效果贡献少的化合物。因此，需要至少将Fe、Mn、Co及Cr的合计含量设为小于0.40质量％，优选设为0.30质量％以下。

另一方面，若含有0.19质量％以上的量的P，则析出物粗大化，不仅对切削性的效果会饱和，切削性反而会变差，延展性和韧性也降低。并且，有时会降低β相中的Si浓度。因此，P的含量小于0.19质量％，优选为0.14质量％以下，更优选为0.10质量％以下。即使P的含量为约0.05％或小于0.05质量％，也会形成足够量的化合物。

(不可避免的杂质、尤其Fe、Mn、Co及Cr/Sn、Al)

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

一直以来，易切削铜合金、尤其含有约30质量％以上的量的Zn的易切削黄铜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原料。在该领域的下级工序(下游工序、加工工序)中，对大部分部件、零件实施切削加工，相对于材料100以40～80的比例大量产生废弃的铜合金。例如可举出切屑、切边、毛边、浇道(runner)及包括制造上的缺陷的产品等。这些废弃的铜合金成为主原料。若切削切屑、切边等的区分不充分，则从添加有Pb的易切削黄铜、不含有Pb但添加有Bi等的易切削铜合金或含有Si、Mn、Fe、Al的特殊黄铜合金、其他铜合金中混入Pb、Fe、Mn、Si、Se、Te、Sn、P、Sb、As、Bi、Ca、Al、Zr、Ni及稀土类元素作为原料。并且，切削切屑中含有从工具中混入的Fe、W、Co、Mo等。由于废料含有经电镀的产品，因此混入有Ni、Cr、Sn。并且，代替电解铜而使用的纯铜系废料中混入有Mg、Sn、Fe、Cr、Ti、Co、In、Ni、Se、Te。尤其在代替电解铜或电解锌而使用的黄铜系废料中经常有被电镀Sn的情况，混入有高浓度的Sn。

从资源再利用方面和成本问题考虑，将在至少不对特性造成不良影响的范围内含有这些元素的废料用作原料。另外，在添加有JIS标准(JIS H 3250)的Pb的易切削黄铜棒C3604中，含有约3质量％的量的必需元素的Pb，进一步作为杂质，Fe被允许为0.5质量％以下，Fe+Sn(Fe和Sn的总量)被允许至1.0质量％。实际上，有时易切削黄铜棒中会含有高浓度的Fe和Sn。

Fe、Mn、Co及Cr会固溶于Cu-Zn合金的α相、β相、γ相中至成为一定浓度为止，但若此时存在Si，则会容易与Si化合，视情况，导致与Si结合而可能消耗对切削性有效的Si。并且，与Si化合的Fe、Mn、Co及Cr在金相组织中形成Fe-Si化合物、Mn-Si化合物、Co-Si化合物、Cr-Si化合物。这些金属间化合物非常硬，因此不仅使切削阻力上升，而且还会缩短工具的寿命。因此，需要限制Fe、Mn、Co及Cr的量，优选各自的含量小于0.30质量％，更优选为小于0.20质量％，进一步优选为0.15质量％以下。尤其，需要使Fe、Mn、Co及Cr的含量的合计小于0.40质量％，优选为0.30质量％以下，更优选为0.25质量％以下，进一步优选为0.20质量％以下。

另一方面，从易切削黄铜或经电镀的废品等混入的Sn、Al在本实施方式的合金中会促进γ相的形成，看似对切削性有用。然而，Sn和Al也会改变由Cu、Zn、Si形成的γ相原本的性质。并且，与α相相比，Sn、Al更多地分配于β相中而改变β相的性质。其结果，可能导致引起合金的延展性和韧性的降低、切削性的降低。因此，需要限制Sn、Al的量。优选Sn的含量小于0.30质量％，更优选小于0.20质量％，进一步优选为0.15质量％以下。优选Al的含量小于0.20质量％，更优选小于0.15质量％，进一步优选为0.10质量％以下。尤其，鉴于对切削性、延展性的影响，Sn、Al的含量的合计需要小于0.40质量％，优选为0.30质量％以下，更优选为0.25质量％以下，进一步优选为0.20质量％以下。

作为其他主要的不可避免的杂质元素，在经验上，Ni大多从废料等混入，但对特性造成的影响小于上述的Fe、Mn、Sn等。因此，优选Ni的含量小于0.3质量％，更优选小于0.2质量％。关于Ag，通常Ag被视为Cu，几乎不会对各特性造成影响，因此无需特别限制，但优选Ag的含量小于0.1质量％。关于Te、Se，其元素本身具有易切削，虽然很少见，但有可能大量混入。鉴于对延展性和冲击特性的影响，优选Te、Se各自的含量小于0.2质量％，更优选为0.05质量％以下，进一步优选为0.02质量％以下。并且，为了提高黄铜的耐蚀性，耐蚀性黄铜中含有As和Sb，但鉴于延展性、冲击特性、对人体的影响，优选As、Sb各自的含量小于0.05质量％，更优选为0.02质量％以下。此外，关于Bi，可考虑从含有Bi的易切削铜合金的混入，但在本实施方式中，出于Bi对人体和环境造成的影响，优选将Bi的含量设为0.02质量％以下。

作为其他元素的Mg、Ca、Zr、Ti、In、W、Mo、B及稀土类元素等各自的含量优选小于0.05质量％，更优选小于0.03质量％，进一步优选为0.02质量％以下。

另外，稀土类元素的含量为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。

以上，这些不可避免的杂质的总量优选小于1.0质量％，更优选为0.7质量％以下，进一步优选为0.5质量％以下。

(组成关系式f1)

组成关系式f1＝[Cu]-4.5×[Si]+0.5×[Pb]-[P]为表示组成与金相组织之间的关系的式，即使各元素的量在上述规定的范围内，若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特性。若组成关系式f1小于56.5，则β相所占的比例增加，延展性变差。因此，组成关系式f1为56.5以上，优选为57.0以上，更优选为57.2以上。随着组成关系式f1成为更优选的范围，α相所占的比例增加，能够保持优异的切削性，并且具备良好的延展性、冷加工性、冲击特性、耐蚀性。尤其，在需要良好的冷加工性的情况下，组成关系式f1进一步优选为57.5以上。

另一方面，组成关系式f1的上限对β相所占的比例或γ相所占的比例造成影响，若组成关系式f1大于59.5，则β相所占的比例减少，无法获得优异的切削性。同时，γ相所占的比例增加，延展性低下，强度也降低。视情况，会出现μ相。因此，组成关系式f1为59.5以下，优选为59.0以下，更优选为58.5以下。尤其，在需要优异的切削性的情况下，优选为58.3以下。

并且，组成关系式f1与约600℃的热加工性也密切相关，若组成关系式f1小于56.5，则热变形能力产生问题。若组成关系式f1大于59.5，则热变形阻力增加，在600℃的加工变得困难。

作为本实施方式的易切削铜合金具备要求降低切削时的阻力且零碎地破碎切屑这一脆性的切削性和延展性这两种完全相反的特性，不仅讨论各成分的组成，而且还详细讨论组成关系式f1及后述的组织关系式f2～f6、组织/组成关系式f6A，由此能够提供更符合目的和用途的合金。

另外，关于Sn、Al、Fe、Mn、Co、Cr及另行规定的不可避免的杂质，只要在可视为不可避免的杂质的范畴的范围内，则对组成关系式f1造成的影响小，因此在组成关系式f1中并未规定。

(与专利文献的比较)

在此，将上述专利文献2～15中记载的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、2。

本实施方式和专利文献2～11中，作为主要元素的Cu、Si的含量不同，需要大量的Cu。

在专利文献2～4、6、9、11中，在金相组织中认为β相阻碍切削性而被列为不优选的金属相，在切削性的关系式中，β相被列为负相。并且，在存在β相的情况下，优选通过热处理而相变为切削性优异的γ相。

在专利文献4、9～11中，记载了能够允许的β相的量，β相的面积率最大为5％。

在专利文献12中，为了提高耐脱锌腐蚀性，需要至少分别含有0.1质量％以上的量的Sn和Al，为了获得优异的切削性，需要含有大量的Pb、Bi。

在专利文献13中，为如下耐蚀性铜合金铸件：需要65质量％以上的Cu，含有Si且微量含有Al、Sb、Sn、Mn、Ni、B等，由此具备良好的力学性质、铸造性。

此外，在任一专利文献中，均未公开作为本实施方式所需的必要特征的含有Si的β相的切削性优异的情况、至少需要15％以上的β相的情况、存在于β相内的微细的含P化合物，也没有给出任何启示。

另外，在专利文献15中，含有0.2质量％以上的Sn，为了提高β相的耐脱锌腐蚀性，含有Sn、Si，为了提高切削性，在700℃以上的温度下进行热挤出，为了提高耐蚀性，需要400℃～600℃的热处理。β相的比例可以为5～25％，Si的含量可以为0.2质量％以下。

[表1]

[表2]

	金相组织
		第1实施方式	20≤α≤80、15≤β≤80、0≤γ＜8
第2实施方式	30≤α≤75、25≤β≤70、0≤γ＜4
		专利文献2	存在γ相，视情况存在κ相。通过热处理将β相改变为γ相。
专利文献3	存在γ相，视情况存在κ相。通过热处理将β相改变为γ相。
		专利文献4	18-500Pb≤κ+γ+0.3μ-β≤56+500Pb、0≤β≤5
专利文献5	α+κ+γ≥80
		专利文献6	α+κ+γ≥85、5≤γ+κ+0.3μ-β≤95
专利文献7	-
		专利文献8	-
专利文献9	30≤α≤84、15≤κ≤68、β≤3等
		专利文献10	60≤α≤84、15≤κ≤40、β≤2等
专利文献11	29≤κ≤60、β＝0等。α相内存在κ相。
		专利文献12	-
专利文献13	-
		专利文献14	-
专利文献15	-

<金相组织>

Cu-Zn-Si合金中存在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，未必一定能够获得目标特性。最终通过指定并确定存在于金相组织中的金属相的种类及其面积率的范围，能够获得目标特性。因此，按如下规定了组织关系式。

20≤f2＝(α)≤80

15≤f3＝(β)≤80

0≤f4＝(γ)＜8

f5＝18×(γ)/(β)＜9

20≤f6＝(γ)^1/2×3+(β)×([Si])^1/2≤88

33≤f6A＝(γ)^1/2×3+(β)×([Si])^1/2+([Pb])^1/2×35+([P])^1/2×15

(γ相、组织关系式f4)

如专利文献2～6、9～11中记载般，在Cu浓度为约69～约80质量％、Si浓度为约2～约4质量％的Cu-Zn-Si合金中，γ相为最有助于切削性的相。在本实施方式中，γ相也有助于切削性，但为了使延展性与强度之间的平衡成为优异，不得不限制γ相。具体而言，若将γ相所占的比例设为8％以上，则无法获得良好的延展性和韧性。少量的γ相具有改善钻头切削的切屑破碎性的作用。然而，由于γ相较硬，因此若存在大量γ相，则会增加钻头切削的推力阻力值。以β相存在15％以上的量为前提，γ相对切削性的效果相当于γ相的量的1/2次方的值，在含有少量的γ相的情况下，对切削性的改善效果大，但即使增加γ相的量，切削性的改善效果也会逐渐减少。若考虑延展性和钻头切削或外周切削的切削阻力，则γ相所占的比例需要小于8％。γ相的面积率优选为5％以下，更优选为小于4％。若γ相的面积率小于4％，则对延展性的影响会减少，尤其在要求冷加工性的情况下，优选γ相的面积率小于1％或不存在γ相。即使在不存在γ相、即(γ)＝0的情况下，通过使含有Si的β相以后述的比例存在，可获得优异的切削性。

(β相、组织关系式f3、f5)

为了限制专利文献中记载的γ相且在几乎不含有κ相、μ相的情况下获得优异的易切削，重要的是，Si量与Cu、Zn的最佳配合比例、β相的量、固溶于β相的Si量。另外，在此设为β相中包括β′相。

在本实施方式中的组成范围内的β相的延展性差于α相，但延展性远强于γ相、μ相，延展性也强于κ相。因此，从延展性的观点考虑，能够含有比较多的β相。另一方面，从延展性和韧性的方面考虑，γ相受到较大的限制。并且，尽管含有高浓度的Zn和Si，但β相能够获得良好的传导性。但是，β相和γ相的量不仅受组成的影响，而且还受工艺的较大影响。

在作为本实施方式的易切削铜合金的Cu-Zn-Si-P-Pb合金中，为了在使Pb的含量保持最小限度并实现良好的切削性，β相至少需要15％以上的面积率，并且为了具有良好的延展性且获得高强度，β相的量需要大于γ相的2倍的量。即，需要满足f5＝18×(γ)/(β)＜9(若变换式f5，则为2×(γ)＜(β))。β相的量优选为20％以上，更优选为25％以上。即使γ相的量小于4％，视情况，即使γ相的量为0％，若满足关系式f6、f6A，则也能够具备良好的切削性。若γ相的量小于4％且β相的量大于γ相的量的9倍，则能够具备良好的延展性、韧性和高强度。此时，β相的量优选为25％以上，更优选为35％以上，进一步优选为40％以上。即使β相所占的比例为约50％或约40％且切削性差的α相所占的比例为约50％、约60％，合金的切削性也可维持在高水准。

在γ相所占的比例小于0％或1％的情况下，尽管还取决于Si浓度、α相的形状、β相的分布，但若β相的量为约50％或约40％以上，则会存在含P化合物而继承含有Si的β单相合金的切削性。认为柔软的α相在β相的周围发挥缓冲材料的作用，不仅不会对切削阻力造成不良影响，而且还不会对切屑的破碎性造成不良影响。此外，硬质的β相和软质的α相的相界成为切屑破碎的应力集中源，与硬质的β相单相相比，切屑破碎性根据α相的形状而变得良好。此外，若β相的量减少至约20％，则α相的性质占优，切削性以β相的量为约15～约25％附近为界而急剧下降。

另一方面，β相的延展性差于α相。随着β相所占的比例减少，延展性提高。为了获得良好的延展性而改善强度与延展性之间的平衡，需要使β相所占的比例成为80％以下，优选为75％以下，更优选为70％以下。在重视延展性和冷加工性时，优选β相所占的比例为60％以下，更优选为50％以下。根据使用的目的、用途，适当的β相所占的比例略有变动。

另外，含有约1.5质量％的量的Si的β相中，作为热加工温度，自500℃的低温开始显示优异的热变形能力、低热变形阻力，作为合金显示优异的热变形能力、低热变形阻力。

(Si浓度和β相的切削性)

在本实施方式中的组成范围内，固溶于β相中的Si量越增加，β相的切削性越提高，优选β相中含有的Si量为1.2质量％以上。对合金的Si浓度和β相的量与合金的切削性的关系进行深入研究的结果，简单来说，发现若将β相的量乘以Si浓度(质量％、[Si])的1/2次方，则与合金的切削性很好地匹配。即，即使是相同的β相，Si浓度的高的β相的切削性也会更好。例如，表示与Si浓度为1.21质量％的合金相比，在Si浓度为1.0质量％的合金的情况下需要1.1倍的量的β相。但是，在合金的Si浓度为约1.35质量％至约1.5质量％之间时，β相的切削性的改善效果会饱和，不仅如此，若大于约1.5质量％，则Si浓度越增加，β相的切削性越降低。在以β相中含有的Si量进行考察时，若β相中含有的Si量大于1.9质量％，则β相的切削性反而会降低。因此，优选β相中含有的即固溶于β相中的Si的量为1.2质量％以上且1.9质量％以下。

(β相、组织关系式f6)

除组织关系式f3～f5以外，组织关系式f6表示分别对γ相、β相的比例赋予用于获得整体上优异的切削性和延展性、强度的系数。如上所述，少量的γ相对钻头切削时的切屑的破碎性具有优异的效果，对γ相的量(面积％)的1/2次方乘以系数3。β相着重于合金的Si浓度，对β相的量(面积％)则乘以Si浓度的1/2次方，将其值与将γ相的量的1/2次方乘以系数3而得的值之和表示为用于获得切削性的组织关系式f6。组织关系式f6虽重要，但只有满足所述组成关系式f1和组织关系式f2～f5才会成立。用于获得良好的切削性的组织关系式f6为20以上，优选为30以上，更优选为35以上。若重视切削性，则组织关系式f6优选为40以上，进一步优选为45以上。另一方面，鉴于延展性、强度等特性，组织关系式f6为88以下，优选为82以下，更优选为77以下。尤其，在重视延展性和冷轧或制造细棒等时的冷加工性的情况下，组织关系式f6优选为67以下，更优选为60以下。

另外，在金相组织的关系式f2～f6、f6A中，以α相、β相、γ相、δ相、ε相、ξ相、η相、κ相、μ相、χ相金属相为对象，而除含P化合物以外的金属间化合物、Pb粒子、氧化物、非金属夹杂物、未熔解物质等则不作为对象。几乎所有的含P化合物存在于β相内、α相与β相的临界，因此位于β相内及α相与β相的临界的含P化合物视为包括在β相中。虽然很少见，但在含P化合物存在于α相内的情况下，视为包括在α相中。含P化合物有效地作用于切削性，其量也极少，因此即使包括在β相中也不成问题。另一方面，由Si和P与不可避免地混入的元素(例如Fe、Mn、Co、Cr)形成的金属间化合物在金属相的面积率的适用范围外。

(组织/组成关系式f6A)

作为用于作为合金获得良好的切削性的条件式，f6式中需要追加以不同的作用改善切削性的Pb及P的效果。在含有Si的β相内存在含P化合物的条件下，若含有极少量的Pb，则切削性提高。P也同样地，随着向β相中的固溶量增加或随着含P化合物的量增加，切削性也相同地提高。进行深入研究的结果，发现Pb、P的切削性的提高程度均与Pb、P的量的1/2次方有着较深的关系。即，Pb、P均通过含有极少量而发挥较大的效果，随着含量增加，切削性的提高效果增加，但逐渐变缓。

综上所述，β相中含有的Si浓度及β相的量、β相中的P的固溶量及存在于β相中的含P化合物的量、作为微细的粒子而存在的Pb的量分别通过不同的作用而提高合金的切削性。若满足这些所有必要特征，则通过这些的协同作用而发挥较大的切削性的改善效果，Pb、P均通过极少量的含有而大幅提高合金的切削性。

组织/组成关系式f6A中，对Pb的量(质量％、[Pb])的1/2次方乘以系数35、对P的量(质量％、[P])的1/2次方乘以系数15，并分别相加于f6。为了获得良好的切削性，f6A至少为33以上，优选为40以上，更优选为44以上，进一步优选为50以上。即使满足组织关系式f6，若不满足追加Pb、P的效果的f6A，则也无法获得良好的切削性。另外，若Pb、P的含量在本实施方式中规定的范围内，则对延展性等的影响由f6的关系式的上限规定，因此无需在f6A中规定。在f6的值比较小的情况下，通过增加Pb、P的含量，提高切削性。此外，在如切削速度增加的情况、进给量增加的情况、外周切削的切削深度增加的情况、钻孔直径增加的情况等切削条件变得严峻的情况下，优选增大f6A，其中，优选增大Pb项。

另外，f6、f6A仅在本实施方式中规定的各元素的浓度范围内、由f1～f5规定的范围内适用。

(α相、组织关系式f2、α相的形状)

α相为与β相或γ相一并构成基质的主要相。与不含有Si的α相相比，含有Si的α相仅在切削性指数上提高5～10％，但随着Si量增加，切削性提高。若为β相的单相，则在合金的延展性上存在问题，需要适当量的富有延展性的α相。即使含有具有优异的切削性的β相和切削性差的α相，α相本身也会发挥缓冲材料的作用或在切削时在其与硬质的β相的临界发挥应力集中源的作用，即使含有比较多的、例如约50％的面积率的α相，也可维持优异的β单相合金的切削性。另外，如上所述，还取决于合金的Si浓度、β相中含有的Si浓度及α相的形状或分布状况。

反复进行深入研究的结果，考虑合金的延展性、韧性及延展性与强度之间的平衡，α相的量需要为20％以上，优选为25％以上，更优选为30％以上。在冷态进行高加工率的拉伸、拉丝或轧制时，在进行弯曲或压紧等冷加工等重视冷加工性的情况下，α相的面积率优选为40％以上。另一方面，为了获得良好的切削性，α相的面积率至少为80％以下，优选为75％以下，更优选为70％以下或65％以下。尤其，在重视切削性的情况下，α相的面积率优选为60％以下。

(切削性、力学性质和α相的形状、β相的分布)

关于影响合金的切削性、力学性质的α相的形状、分布、β相的分布，若α相晶粒的形状为针状(晶粒的长边/短边之比大于4的椭圆形)，则α相的分散变差，针状的长边长的α相将妨碍切削。并且，α相的周围的β相的晶粒变大，β相的分散程度也变差。此外，α相晶粒的结晶粒径越小，切削性、力学性质越良好。α相晶粒的平均结晶粒径优选为30μm以下。若α相晶粒为粒状且细，则α相的分布会变得均匀，β相也会被破碎。因此，在切削和强度/延展性方面，α相发挥良好的缓冲材料的作用或α相与β相的相界发挥切屑破碎的应力集中源的作用，切屑反而比β相单相合金更易被破碎。因此，作为优选的实施方式，若长边/短边为4以下的α相晶粒相对于整个α相所占的比例(((长边/短边)为4以下的粒状的α相晶粒的数量(个数)/α相晶粒的总数(个数))×100)为50％以上，更优选为75％以上，则切削性提高。并且，若针状的长边长的α相晶粒所占的比例大于50％，则延展性大致不变，但合金的强度下降。因此，若粒状的α相晶粒的比例增加，则强度会增加，强度与延展性之间的平衡会提高。关于α相晶粒的形状，长边/短边大于4的针状或椭圆形的α相晶粒的比例是否大于50％或25％受制造工艺的影响，若热加工温度高，则长边/短边大于4的针状或椭圆形的α相晶粒会增加。

(μ相、κ相、其他相)

为了具备优异的切削性且获得高延展性和韧性、高强度，除α、β、γ相以外的相的存在也重要。在本实施方式中，鉴于各特性，并不特别需要κ相、μ相或δ相、ε相、ζ相、η相。在将形成金相组织的构成相(α)、(β)、(γ)、(μ)、(κ)、(δ)、(ε)、(ζ)、(η)的总和设为100时，优选为(α)+(β)+(γ)＞99，若排除计算上的误差、数值的舍入方法，则最佳为(α)+(β)+(γ)＝100。

(含P化合物的存在)

与含有3质量％的量的Pb的易切削铜合金相比，含有Si的β相中，切屑的破碎性并不充分，外周切削时的切削阻力、钻头切削时的扭矩高。通过在β相内析出平均粒径为0.5～3μm左右的含P化合物，能够进一步改善β相的切削性。简单来说，因含P化合物的存在而产生的切削性的改善效果在切削性指数上相当于提高约10％，视情况提高相当于约12％。切削性还受P的含量、β相的量和分布、形成的含P化合物的大小、分布状况等的影响。该含P化合物为含有P和至少Si及Zn中的任一种或两种的化合物，视情况，进一步含有Cu或进一步含有作为不可避免的杂质的Fe、Mn、Cr、Co等。并且，含P化合物还受作为不可避免的杂质的Fe、Mn、Cr、Co等的影响。若不可避免的杂质的浓度大于上述中规定的量，则含P化合物的组成会发生变化，导致不再有助于提高切削性。另外，在约600℃的热加工温度下，不存在含P化合物，而会在热加工后的冷却时的临界冷却速度下产生。因此，热加工后的冷却速度变得重要，优选以50℃/分钟以下的平均冷却速度对530℃至450℃的温度区域进行冷却。所述平均冷却速度更优选为45℃/分钟以下。另一方面，若冷却速度过慢，含P化合物容易生长，对切削性的效果降低。所述平均冷却速度优选为0.1℃/分钟以上，更优选为0.3℃/分钟以上。

在此，在图1A～图1C中示出各种合金的金相组织照片。

图1A的铜合金为Zn-62.9质量％Cu-1.14质量％Si-0.072质量％P-0.009质量％Pb合金，是在590℃进行热挤出加工且将530℃至450℃的平均冷却速度设为25℃/分钟而得的合金。

图1B的铜合金为Zn-62.9质量％Cu-1.14质量％Si-0.072质量％P-0.009质量％Pb合金，是在615℃进行热锻且将530℃至450℃的平均冷却速度设为28℃/分钟而得的合金。

图1C的铜合金为Zn-62.5质量％Cu-1.05质量％Si-0.001质量％P-0.016质量％Pb合金，是在595℃进行热挤出加工且将530℃至450℃的平均冷却速度设为25℃/分钟而得的合金。

如图1A、图1B所示，热挤出材料、热锻材料中，在金属显微镜下呈黑色的约0.5～3μm的粒状的析出物均存在于β相内、β相与α相的相界。并且，几乎所有的α相晶粒的长边/短边为4以下，α相的平均结晶粒径在图1A中为约15μm，在图1B中为约25μm。

另一方面，在图1C中，P量为0.001质量％，因此不存在含有P的析出物。若比较图1C与图1A、图1B，则即使在相同条件下进行蚀刻，在P的量为0.001质量％的情况下(图1C)，α相与β相的相界也不会清晰，但在P的量为0.072质量％的情况下(图1A、图1B)，α相与β相的相界则变得更为清晰。前者的P量为0.001质量％的情况和双方的P的量之差的0.071质量％的差异改变了金相组织。

(固溶于β相中的Si量和切削性)

在作为本实施方式的组成范围内产生的α相、β相、γ相的Cu、Zn、Si的量大致具有以下关系。

Cu浓度中，α＞β≥γ

Zn浓度中，β＞γ＞α

Si浓度中，γ＞β＞α

在实际操作中，关于在590℃热挤出成

的试样(Zn-64.1质量％Cu-1.21质量％Si-0.035质量％P合金)、在410℃热处理50分钟而得的试样(Zn-62.9质量％Cu-1.14质量％Si-0.07质量％P合金)及在实验室中在595℃挤出成

的试样(Zn-64.0质量％Cu-1.31质量％Si-0.05质量％P合金、及、Zn-62.3质量％Cu-1.06质量％Si-0.04质量％P合金)，以2000倍的倍率拍摄二次电子像、组成像，并用X射线微分析仪对α、β、γ相中的Cu、Zn、Si的浓度进行了定量分析。测定是使用JEOL Ltd.制“JXA-8230”在加速电压20kV、电流值3.0×10^-8A的条件下进行的。将结果示于表3～6。

固溶于β相中的Si浓度约为α相的1.5倍，即β相中分配有α相的1.5倍的Si。例如，在合金的Si浓度为1.2质量％的情况下，约1.0质量％的Si固溶于α相中，1.5质量％的Si固溶于β相中。

另外，制作出专利文献2的代表组成的Zn-76质量％Cu-3.1质量％Si合金并用X射线微分析仪(EPMA)进行分析的结果，γ相的组成为73质量％Cu-6质量％Si-20.5质量％Zn。与作为本实施方式的γ相的组成例的60.5质量％Cu-3.5质量％Si-36质量％Zn有较大的差异，估计双方的γ相的性质也会不同。

[表3]

Zn-64.1质量％Cu-1.21质量％Si-0.035质量％P合金

	Cu	Zn	Si
				α相	66.0	32.5	1.0
β相	61.0	37.5	1.5
				γ相	60.5	36.0	3.5

[表4]

Zn-62.9质量％Cu-1.14质量％Si-0.07质量％P合金

	Cu	Zn	Si
				α相	65.5	33.5	0.9
β相	60.5	38.0	1.4

[表5]

Zn-64.0质量％Cu-1.31质量％Si-0.05质量％P合金

	Cu	Zn	Si
				α相	66.0	32.5	1.1
β相	61.0	37.0	1.6
				γ相	60.5	35.5	3.7

[表6]

Zn-62.3质量％Cu-1.06质量％Si-0.04质量％P合金

	Cu	Zn	Si
				α相	65.0	34.0	0.9
β相	60.0	38.5	1.3

(切削性指数)

通常，以含有3质量％的Pb的易切削黄铜为基准并将其切削性设为100％而用数值(％)表示了各种铜合金的切削性。作为一例，1994年、日本伸铜协会发行、“铜及铜合金的基础和工业技术(修订版)”、第533页、表1及1990年、ASM International发行、“MetalsHandbook TENTH EDITION Volume2 Properties and Selection：Nonferrous Alloys andSpecial-Purpose Materials”(金属手册第十版第2卷特性和选择：有色合金和特殊用途材料)、第217～228页的文献中记载了铜合金的切削性。

表7的合金为后述的在实验室中制作的含有0.01质量％的量的Pb的合金，同样地用实验室的挤出试验机热挤出成

在Cu-Zn的二元合金中，即使含有少量的Pb，也几乎不影响切削性，因此分别使其含有本实施方式的成分范围内的0.01质量％的量的Pb。热挤出温度在合金A、D中为750℃，在其他合金B、C、E、F中为635℃。在挤出之后，为了调整金相组织，在500℃进行了2小时热处理。按照后述的切削试验，进行外周切削、钻头切削的试验，求出了切削性。另外，作为基准材料的易切削黄铜，使用了市售的C3604(Zn-59质量％Cu-3质量％Pb-0.2质量％Fe-0.3质量％Sn)。

[表7]

[表8]

在所述文献中，记载了作为α单相黄铜的70Cu-30Zn的切削性为30％。在本实施方式中，如表7、表8所示，作为相同的α单相黄铜的65Cu-35Zn(合金A)的切削性为31％。并且，与不含Si的α黄铜相比，在调整Cu、Zn的量且含有0.9质量％的量的Si的α单相黄铜(合金D)、即在α相中固溶0.9质量％的量的Si的α单相黄铜中，切削性指数提高了约7％。合金A、D的切屑在外周切削和钻头钻孔切削这两个试验中均连续。

外周切削能够分解成主分力、进给分力、背分力，将这些的合力(三个分力)作为切削阻力。关于钻头切削，分解成扭矩、推力，将这些的平均值记载为钻头的“综合”切削阻力。此外，作为合金的切削性，对外周的切削阻力和钻头切削阻力进行平均，作为切削性“综合”指数(评价)。

与不含Si的α相相比，调整Cu、Zn且不含Si的β单相黄铜(合金C、54Cu-46Zn)的切削性“综合”指数提高约20％，但仅停留在51％，切屑几乎未得到改善，切屑评价未发生变化。与不含Si的β单相合金(合金C)相比，在含有约1.3质量％的量的Si的β单相合金(合金E)中，切削性“综合”指数进一步提高了约24％。外周切削、钻头钻孔切削时的切屑得到少许改善且被破碎，但与含有3质量％的Pb的易切削黄铜之差较大。

并且，与不含P且含有1.3质量％的量的Si的β单相合金相比，在含有0.05质量％的P且含有1.3质量％的量的Si的β单相合金(合金F)中，切削性“综合”指数提高了约10％。根据是否含有P，外周切削提高约14％，钻头钻孔切削下的扭矩提高约9％，显著地得到了提高。外周切削的切削阻力及钻头切削的扭矩的大小与切屑形状相关，通过含有0.05质量％的P，切屑形状的评价结果从“△”提高至“○”。关于外周切削时的阻力，与含有3％的Pb的易切削黄铜之差也极小，外周切削、钻头切削的切屑也成为与含有3％的Pb的易切削黄铜几乎相同的形状，显著地得到了改善。另外，切削阻力受强度的影响，若以热挤出材料彼此进行比较，则强度越高，切削阻力越大。β单相黄铜和本实施方式的合金具有比含有3质量％Pb的易切削黄铜高1.2～1.3倍的强度，因此减去该差，则可以说含有1.3质量％的Si和0.05质量％的P的β单相合金的切削性与含有3质量％的Pb的易切削黄铜的切削性大致等同。

由表4、6可知，β单相合金F大致相当于本实施方式的易切削铜合金的β相，合金D大致相当于α相。本实施方式的易切削铜合金由大致相当于含有3质量％的Pb的易切削黄铜的切削性的β相(合金F)和通过含有Si改善切削性的α相(合金D)构成。本实施方式的易切削铜合金中，即使β相的比例成为约50％或约40％，也能够基本上保持β单相的合金F的切削性，相当于添加有Pb的易切削黄铜的切削性。

另一方面，合金B为含有0.01质量％的Pb但不含Si、P的黄铜，且β相所占的比例为48％，与α单相黄铜(合金A)相比，外周切削、钻头切削的切削阻力均得到了改善，但与β单相黄铜(合金C)相比，切削阻力高，切削性“综合”评价为44％。与相同β相率的本实施方式的发明合金的切削性“综合”评价相比，为低约35％的数值，切屑形状也完全不同。从切削阻力及切屑的形状考虑，含有0.01质量％的Pb但不含Si、P且含有48％的β相的黄铜根本无法代替含有3质量％的Pb的易切削黄铜。

本实施方式的易切削铜合金在β相中包含含P化合物，如表3～6所示，在β相中含有1.3～1.6质量％的量的Si，由此能够具备良好的切削性。

<特性>

(常温强度及高温特性)

对以汽车零件为首的作为本实施方式的使用对象的部件、零件，强烈要求使其更薄、更轻。作为所需的强度，重视抗拉强度，还重视其与延展性之间的平衡。

为此，优选热挤出材料、热轧材料及热锻材料为在未实施冷加工的热加工完成后的状态下抗拉强度为470N/mm²以上的高强度材料。抗拉强度更优选为500N/mm²以上，进一步优选为530N/mm²以上。用于阀、接头、压力容器、空调/冷冻机的大多数零件是通过热锻制成，目前使用的Pb添加铜合金的抗拉强度为约400N/mm²，伸长率为30～35％，因此可通过高强度化而实现轻量化。

有时在热加工之后还进行冷加工，考虑冷加工的影响，将在以下范围内的材料定义为高强度、高延展性的材料。

在热加工材料、在热加工之后进一步以30％以下的加工率进行冷加工而得的材料或进一步实施冷加工和热处理之后以30％以下的加工率进行冷加工而得的材料的情况下，具有以下特性。以下，将最终冷加工率设为[R]％，在不进行冷加工的情况下，[R]＝0。抗拉强度S(N/mm²)为(470+8×[R])N/mm²以上，优选为(500+8×[R])N/mm²以上。伸长率E(％)为(0.02×[R]²-1.15×[R]+18)％以上，优选为(0.02×[R]²-1.2×[R]+20)％以上。表示强度与延展性之间的平衡的特性关系式f7＝S×(100+E)/100优选为600以上，更优选为640以上，进一步优选为670以上，最优选为700以上。

另外，含有Pb的热加工完成后的易切削黄铜的特性关系式f7为约530。因此，与含有Pb的热加工完成后的易切削黄铜的特性关系式f7相比，本实施方式的铜合金的特性关系式f7至少大70以上，进一步大100以上，强度与延展性之间的平衡优异。

(导电率)

本实施方式的用途中包括电气/电子设备零件、EV(电动汽车)化发展的汽车零件、其他高传导性部件/零件。当前，含有6质量％或8质量％的量的Sn的磷青铜(JIS标准、C5191、C5210)经常用于这些用途，这些的导电率分别为约14％IACS、12％IACS。因此，只要本实施方式的铜合金的导电率为13％IACS以上，则关于导电性不会产生多大问题。导电率优选为14％IACS以上。尽管含有大于1质量％的量的使导电率变差的元素的Si且含有约33质量％以上的量的Zn，但依旧显示高传导性是受β相的量和固溶于β相中的Si的影响。另外，传导性改善几乎不会对实际使用造成问题，因此并不特别规定导电率的上限。

由以上研究结果得出以下见解。

第1，一直以来认为在Cu-Zn-Si合金中产生的β相对合金的切削性无效或妨碍合金的切削性。然而，深入研究的结果，作为一例，查明Si量为约1.5质量％、Cu量为约61质量％、Zn量为约37.5质量％的β相具有非常优异的切削性。

第2，查明了为进一步改善Cu-Zn-Si合金的β相的切削性，若使其含有P、将P固溶于β相中且在β相中析出平均粒径为约0.5～约3μm的大小的含P化合物，则与不含P或不存在含P化合物的合金相比，切削阻力进一步降低，同时切屑的破碎性能会显著地提高。

第3，查明了在本实施方式的易切削铜合金中产生的γ相对优异的切屑破碎性有效。专利文献的铜合金与本实施方式的易切削铜合金的组成不同，即使为相同的γ相，若组成如上述的β相那样不同，则切削性上也会产生较大的差异，发现存在于本实施方式的组成范围内的γ相还具有优异的切削性。在本实施方式中明确了，尽管Cu含量、Si含量少，但γ相的切削性、尤其钻头切削时的切屑的破碎性优异。但是，γ相阻碍延展性，因此需要限制其量。查明了在因与合金的延展性之间的关系而不含γ相的、α相和β相这两相的金相组织中，也具备优异的切削性。

第4，含有约1.5质量％的Si的β相具有高强度，但延展性差，若β相过多，则不适合作为工业用材料。为了制成在维持切屑破碎性优异、切削阻力低这样的切削性的同时具备良好的延展性且具有高强度的铜合金，通过优化包括α相的量、β相的量、γ相的量、α相晶粒的粒径(α相的结晶粒径)及α相晶粒的形状的各参数，完成了本实施方式的易切削铜合金。

第5，明确了：若使通过包含含有Si的β相且使含P化合物存在于β相中而提高切削性能的铜合金含有Pb，则微量的Pb对切屑的破碎性、降低切削阻力发挥效果。与所述P的量一并明确Pb的量对切削性的效果，鉴于切削性、其他各特性、对人体的影响，获得更适合的组成、金相组织，由此进一步完成了本实施方式的合金。

第6，以往的含Pb铜合金含有大量的Pb且Pb在热加工温度下熔解，因此在650℃以下的热变形能力中存在问题。在本实施方式的合金中，制成了在低于650℃的温度、约600℃具有优异的热变形能力、热变形阻力低、能够容易进行热加工、热态下富有延展性的铜合金。

(热加工性)

本实施方式的易切削铜合金的特征在于在约600℃具有优异的变形能，能够热挤出成截面积小的棒，能够热锻成复杂的形状。若在约600℃强力加工含有Pb的铜合金，则会发生较大的破裂，因此适当的热挤出温度为625～800℃，适当的热锻温度为650～775℃。在本实施方式的易切削铜合金的情况下，其特征在于在600℃以80％以上的加工率进行热加工时不会破裂，优选的热加工温度为低于650℃的温度，更优选为低于625℃的温度。

在本实施方式的易切削铜合金中，通过含有Si，可在600℃提高α相、β相的热变形能力，降低变形阻力。并且，β相所占的比例大，因此能够在600℃容易进行热加工。

若热加工温度为约600℃而低于以往的铜合金的加工温度，则将用于热挤出的挤出模等工具、挤出机的容器、锻造模具加热至400～500℃而使用。这些工具与热加工材料之间的温度差越小，越可获得均质的金相组织，可制成尺寸精度良好的热加工材料，工具的温度几乎不会上升，因此工具寿命也增加。并且，同时获得高强度、强度与伸长率之间的平衡优异的材料。

<制造工艺>

接着，对本发明的第1、2实施方式的易切削铜合金的制造方法进行说明。

本实施方式的合金的金相组织不仅根据组成发生变化，而且还根据制造工艺发生变化。不仅受热挤出、热锻的热加工温度、热处理条件的影响，而且热加工或热处理中的冷却过程中的平均冷却速度也会造成影响。进行深入研究的结果得知，在热加工或热处理的冷却过程中，金相组织受530℃至450℃的温度区域中的冷却速度的较大影响。

(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℃进行。将比熔点高约50℃～约200℃的温度即约900℃～约1100℃的熔融金属浇铸于预定的铸模中，并通过气冷、缓慢冷却、水冷等若干种冷却方法进行冷却。并且，在凝固之后，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、热轧。在进行两个以上的热加工工序的情况下，以以下条件进行最终热加工工序。

首先，关于热挤出，作为优选的实施方式，尽管还取决于挤出比(热加工率)、设备能力，但实际上在进行热加工时的材料温度、具体而言在刚通过挤出模之后的温度(热加工温度)高于540℃且低于650℃的温度下进行热挤出。热挤出温度的下限与热态下的变形阻力相关，上限与α相的形状相关，通过在较窄的温度范围内进行管理，可获得稳定的金相组织。若在650℃以上的温度下进行热挤出，则α相晶粒的形状容易成为针状而非粒状或容易出现直径大于50μm的较大的α相晶粒。若出现针状且粗大的α相晶粒，则强度略微降低，强度与延展性之间的平衡略微变差，含有P的析出物的分布变差，长边长且粗大的α相晶粒阻碍切削，切削性略微变差。α相晶粒的形状与组成关系式f1相关，在组成关系式f1为58.0以下的情况下，优选挤出温度低于625℃。通过在低于普通的铜合金的温度下进行挤出，能够具备良好的切削性和强度。

并且，通过对热挤出后的冷却速度下工夫，能够获得具备更良好的切削性的材料。即，在热挤出后的冷却过程中，将530℃至450℃的温度区域中的平均冷却速度设定为50℃/分钟以下、优选为45℃/分钟以下而进行冷却。通过将平均冷却速度限制在50℃/分钟以下，能够用倍率500倍的金属显微镜确认到含P化合物的存在。另一方面，若冷却速度过慢，则含P化合物生长而导致降低对切削性的效果，因此所述平均冷却速度优选为0.1℃/分钟以上，更优选为0.3℃/分钟以上。

鉴于能够实际测定的测定位置，热加工温度定义为自热挤出、热锻、热轧的结束时刻起约3秒后或4秒后的能够实际测定的热加工材料的温度。金相组织受刚经历较大的塑性变形的加工后的温度的影响。所讨论的热加工后的平均冷却速度为约50℃/分钟，因此3～4秒后的温度下降在计算中为约3℃，几乎不受影响。

作为原材料，热锻中主要使用热挤出材料，但也使用连续铸造棒。与热挤出相比，热锻的加工速度快，加工成复杂形状，视情况有时会强力加工至壁厚为约3mm，因此锻造温度高于热挤出温度。作为优选的实施方式，成为锻件的主要部分的实施较大的塑性加工的热锻材料的温度、即自刚锻造之后(锻造的结束时刻)起约3秒后或4秒后的材料温度优选高于540℃且低于675℃。在作为锻造用的黄铜合金而在世界广泛使用的含有2质量％的量的Pb的黄铜合金(59Cu-2Pb-剩余部分Zn)中，热锻温度的下限为650℃，但本实施方式的热锻温度更优选低于650℃。在进行热锻时，也与组成关系式f1相关，在组成关系式f1为58.0以下的情况下，热锻温度优选低于650℃。尽管还取决于热锻的加工率，但温度越低，α相的晶粒的大小越小，α相晶粒的形状从针状变为粒状，强度提高，强度与延展性之间的平衡得到改善，并且切削性得到改善。

并且，通过对热锻后的冷却速度下工夫，能够获得具备切削性的各特性的材料。即，在热锻后的冷却过程中，将530℃至450℃的温度区域中的平均冷却速度设定为50℃/分钟以下、优选为45℃/分钟以下而进行冷却。通过控制冷却速度，在β相中及发生相变的β相与α相的临界析出约0.5～3μm的主要由P和Si、Zn构成的化合物，由此能够进一步提高合金的切削性。另外，若冷却速度过慢，则在冷却过程中发生化合物的粗化，因此所述的平均冷却速度为0.1℃/分钟以上，优选为0.3℃/分钟以上。

在进行热轧时，对铸锭进行加热，反复轧制5～15次。并且，最终的热轧结束时的材料温度(自结束时刻起经过3～4秒之后的材料温度)高于540℃且优选低于650℃，更优选低于625℃。在热轧结束之后，冷却轧材，但与热挤出同样地，将530℃至450℃的温度区域中的平均冷却速度优选设为0.1℃/分钟以上且50℃/分钟以下。上述的平均冷却速度更优选为0.3℃/分钟以上或45℃/分钟以下。

(热处理)

铜合金的主要的热处理还称为退火，例如在进行热挤出时加工成无法挤出的较小的尺寸的情况下，在冷拉伸或冷拉丝之后，根据需要进行热处理，该热处理以再结晶、即使材料变柔软为目的而实施。轧材也相同地实施冷轧和热处理。在本实施方式中，还以控制γ相、β相的量为目的而实施热处理。

在需要伴随再结晶的热处理的情况下，在材料的温度为400℃以上且600℃以下、0.1小时至8小时的条件下进行加热。在前工序中未形成含P化合物的情况下，在进行热处理时形成含P化合物。另外，若在高于530℃的温度下进行热处理，则含P化合物会再固溶并消失。在热处理温度高于530℃的情况下，在冷却过程中，需要将530℃至450℃的温度区域中的平均冷却速度设定为50℃/分钟以下、优选设定为45℃/分钟以下而进行冷却，形成含P化合物。所述的平均冷却速度优选为0.1℃/分钟以上。

(冷加工工序)

在热挤出棒的情况下，为了获得高强度、为了改善尺寸精度或为了使挤出后的棒材、卷材成为弯曲少的直线形状，有时会对热挤出材料实施冷加工。例如，以约2％～约30％的加工率对热挤出材料实施冷拉伸，视情况，在拉伸加工之后，实施矫直加工、低温退火。

细棒、线或轧材被反复实施冷加工和热处理，在热处理之后，实施最终加工率为0％～约30％的冷加工、矫直加工、低温退火。

冷加工的优点为，能够提高合金的强度。通过对热加工材料组合进行冷加工和热处理，即使其顺序颠倒，也能够取得高强度、延展性、冲击特性之间的平衡，能够根据用途获得重视强度、重视延展性和韧性的特性。另外，冷加工对切削性造成的影响小。

(低温退火)

在棒、线、锻件、轧材中，有时以去除残留应力、矫正棒材(棒材的线性度)、调整和改善金相组织为主要目的，在最终工序中以再结晶温度以下的温度对棒材、线材、锻件、轧材进行低温退火。在本实施方式的情况下，为了与所述热处理进行区分，将在金相组织中再结晶的比例小于50％的情况定义为低温退火。低温退火在保持温度为250℃以上且430℃以下、保持时间为10～200分钟的条件下进行。下限的条件为能够充分去除残留应力的最低温度或时间。并且，通过将棒材对齐排列于截面为凹状且底面为平滑的面的模箱、例如宽度约500mm、高度约300mm、厚度约10mm、长度约4000mm的钢制模箱(凹槽的深度为(高度)-(厚度))上并在250℃以上且430℃以下的温度下保持10～200分钟，能够获得直线性优异的棒材。若将温度设为T℃、将时间设为t分钟，则优选300≤退火条件式f8＝(T-200)×(t)^1/2≤2000的条件。若退火条件式f8小于300，则残留应力的去除或矫正不充分。若退火条件式f8大于2000，则材料的强度因再结晶而降低。退火条件式f8优选为400以上且1600以下。若退火条件式f8与前工序的冷却速度无关地为400以上，则在进行低温退火时形成含有微细的P的化合物。并且，尽管还取决于合金组成，但若在250℃以上且430℃以下的温度下保持10～200分钟，则能够在β相内、β相与α相的相界析出微细的γ相，使钻孔切削的切屑变零碎。但是，β相随着γ相的增加而减少，因此有时切削性会变差。并且，若γ相过多，则切削性的提高会饱和，延展性变差。因此，需要注意组织关系式f2～f6。

通过这种制造方法制造本发明的第1、2实施方式的高强度易切削铜合金。

热加工工序、热处理(还称为退火)工序、低温退火工序为对铜合金进行加热的工序。基本的制造工序为熔解/铸造、热加工(挤出、锻造、轧制)、冷加工(拉伸、拉丝、轧制)、矫直加工、低温退火，有时还会不包括矫直加工、冷加工、低温退火。另外，矫直加工通常在冷态下进行，因此还称为冷加工。关于

以下的细棒、线、厚度为8mm以下的板，有时在所述工序中包括热处理。热处理主要在冷加工之后进行，可根据最终尺寸反复进行热处理和冷加工。最终产品的直径越小、厚度越薄，则以与切削性的同等以上的程度越重视冷加工性。热处理有时还会在热加工之后且冷加工之前进行。

低温退火工序在热加工工序、冷加工工序、矫直加工工序及退火工序中的最终工序之后实施。在进行低温退火工序的情况下，通常退火工序在加工工序之间进行，因此可以说低温退火工序在热加工工序、冷加工工序及矫直加工工序中的最终加工工序之后实施。

具体而言，可举出以下制造工序的组合。另外，也可以代替热挤出而进行热轧。

(1)热挤出-低温退火

(2)热挤出-冷加工(拉伸、拉丝、轧制)-低温退火

(3)热挤出-冷加工(拉伸、拉丝、轧制)-矫直加工-低温退火

(4)热挤出-反复进行冷加工(拉丝、轧制)和退火-冷加工-低温退火

(5)热挤出-反复进行冷加工(冷拉丝、轧制)和退火-冷加工-矫直加工-低温退火

(6)热挤出-退火-冷加工(拉伸、拉丝、轧制)-低温退火

(7)热挤出-退火-冷加工(拉伸、拉丝、轧制)-矫直加工-低温退火

(8)热挤出-退火-反复进行冷加工(拉伸、拉丝、轧制)和退火-冷加工-低温退火

(9)热挤出-退火-反复进行冷加工(拉伸、拉丝、轧制)和退火-冷加工-矫直加工-低温退火

(10)热挤出-冷拉伸-矫直加工(可以省略矫直加工)-热锻-低温退火

(11)热挤出-矫直加工-热锻-低温退火

(12)热挤出-热锻-低温退火

(13)铸造-热锻-低温退火

(14)铸造-矫直加工-热锻-低温退火

根据如上构成的本发明的第1、第2实施方式的易切削合金，如上所述规定了合金组成、组成关系式、金相组织、组织关系式、组织/组成关系式，因此即使Pb的含量少，也能够获得优异的切削性，热加工性优异、强度高、强度与延展性之间的平衡优异。

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，能够在不脱离其发明的技术特征的范围内适当进行变更。

实施例

以下，示出为了确认本实施方式的效果而进行的确认实验的结果。另外，以下实施例用于说明本实施方式的效果，实施例中记载的构成必要特征、工艺、条件并不限定本实施方式的技术范围。

使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作试验。

并且，使用实验室设备实施了铜合金的试作试验。

将合金组成示于表9～12。并且，将制造工序示于表13～19。另外，在组成中，“MM”表示稀土金属合金，表示稀土类元素的总量。以下示出各制造工序。

(工序No.A0～A6、A10、AH1、AH2)

如表13所示，通过实际操作的低频熔炉及半连续铸造机制造了直径240mm的坯料。原料使用了符合实际操作的材料。将坯料切断成800mm的长度并进行了加热。用标称容量3000吨的热挤出机挤出出了两条直径25.6mm的圆棒。并且，在530℃至450℃的温度区域中以若干个冷却速度对挤出材料进行了冷却。温度测定以热挤出的中间阶段至最后阶段为中心使用放射温度计而进行，测定了自被挤出机挤出时起约3～4秒后的挤出材料的温度。另外，之后的热挤出、热锻、热轧的温度测定中使用了LumaSense Technologies Inc制的型号IGA8Pro/MB20的放射温度计。

确认到该挤出材料的温度的平均值为表13所示的温度的±5℃(在(表所示的温度)-5℃～(表所示的温度)+5℃的范围内)。

在工序No.A0、A1、A2、A4、AH2中，挤出温度为590℃，在No.A3中，挤出温度为635℃，在No.AH1中，挤出温度为680℃。并且，在热挤出之后，关于530℃至450℃的平均冷却速度，在工序No.A2中为45℃/分钟，在工序No.AH2中为65℃/分钟。在除工序No.A2、AH2以外的工序中，所述平均冷却速度为25℃/分钟。

在热挤出结束之后，在工序No.A0中，热挤出完成后，在冷态下进行了矫正。在进行矫正时，实际的冷加工率为0％。在工序No.A4中，将拉伸加工率设为8.4％。在除工序No.A0、A4以外的工序中，在冷态下从直径25.6mm拉伸至直径25.0mm(加工率4.7％)。此外，在工序No.A5、A6中，使用工序No.A1的原材料，分别在实验室中在275℃且100分钟、410℃且50分钟的条件下，将材料放入模箱中进行了低温退火。在工序No.A10中，在575℃进行热挤出至直径45mm，以20℃/分钟的平均冷却速度从530℃冷却至450℃。工序No.A10也用于锻造实验。

在此，对实施低温退火的材料计算了以下所示的退火条件式f8。

f8＝(T-200)×(t)^1/2

T：温度(材料温度)(℃)、t：加热时间(分钟)

并且，在将棒材堆成4层而对齐排列于截面为凹状、宽度约500mm、高度300mm、厚度10mm且长度为4000mm的钢制的模箱上的状态下进行了低温退火，接着，测定了棒材的弯曲。

关于弯曲测定结果，对合金No.S01、S02实施工序No.A5、A6、后述的工序No.B6而得的试样的弯曲均为每米棒材0.1mm以下，均良好。

(工序No.B1～B7、BH1、BH2)

如表14所示，使用实际操作设备在工序No.B1～B7、BH1、BH2中热挤出至直径20.0mm，除工序No.B5、B7以外，在冷态下拉伸至直径19.03mm。在工序No.B5中，在冷态拉伸至直径18.5mm。在工序No.B1、B2、B5、B6、B7中，挤出温度设为610℃。在工序No.B3和BH2中挤出温度设为580℃，在工序No.B4中挤出温度设为640℃，在工序No.BH1中挤出温度设为680℃，而进行了热挤出。关于挤出后的530℃至450℃的平均冷却速度，在工序No.BH2中设为55℃/分钟，在工序No.B2中设为0.2℃/分钟。在除此之外的工序中，将平均冷却速度设为38℃/分钟而进行了冷却。在工序No.B6中，使用工序No.B1的材料在310℃放入模箱中进行了100分钟低温退火。工序No.B7进入工序No.E。

(工序No.C1～C3、C10、CH1、CH2)

如表15所示，在实验室中，以预定的成分比熔解了原料。将熔融金属浇铸于直径100mm、长度180mm的模具中，制作了坯料(合金No.S51～S65、No.S70～S84)。另外，还从实际操作的熔解炉获得熔融金属，进一步有意地再添加Fe、Sn等杂质，将熔融金属浇铸于直径100mm、长度180mm的模具中，制作了坯料(合金No.S11～S17、No.S21～S26)。另外，有意地添加的Fe、Sn等杂质的浓度为与市售的含有Pb的黄铜大致相同的水准或其水准以下。

对该坯料进行加热，在工序No.C1、C3、CH2中将挤出温度设为595℃，在工序No.C2中将挤出温度设为635℃，在工序No.CH1中将挤出温度设为675℃，挤出至直径22mm的圆棒。在工序No.CH2中将挤出后的530℃至450℃的平均冷却速度设为72℃/分钟，在工序No.C1、C2、C3、CH1中设为30℃/分钟。接着，未对线性度的良好的棒进行矫正，但对线性度差的棒进行了矫正(加工率0％)。在工序No.C3中，使用工序No.C1的棒在320℃、60分钟的条件下进行了低温退火。

在工序No.C10中，将挤出温度设为575℃，挤出至直径45mm，将平均冷却速度设为20℃/分钟，作为锻造用原材料。

所述的合金A～合金F系根据工序C的方法而制作。但是，关于挤出温度，在合金A、D中设为750℃，在其他合金B、C、E、F中设为635℃，将挤出后的530℃至450℃的平均冷却速度设为30℃/分钟。并且，为了在挤出之后调整金相组织，所有合金A～合金F在500℃进行了2小时热处理。另外，作为比较材料的含有2质量％Pb的锻造用黄铜C3771、合金H，使用了市售品。

(工序D)

在工序No.D中，从实验室和实际操作的熔解炉获得熔融金属，并浇铸于内径45mm的模具中。在冷却过程中，将530℃至450℃的温度区域中的平均冷却速度设为40℃/分钟，作为工序F的锻造用原材料。

(工序E)

如表17所示，工序No.E为包括退火的工序。主要为制作例如直径7mm以下的细棒材的工序，但若棒材较细，则无法进行切削试验，因此用直径大的挤出棒进行了替代试验。

在工序No.E1中，通过冷拉伸加工使在工序No.B7中获得的直径20mm的原材料成为16.7mm，实施480℃、60分钟的热处理，接着通过冷拉伸使其成为直径16mm。

在工序No.E2中，通过冷拉伸使在工序No.C1中获得的直径22mm的原材料成为18.4mm，实施450℃、90分钟的热处理，接着通过冷拉伸使其成为直径17.7mm。

(工序No.F1～F5、FH1～FH2)

如表18所示，将在工序No.A10、C10、D1中获得的直径45mm的圆棒切断为长度180mm。横向放置该圆棒，用热锻压能力150吨的压机锻造成厚度16mm。自刚热锻造成规定的厚度之后起经过约3秒～约4秒后，使用放射温度计及接触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18所示的温度±5℃的范围(在(表所示的温度)-5℃～(表所示的温度)+5℃的范围内)。

在工序No.F1、F2、F3、F5、FH1、FH2中，将热锻温度分别改变为660℃、640℃、615℃、620℃、685℃、615℃而实施了工序。在工序No.FH2中，将530℃至450℃的温度区域中的平均冷却速度设为63℃/分钟。在除此之外的工序中，将平均冷却速度设为28℃/分钟而实施了冷却。在工序F中，获得锻件，未实施矫正(冷加工)，为仅实施了热锻的状态。另外，在工序No.F4中，使用工序No.F3的锻件在290℃、100分钟的条件下进行了低温退火。

切断热锻材料并提供至切削试验、力学性质的实验中。

(工序R)

在工序No.R1中，从实际操作的熔解炉将熔融金属的一部分浇铸于截面为35mm×70mm的铸模中。对铸件的表面进行面切削而使其成为32mm×65mm×200mm，加热至650℃，实施2道次的热轧而使厚度成为15mm。自最终热轧的结束时刻起约3～约4秒后的材料温度为560℃，将530℃至450℃的温度区域中的平均冷却速度设为20℃/分钟而进行了冷却。并且，将所得的轧制板冷轧至厚度10mm，使用电气炉在480℃且60分钟的条件下进行热处理，进一步冷轧至厚度9mm。

对上述试验材料实施了以下项目的评价。将评价结果示于表20～32。

(金相组织的观察)

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

与长边方向平行地或与金相组织的流动方向平行地切断了各试验材料的棒材、锻件。接着，对表面进行镜面抛光(mirror face polishing)，并用过氧化氢和氨水的混合液进行了蚀刻。在进行蚀刻时使用了混合3体积％的过氧化氢水3mL和14体积％的氨水22mL而得的水溶液。在约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。

使用金属显微镜以倍率500倍观察金相组织，求出各相的比例，检查了是否存在含P化合物。根据金相组织的状况以1000倍进行观察，确认到相和化合物。在5个视场的显微镜照片中，使用图像处理软体“Photoshop CC”手动涂满了各相(α相、β相、γ相、κ相、μ相)。接着，用图像解析软体“WinROOF2013”进行二值化，求出了各相的面积率。详细而言，对各相求出5个视场的面积率的平均值，并将平均值设为各相的相比率。排除除含P化合物以外的析出物、氧化物、硫化物、晶体，将所有构成相的面积率的合计设为100％。

并且，观察了含P化合物。能够使用金属显微镜以500倍进行观察的最小的析出粒子的大小为约0.5μm。与相的比例同样地，首先，在能够用500倍的金属显微镜观察的析出物中，进行了是否存在含P化合物的判断。在该观察条件下确认到含P化合物的情况下，将含P化合物的存在评价设为“○”(良)。尽管还取决于P的含量、制造条件，但有在一个显微镜视场中存在数个～数百个含P化合物的试样。含P化合物几乎存在于β相内、α相与β相的相界，因此包括在β相中。并且，虽然很少见，但存在于α相内的情况下，视为包括在α相中。此外，β相内有时存在大小小于0.5μm的γ相。在本实施方式中，用倍率500倍的金属显微镜无法识别小于0.5μm的大小的相，因此超微细的γ相作为β相而进行了处理。含P化合物在金属显微镜下呈黑灰色，由Mn、Fe形成的析出物、化合物呈浅蓝色，因此可区分。

在α相中，需要区分是否为针状。因此，按如下评价了α相的形状。

在一个α相的晶粒中，将长边/短边之比大于4的情况定义为针状(椭圆形状)的α相晶粒，将α相的晶粒的长边/短边之比为4以下的情况定义为粒状的α相晶粒。在观察所述金相组织时，检查了粒状的α相晶粒相对于整个α相的所占的个数的比例。将粒状的α相晶粒所占的比例小于50％的情况评价为“×”(差)。将粒状的相晶粒所占的比例为50％以上且小于75％的情况评价为“△”(合格)。将粒状的α相晶粒所占的比例为75％以上的情况评价为“○”(良)。α相晶粒的形状对力学性质、切削性造成影响，粒状的α相晶粒越多，力学性质、切削性越良好。

具体而言，使用打印成约70mm×约90mm尺寸的照片对各相的面积率、是否存在化合物进行了评价。

在相的识别、析出物的识别困难的情况下，使用场发射型扫描电子显微镜(FE-SEM)(JEOL Ltd.制的JSM-7000F)和附属的EDS在加速电压15kV、电流值(设定值15)的条件下通过FE-SEM-EBSP(Electron Back Scattering Diffracton Pattern，电子背向散射衍射图案)法以倍率500倍或2000倍确定了相、析出物。

并且，在对若干种合金测定β相中含有的Si浓度的情况及含P化合物的判断困难的情况下，主要以2000倍的倍率拍摄二次电子像、组成像，用X射线微分析仪进行了定量分析或定性分析。在进行测定时，使用JEOLLtd.制的“JXA-8230”在加速电压20kV、电流值3.0×10^-8A的条件下进行。在通过这些电子显微镜调查时观察到含P化合物的情况下，将含P化合物的存在评价设为“△”(合格)。在未观察到含P化合物的情况下，将含P化合物的存在评价设为“×”(差)。关于本实施方式的含P化合物的存在，设为也包括“△”的情况。在表中，将含P化合物的存在评价的结果示于“P化合物”项中。

(导电率)

导电率的测定使用了FOERSTER JAPAN LIMITED.制的导电率测定装置(SIGMATESTD2.068)。另外，在本说明书中，以相同的含义使用了术语“电传导”和“导电”。并且，导热性与导电性具有较强的相关性，因此导电率越高，表示导热性越良好。

(抗拉强度/伸长率)

将各试验材料加工成JIS Z2241的10号试验片，进行了抗拉强度及伸长率的测定。

若不包括冷加工工序的热挤出材料或热锻材料的抗拉强度优选为470N/mm²以上、更优选为500N/mm²以上、进一步优选为530N/mm²以上，则在易切削铜合金中为最高水准，能够使各领域中使用的部件更薄、更轻或增加允许应力。并且，在强度与伸长率之间的平衡中，若将抗拉强度设为S(N/mm²)、将伸长率设为E(％)，则在表示强度与延展性之间的平衡的特性关系式f7＝S×(100+E)/100优选为600以上、更优选为640以上、进一步优选为670以上、甚至为700以上时，则可以说在易切削铜合金中为非常高的水准。

<基于车床的切削性试验>

作为切削性的评价，用使用车床的切削试验如下进行了评价。

对热挤出棒材、热锻件实施切削加工而制作了直径14mm的试验材料。将不带断屑槽的K10的硬质合金工具(刀具)安装于车床。使用该车床在干燥条件下以切削前角：0°、刀鼻半径：0.4mm、切削后角：6°、切削速度：40m/分钟、切削深度：1.0mm、进给速度：0.11mm/rev.的条件对直径14mm的试验材料的圆周上进行了切削。

从由安装于工具的3个部分构成的测力计(MIHODENKI CO.，LTD.制造，AST式工具动力计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，这些信号转换为切削阻力(主分力、进给分力、背分力，N)。切削试验中，为了抑制刀具磨损的影响，实施两次A→B→C→......C→B→A的往复，并对各试样进行了4次测定。切削阻力由下式求出。

切削阻力(主分力、进给分力、背分力的合力)＝((主分力)²+(进给分力)²+(背分力)²)^1/2

另外，对各样品进行4次测定，并采用了其平均值。将由Zn-59质量％Cu-3质量％Pb-0.2质量％Fe-0.3质量％Sn合金构成的市售的易切削黄铜棒C3604的切削阻力设为100，计算试样的切削阻力的相对值(切削性指数)，进行了相对评价。切削性指数越高，越具有良好的切削性。另外，“三个分力”的记载是指主分力、进给分力、背分力的合力，表示切削性指数。

另外，按如下求出了切削性指数。

试样的切削试验结果的指数(切削性指数)＝(C3604的切削阻力/试样的切削阻力)×100

同时采集切屑，通过切屑形状对切削性进行了评价。在实际进行切削时成为问题的是：切屑缠绕于工具及切屑的体积增加。因此，作为切屑形状，将产生平均长度短于5mm的切屑的情况评价为良好“○”(良)。作为切屑形状，将产生平均长度为5mm以上且短于15mm的切屑的情况评价为合格“△”(合格)，评价为在实际使用上会存在些许问题，但能够进行切削。将产生平均切屑长度为15mm以上的切屑的情况评价为“×”(差)。另外，除去最初产生的切屑来进行了评价。

切削阻力还依赖于材料的剪断强度、抗拉强度，强度越高的材料往往切削阻力越高。在高强度材料的情况下，若切削阻力相对于含有1～4质量％的Pb的易切削黄铜棒的切削阻力高约40％左右，则在实际使用上视为良好。在本实施方式中，与含有3质量％Pb的易切削黄铜C3604相比，挤出材料的剪断强度为约1.2～1.3倍，因此以约70的切削性指数为界(临界值)对本实施方式中的切削性的评价基准进行了评价。详细而言，若切削性指数为80以上，则评价为切削性优异(评价：◎、优异)。若切削性指数为70以上且小于80，则评价为切削性良好(评价：○、良)。若切削性指数为63以上且小于70，则评价为切削性合格(评价：△、合格)。若切削性指数小于63，则评价为切削性不合格(评价：×、差)。

若为同等的强度，则切屑形状与切削性指数具有相关关系，若切削性指数大，则切屑破碎性趋于良好，能够数值化。

在重视冷加工性的情况下，也至少需要切屑、切削阻力的评价为“合格”以上。

顺便提及，作为Zn浓度高、含有0.01质量％的Pb且含有约50％的β相的易切削铜合金的Zn-58.1质量％Cu-0.01质量％Pb合金的切削性指数为39，切屑的长度长于15mm。同样地，作为不含Si、含有0.01质量％的Pb的β单相铜合金的Zn-55质量％Cu-0.01质量％Pb合金的切削性指数为41，切屑的长度长于15mm。

在试验No.T01(合金No.S01)中，含有0.072质量％的P，在590℃进行热挤出，存在含P化合物。将该试验No.T01(合金No.S01)的切屑的外观示于图2A。并且，在试验No.T303(合金No.S71)中，P的含量为0.003质量％以下，在595℃进行热挤出，用金属显微镜及电子显微镜未确认到含P化合物的存在。将该试验No.T303(合金No.S71)的切屑的外观示于图2B。

含有P且能够确认含P化合物的试验No.T01(合金No.S01)的切屑的平均长度为1.2mm，被零碎地破碎。另一方面，P的含量为0.003质量％以下且未观察到含P化合物的试验No.T303(合金No.S71)的切屑长度长于15mm，是连续的。

<钻头切削试验>

在钻床中使用

高速钢制JIS标准钻头，以转速：1250rpm、进给量：0.17mm/rev.的条件在干燥条件下切削了深度10mm的钻孔加工。在进行钻孔加工时，用AST式工具动力计在周向、轴向上采集电压变化，计算出钻孔加工时的扭矩/推力。另外，对各样品进行4次测定，并采用了其平均值。将由Zn-59质量％Cu-3质量％Pb-0.2质量％Fe-0.3质量％Sn合金构成的市售的易切削黄铜棒C3604的扭矩、推力设为100，计算试样的扭矩、推力的相对值(扭矩指数、推力指数)，进行了相对评价。切削性指数(扭矩指数、推力指数、钻孔指数)越高，越具有良好的切削性。钻孔加工中，为了抑制钻头的磨损的影响，实施2次A→B→C→......C→B→A的往复，对各试样进行了4次测定。

即，按如下求出了切削性指数。

试样的钻孔试验结果的指数(钻孔指数)＝(扭矩指数+推力指数)/2

试样的扭矩指数＝(C3604的扭矩/试样的扭矩)×100

试样的推力指数＝(C3604的推力/试样的推力)×100

在第3次试验时采集了切屑。根据切屑形状评价了切削性。在实际进行切削时成为问题的是：切屑缠绕于工具及切屑的体积增加。因此，将平均产生切屑形状小于1卷的切屑的情况评价为良好“○”(良)。将产生切屑形状为1卷以上且小于3卷为止的切屑的情况评价为合格“△”(合格)，评价为在实际使用上存在些许问题，但能够进行钻头切削。将产生切屑形状为3卷以上的切屑的情况评价为“×”(差)。另外，最初产生的切屑除外。

若高强度材料的扭矩、推力相对于含有1～4质量％的Pb的易切削黄铜棒的切削阻力高约40％左右，则在实际使用上视为良好。在本实施方式中，切削性指数以约70％为界(临界值)进行了评价。详细而言，若钻孔指数为75以上，则评价为切削性优异(评价：◎、优异)。若钻孔指数为70以上且小于75，则评价为切削性良好(评价：○、良)。若钻孔指数为65以上且小于70，则评价为切削性合格(评价：△、合格)，评价为在实际使用上存在些许问题，但能够进行钻头切削。若钻孔指数小于65，则评价为切削性不合格(评价：×、差)。

若为相同的强度，则切屑形状与扭矩指数具有较强的关系。若扭矩指数大，则切屑破碎性趋于良好，因此能够以扭矩指数对切屑形状进行数值比较。但是，与含有3质量％Pb的易切削黄铜相比，本实施方式的合金在热挤出材料中与抗拉强度大致具有比例关系的剪断强度为约1.2～1.3倍。切削阻力与剪断强度具有较强的关系，因此需要考虑材料强度。

在重视具有与切削性相反的特性的冷加工性的情况下，还至少需要切屑、切削阻力的评价为“合格”(△、合格)以上。

顺便提及，Zn浓度高、含有0.01质量％的Pb且含有约50％的β相的易切削铜合金的Zn-58.1质量％Cu-0.01质量％Pb合金的钻孔指数为49(扭矩指数为46、推力指数为52)，切屑大于3卷。同样地，不含Si且含有0.01质量％的Pb的β单相的铜合金的Zn-54质量％Cu-0.01质量％Pb合金的钻孔指数为61(扭矩指数为53、推力指数为68)，切屑大于3卷。

作为精密钻孔用专用工具，近年来各种设备逐渐小型化，相对于这些零件的微细的钻孔的需求提高。例如，可举出模具的销孔、纺孔、印刷电路板等半导体关联的装置零件、光学装置关联的装置零件等广泛的需求。今后，信息家电或医疗设备、汽车零件等各种工业产品的轻、薄、小型化将进一步加速。在这种趋势下，各钻头制造商谋求充实0.1mm以下的硬质合金钻头的阵容。至今为止钻孔的直径与深度的比率的极限为10倍左右，但最近出现了很多即使对0.5mm以下的孔也能够加工至钻孔的直径与深度的比率为100倍左右的钻头。扩大了小径/深孔加工的可能性，在这些领域中要求切削性良好的材料。

(热加工试验)

通过切削使工序No.A0的直径25.6mm或工序No.C1的直径22.0mm的棒材成为直径15mm，并切断为长度25mm。将该试验材料在600℃保持了20分钟。接着，纵向放置试验材料，使用具有10吨的热压缩能力且并设有电炉的Amsler试验机，以应变速度0.02/秒、加工率80％进行压缩，使厚度成为5mm。在进行热加工时，试验材料维持在600℃。

通过肉眼观察是否破裂和表面上是否产生较大的褶皱评价了热变形能力。测定加工率20％时的变形阻力，并以30N/mm²为界评价了热变形阻力。尽管还取决于设备能力或挤出比等热加工率，但30N/mm²为无问题地制造通常制造范围的热挤出棒的热变形阻力的临界值。在600℃的热加工试验中，在未破裂、未产生较大的褶皱且热变形阻力为30N/mm²以下的情况下，评价为热加工性良好：“○”(良)。在热变形能力、热变形阻力中的任一个不满足上述基准的情况下，添加条件评价为合格“△”(合格)。在热变形能力、热变形阻力这双方均不满足上述基准的情况下，评价为不合适“×”(差)。将评价结果示于表32。

在600℃的热挤出和热锻几乎不会用一般的铜合金实施。在含有Pb的易切削铜合金的情况下，若在600℃进行试验，则会发生破裂，热变形阻力大于30N/mm²。通过在低温下进行热加工，可获得高强度、高强度与伸长率之间的平衡、良好的切削性，提高尺寸精度，实现工具的长寿命化，而且还有利于地球环境。

作为含有Pb的锻造用黄铜的合金H发生了破裂，变形阻力高。在组成关系式f1的值小于56.5的情况下，产生了较大的褶皱，在组成关系式f1的值大于59.5的情况下，变形阻力大于30N/mm²。

[表9]

[表10]

备注：MM表示稀土金属。

[表11]

[表12]

[表13]

工序A：实机制造工序(直接挤出)

*530℃至450℃的冷却速度

[表14]

工序B：实机制造工序(间接挤出)

*530℃至450℃的冷却速度

[表15]

工序C：实验室挤出

*530℃至450℃的冷却速度

[表16]

工序D：铸造(铸造用原材料的铸件的制作)

工序No.	直径(mm)	冷却速度*(℃/分钟)
			D1	45.0	40

*530℃至450℃的冷却速度

[表17]

工序E：实验室

[表18]

工序F：热锻

*530℃至450℃的冷却速度

[表19]

工序R：实验室轧制

*530℃至450℃的冷却速度

[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]

由上述测定结果得到如下见解。

1)确认到通过满足本实施方式的组成且满足组成关系式f1、金相组织的必要特征、及组织关系式f2～f6、组织/组成关系式f6A，可获得如下热挤出材料、热锻材料、热轧材料：通过含有少量的Pb而获得良好的切削性、在约600℃具有良好的热加工性、具有13％IACS以上的高导电率且具有高强度、良好的延展性及强度与延展性之间的高平衡(特性关系式f7)(合金No.S01、S02、S11、S12、S14、S16、S17、S21、S23、S25、S51～S66)。

2)通过含有大于0.003质量％的P且含P化合物存在于β相内，切屑破碎性提高，切削阻力减小。在P的量为0.02质量％以上时，切削性进一步得到提高。即使γ相为0％，也确保了良好的切削性(例如合金No.S01、S02)。

3)若Cu含量低，则β相增加，伸长率降低。若Cu含量高，则β相减少，γ相增加，伸长率降低，强度/延展性平衡变差，切削性也差(合金No.S70、S73、S74)。

4)若Si含量低，则切削性变差，若Si含量多，则γ相增加，伸长率降低，强度/延展性平衡变差，导电率也低，切削性也差(合金No.S73、S75、S76、S84)。

5)若β相中含有的Si的量在1.2质量％以上且1.7质量％以下的范围内，则获得了良好的切削性(合金No.S01、S02、S56、S57)。

6)若P含量为0.003质量％以下，则车床、钻头的切屑的破碎性均变差，切削阻力增加(合金No.S71、S72)。若P的量为约0.01质量％，则用金属显微镜观察不到含P化合物，用电子显微镜则确认到含P化合物。若P的量为约0.02质量％以上，则可用倍率500倍或1000倍的金属显微镜观察到含P化合物，切削性变得更良好(合金No.S63、S51、S55)。能够用电子显微镜确认含P化合物，但在无法用金属显微镜进行观察时，含P化合物对切削性的效果略微减少(例如合金No.S63、S72)。在金相组织中，即使在相同条件下进行蚀刻，以约0.01～0.02质量％为界，在P的量大于该量时，α相与β相的临界变得清晰。该现象看似与P固溶于β相中、是否存在含P化合物、含P化合物的形态有关。

7)若Pb的含量小于0.003质量％，则切削性差(合金No.S77)。若Pb的量为0.005质量％以上、甚至为0.01质量％以上，则切削性得到改善，若Pb的量大于0.05质量％，则切削性进一步得到改善(合金No.S60、S65、S66)。即使Pb的量为约0.2质量％且含有较多β相，若Si的量少，则Pb对切削性的效果也小，切削性差(合金No.S82)。

8)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，也不会对各种特性造成较大影响(合金No.S01、S02、S11)。若含有大于不可避免的杂质的优选的范围的量的Fe、Mn、Co或Cr，则认为形成了Fe、Mn等与Si、P的金属间化合物。其结果，认为存在Fe等与Si的化合物且有效发挥作用的Si浓度减少而切削性变差。并且，认为含P化合物的组成也有可能发生了变化(合金No.S12、S13、S21、S22、S78)。若含有大于不可避免的杂质的优选的范围的量的Sn和Al，则因γ相的增加，伸长率减少，切削性变差。认为γ相或β相中含有大量的Sn和Al，性质有可能从不可避免的杂质少的γ相、β相发生了变化(合金No.S14、S15、S23、S24、S79)。

9)若组成关系式f1小，则伸长率降低。若组成关系式f1大，则切削性变差。若组成关系式f1大于59.5或小于56.5，则热加工性、切削性或力学性质达不到目标值(合金No.S70、S80)。若组成关系式f1的值为57.0以上，则伸长率更加得到改善，在57.5以上时进一步得到改善。另一方面，在组成关系式f1的值为59.0以下时切削性更加得到改善，在58.5以下时进一步得到改善(例如合金No.S01、S02)。

10)若β相的面积率小于15％，则即使满足组成及组成关系式f1，也未得到良好的切削性。若β相的面积率大于80％，则伸长率降低(合金No.S70、S75、S59)。

若β相的比例为70％以上，则含有1.3质量％的Si、0.05质量％的P，显示出与存在含P化合物的β单相合金几乎相同的切削阻力(合金F、S58、S70)。若β相的比例为约40％或50％以上、或组织关系式f6为约45以上、组织/组成关系式f6A为约55以上，则大致维持了β单相合金、合金F的切削性(例如合金No.S54、S56、S64、S65)。

11)即使γ相的面积率为0％，通过适量存在β相，也获得了良好的切削性、力学性质(例如合金No.S01、S02)。

12)若γ相的面积率为8％以上，则伸长率降低。若γ相适量，则扭矩指数提高。若组织关系式f5＝18×(γ)/(β)≥9，则伸长率、切削性变差。若组织关系式f5＝18×(γ)/(β)＜2，则延展性的下降少，扭矩、外周切削得到改善(合金No.S73、S74、合金No.S01、工序No.A5、A6)。

13)即使满足组成、组织的必要特征f2～f4、f6，若组织/组成的关系式f6A小，则切削性也差(合金No.S81、S83)。若f6A为44以上，则切削性进一步得到改善，若为约55以上，则显示出更加良好的切削性(例如合金No.S51、S57、S62、S66)。

14)若粒状(长边/短边≤4)的α相晶粒所占的比例为75％以上，强度、切削性进一步得到改善。若α相晶粒的平均结晶粒径为30μm以下、微细且为粒状，则认为发挥缓冲材料的作用，α相与β相的相界成为切削时的应力集中源，切屑的破碎性得到改善。但是，即使粒状的α相晶粒所占的比例小于50％，也获得了目标切削性、力学性质(例如，合金No.S01、S51～S66、工序No.A1～A3、AH1)。

15)若满足本实施方式的组成、组成关系式f1，则在600℃显示出良好的热加工性，在约600℃完成了热挤出、热锻、热轧。若热加工温度为675℃以上，则粒状的α相的比例变得小于50％(例如合金No.S01、S02)。并且，即使锻造原材料为铸件，在620℃也显示出良好的热锻性，切削性、力学性质也良好(工序No.F5)。

16)若热挤出温度高于约650℃，则抗拉强度略微降低，切削性略微变差。若在约625℃以下进行挤出，则力学性质、切削性得到改善。

在进行热锻时，若锻造温度高于约675℃，则抗拉强度略微降低，切削性略微变差。若在约650℃以下或约625℃以下进行锻造，则力学性质、切削性得到改善。

17)若满足组成、f1～f6A的关系式，则不实施冷加工的热挤出材料、锻件的抗拉强度显示出470N/mm²以上的高值。若组成、关系式的值在优选的范围内，则抗拉强度大于500N/mm²。同时，表示强度与延展性之间的平衡的特性关系式f7＝S×(100+E)/100显示为600以上。若组成、关系式的值在优选的范围内，则特性关系式f7显示为640以上或670以上的高数值。若α相的形状、制造条件脱离优选的范围，则抗拉强度、特性关系式f7降低，但抗拉强度为470N/mm²以上，f7为600以上(合金No.S01、S02、S51～S66、各工序)。

18)若满足组成、f1～f6A的关系式，则在实施冷加工的情况下将冷加工率设为[R]％时，抗拉强度均为(470+8×[R])N/mm²以上，甚至均为(500+8×[R])N/mm²以上，伸长率E(％)为(0.02×[R]²-1.15×[R]+18)％以上，甚至均为(0.02×[R]²-1.2×[R]+20)％以上(工序No.A1～A6、B1～B6、E1、E2)。

19)尽管还取决于P的量，但在进行热挤出后、热锻后的冷却时，530℃至450℃的平均冷却速度的约50℃/分钟为是否能够在倍率500倍的金相组织观察中观察到含P化合物或是否能够用电子显微镜观察到含P化合物的临界值(合金No.S01、S02、S51～S66、各工序)。若用金属显微镜确认到含P化合物，则切削性良好。在530℃至450℃的平均冷却速度为0.2℃/分钟的情况下，β相减少且含P化合物变大，因此认为强度略微降低，切削性略微变差，但强度、切削性均为高水准(工序No.B2)。

20)与冷却速度、P的含量无关地，与未能确认到含P化合物的情况相比，在未能用金属显微镜确认到含P化合物而用电子显微镜观察到含P化合物的情况下，切削性良好，满足了本实施方式的目标。然而，与用金属显微镜观察到含P化合物的情况相比，切削性的提高程度小(工序No.A1、AH2、工序No.F3、FH2、例如合金No.S63)。

21)若在退火条件式f8为750至1485的条件下对热加工材料进行低温退火(合金No.S01、S02、工序No.A5、A6、B6)并测定所得的棒材的弯曲，则发现其为每米中0.1mm以下的弯曲少的棒材。通过实施低温退火，产生了重新析出γ相的合金。γ相为约1％的合金的扭矩和外周切削得到改善(例如合金No.S01、S02)。

综上所述，如本实施方式的合金般，各添加元素的含量及组成关系式、各组织关系式在适当的范围内的本实施方式的合金的热加工性(热挤出、热锻、热轧)优异，切削性、力学性质也良好。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、热锻及热轧中的制造条件、热处理中的条件设在适当范围而实现。

产业上的可利用性

本实施方式的易切削铜合金的Pb的含量少，热加工性、切削性优异，强度高，强度与伸长率之间的平衡优异。因此，本实施方式的易切削铜合金适合于汽车零件、电气/电子设备零件、机械零件、文具、玩具、滑动零件、仪器零件、精密机械零件、医疗用零件、饮料用设备/零件、排水用设备/零件、工业用管道零件及饮用水、工业用水、废水、氢等液体或气体的零件。

具体而言，能够适当地用作用于上述领域的以阀、接头、旋塞、消火栓、齿轮、轴、轴承、转轴、套筒、心轴、传感器、螺栓、螺帽、扩口螺帽、笔尖、嵌入螺帽、盖形螺帽、螺纹接管、间隔件、螺钉等名称使用的零件的构成材料等。

Claims

1.一种易切削铜合金，其特征在于，

其组成为大于61.0质量％且小于65.0质量％的Cu、大于1.0质量％且小于1.5质量％的Si、0.003质量％以上且小于0.20质量％的Pb及大于0.003质量％且小于0.19质量％的P，剩余部分由Zn及不可避免的杂质构成，

所述不可避免的杂质中，Fe、Mn、Co及Cr的总量小于0.40质量％，且Sn、Al的总量小于0.40质量％，

56.5≤f1＝[Cu]-4.5×[Si]+0.5×[Pb]-[P]≤59.5，

并且，在除了非金属夹杂物以外的金相组织的构成相中，以α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相的9个相的金属相为对象，在将α相的面积率设为α％、将γ相的面积率设为γ％、将β相的面积率设为β％、将μ相的面积率设为μ％、将κ相的面积率设为κ％、将δ相的面积率设为δ％、将ε相的面积率设为ε％、将ζ相的面积率设为ζ％、将η相的面积率设为η％，α+β+γ+μ+κ+δ+ε+ζ+η＝100时，具有如下关系：

20≤α≤80；

15≤β≤80；

0≤γ＜8；

18×γ/β＜9；

20≤γ^1/2×3+β×[Si]^1/2≤88；

33≤γ^1/2×3+β×[Si]^1/2+[Pb]^1/2×35+[P]^1/2×15，

并且，所述β相内存在粒径为0.5μm～3μm、且其尺寸能够通过基于电子显微镜的观察在至少2000倍的倍率观察到的含P化合物。

2.一种易切削铜合金，其特征在于，

其组成为61.7质量％以上且64.3质量％以下的Cu、1.02质量％以上且1.35质量％以下的Si、0.005质量％以上且0.10质量％以下的Pb及0.02质量％以上且0.14质量％以下的P，剩余部分由Zn及不可避免的杂质构成，

57.0≤f1＝[Cu]-4.5×[Si]+0.5×[Pb]-[P]≤59.0，

30≤α≤75；

25≤β≤70；

0≤γ＜4；

18×γ/β＜2；

30≤γ^1/2×3+β×[Si]^1/2≤77；

44≤γ^1/2×3+β×[Si]^1/2+[Pb]^1/2×35+[P]^1/2×15，

3.根据权利要求1或2所述的易切削铜合金，其特征在于，

长边/短边为4以下的粒状的α相晶粒的个数的比例相对于全部α相晶粒为50％以上。

4.根据权利要求1或2所述的易切削铜合金，其特征在于，

所述β相中含有的Si量为1.2质量％以上且1.9质量％以下。

5.根据权利要求1或2所述的易切削铜合金，其特征在于，

导电率为13％IACS以上，且在将抗拉强度设为S、将伸长率设为E的情况下，表示强度与伸长率之间的平衡的关系式S×(100+E)/100为600以上，

其中，S的单位为N/mm²，E的单位为％。

6.根据权利要求1或2所述的易切削铜合金，其特征在于，其用于汽车零件、电气/电子设备零件、机械零件、文具、玩具、滑动零件、仪器零件、精密机械零件、医疗用零件、饮料用设备/零件、排水用设备/零件、工业用管道零件。

7.一种易切削铜合金的制造方法，其特征在于，其为权利要求1至6中任一项所述的易切削铜合金的制造方法，

所述易切削铜合金的制造方法包括一个以上的热加工工序，

在所述热加工工序中的最终热加工工序中，热加工温度高于540℃且低于675℃，热加工后的530℃至450℃的温度区域中的平均冷却速度为0.1℃/分钟以上且50℃/分钟以下。

8.根据权利要求7所述的易切削铜合金的制造方法，其特征在于，其进一步包括选自冷加工工序、矫直加工工序及退火工序的一个以上的工序。

9.根据权利要求7或8所述的易切削铜合金的制造方法，其特征在于，其进一步包括在最终加工工序之后实施的低温退火工序，

在所述低温退火工序中，保持温度为250℃以上且430℃以下，保持时间为10分钟以上且200分钟以下。