CN113785081A

CN113785081A - 易切削铜合金及易切削铜合金的制造方法

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Publication number: CN113785081A
Application number: CN201980096002.6A
Authority: CN
Inventors: 大石惠一郎; 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: 2019-12-23
Publication date: 2021-12-10
Anticipated expiration: 2039-12-23
Also published as: JP6799305B1; JPWO2020261666A1; KR20230174286A; TWI740299B; JP6796356B1; CN113785081B; KR20210080590A; FI3872198T3; US11512370B2; EP3992316A1; EP3872198A1; KR20210152562A; EP3872199A4; CN114008227B; PT3872198T; EP3992316A4; ES2940703T3; ES2941313T3; TWI731623B; US11479834B2

Abstract

本发明的易切削铜合金含有Cu：多于58.0％且少于65.0％、Si：多于0.30％且少于1.30％、Pb：多于0.001％且0.20％以下、Bi：多于0.020％且0.10％以下、P：多于0.001％且少于0.20％，剩余部分由Zn及不可避免的杂质构成，Fe、Mn、Co及Cr的总量少于0.45％，Sn和Al的总量少于0.45质量％，具有56.5≤[Cu]‑4.7×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]‑0.5×[P]≤59.5和0.025≤[Pb]+[Bi]＜0.25、20≤α＜85、15＜β≤80、0≤γ＜5、8.0≤([Bi]+[Pb]‑0.002)^1/2×10+([P]‑0.001)^1/2×5+(β‑7)^1/2×([Si]‑0.1)^1/2×1.2+γ^1/2×0.5≤17.0、0.9≤([Bi]+[Pb]‑0.002)^1/2×(β‑7)^1/2×([Si]‑0.1)^1/2≤4.0的关系，α相内存在含有Bi的粒子。

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、饮料用器具/零件、排水用器具/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、水龙头、水龙头金属零件、齿轮、轴、轴承、转轴、套筒、心轴、传感器、螺栓、螺帽、扩口螺帽、笔头、嵌入螺帽、盖型螺帽、螺纹接管、间隔件、螺钉等，本发明涉及用于这些实施切削的零件的易切削铜合金及易切削铜合金的制造方法。

本申请主张基于2019年6月25日在日本申请的特愿2019-116914号、2019年7月12日在日本申请的特愿2019-130143号、2019年7月31日在日本申请的特愿2019-141096号及2019年9月9日在日本申请的特愿2019-163773号的优先权，并将其内容援用于此。

背景技术

一直以来，在汽车零件、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器具/零件(具体的零件名称为阀、接头、齿轮、传感器、螺帽、螺钉等的零件)中通常使用了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。

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，关于将饮用水器具等中含有的Pb含量限为0.25质量％以下的限制自2010年1月起已生效。该限制在除了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，对于其他产业领域、汽车、电气电子设备、机械等产业领域而言，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％，但与饮用水领域同样地，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。

该种易切削铜合金的Pb法规强化的动向中，提倡了如下合金：(1)代替Pb而含有具有切削性(切削性能、切削性功能)的Bi，且根据情况与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。

例如，在专利文献1及专利文献12中，通过在Cu-Zn合金中添加约1.0～2.5质量％的Sn和约1.5～2.0质量％的Bi而析出γ相，改善了耐腐蚀性和切削性。

然而，关于代替Pb而含有Bi的合金，具有包括Bi的切削性比Pb差、Bi与Pb同样地有可能对环境和人体有害、因Bi为稀有金属而存在资源上的问题、Bi存在使铜合金材料变脆的问题等在内的许多问题。

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相的切削性也差，从而需要一并添加具有切削性的Bi。

并且，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β相与Pb相比切削性差，因此无论如何也无法代替含Pb易切削铜合金。

因此，作为易切削铜合金，例如专利文献2～11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，主要由Cu浓度为69～79质量％、Si浓度为2～4质量％且Cu、Si浓度高的合金形成的γ相(视情况为κ相)具有优异的切削性，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，进一步增加及促进具有切削性的γ相的形成，改善切削性。并且，通过形成大量的γ相，提高了耐腐蚀性。

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相的总计含有面积，获得了优异的易切削性。

专利文献5中提出了在Cu-Zn-Si合金中含有Fe的铜合金。

专利文献6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7中提出了在Cu-Zn-Si合金中具有含有κ相的α相基体且限制β相、γ相及μ相的面积率的铜合金。

专利文献8中提出了在Cu-Zn-Si合金中具有含有κ相的α相基体且限制β相及γ相的面积率的铜合金。

专利文献9中提出了在Cu-Zn-Si合金中规定γ相的长边的长度、μ相的长边的长度的铜合金。

专利文献10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11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14中提出了在Cu-Zn合金中添加Sn、Pb、Si而成的铜合金。

在此，如专利文献13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，除了基体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，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2～9中记载的Cu-Zn-Si合金中，Cu浓度皆为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。

在专利文献10中，为了在不进行热处理的情况下获得优异的耐腐蚀性，需要在Cu-Zn-Si合金中含有Sn和Al，并且为了实现优异的切削性，需要大量的Pb或Bi。

在专利文献11中，记载了如下实施例：该实施例涉及Cu浓度为约65质量％以上且铸造性、机械强度良好的不含Pb的铜合金铸件，切削性通过γ相得到改善，大量含有Sn、Mn、Ni、Sb、B。

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刃具的抛光等调整的情况下高速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。

在此，在专利文献5中，Cu-Zn-Si合金中含有Fe，但Fe和Si形成比γ相更硬并更脆的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与添加元素即Si结合，Si作为金属间化合物而被消耗，因此降低合金的性能。

并且，在专利文献6中，在Cu-Zn-Si合金中添加了Sn和Fe、Co、Mn，但Fe、Co、Mn皆与Si化合而生成硬而脆的金属间化合物。因此，与专利文献5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：日本特表2016-511792号公报

专利文献6：日本特开2004-263301号公报

专利文献7：国际公开第2012/057055号

专利文献8：日本特开2013-104071号公报

专利文献9：国际公开第2019/035225号

专利文献10：日本特开2018-048397号公报

专利文献11：日本特表2019-508584号公报

专利文献12：国际公开第2005/093108号

专利文献13：美国专利第4,055,445号说明书

专利文献14：日本特开2016-194123号公报

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

发明内容

本发明是为了解决该先前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、强度与延展性之间的平衡优异且大幅减少铅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压材料、热锻材料、热轧材料。冷加工性是指，拉伸、拉丝、辊轧、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。良好且优异的切削性是指，在进行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。传导性是指电传导性、热传导性。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。此外，含有Bi的粒子是指，Bi粒子和含有Bi和Pb这两者的粒子(Bi和Pb的合金的粒子)，有时简称为Bi粒子。一昼夜表示一天。含P化合物为含有P和至少Si及Zn中的任一个或两个的化合物，根据情况，为还含有Cu的化合物或还含有不可避免的杂质即Fe、Mn、Cr、Co等的化合物。含P化合物例如为P-Si、P-Si-Zn、P-Zn、P-Zn-Cu等化合物。含P化合物也称为含有P和Si、Zn的化合物。

为了解决上述课题而实现前述目的，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7、8、9中，也大幅限制了β相的量。在专利文献1、12中，在Cu-Zn-Sn-Bi合金中，为了实现优异的耐脱锌腐蚀性，限制了耐腐蚀性差的β相。

首先，本发明人在Cu-Zn-Si合金中针对在以往的技术中被视为对切削性无效的β相进行深入研究而查明对切削性具有较大效果的β相的组成。即，与不含Si的β相相比，使适量的Cu和Zn含有适量的Si的Cu-Zn-Si合金的β相的切削性显著提高。然而，即使为含有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，切削性差异仍然较大。

因此，发现为了解决该课题而具有从金相组织的方面进一步考虑的改善方法。

其中之一为，为了提高β相自身的切削性(切削性能、切削性功能)，还含有P，将P固溶于β相中，然后，使约0.3～3μm大小的P和含有Si、Zn的化合物(例如P-Si、P-Zn、P-Si-Zn、P-Zn-Cu等)在含有适量的Si的Cu-Zn-Si合金的β相中析出。其结果，β相的切削性进一步提高。

然而，提高切削性的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，适当控制了β相和α相的量、α相和β相的分布及α相的晶粒的形状。

更重要的改善点在于，提高切削性差的α相的切削性。若使含有Si的Cu-Zn合金含有Bi，则通过Si的作用，能够使约0.1～3μm的大小的Bi粒子优先存在于α相内。因此，发现α相的切削性提高，作为合金的切削性显著提高。

得出如下见解：如上所述，含有通过含有Si改善切削性的β相、通过Bi的存在改善切削性的α相及极少量的Pb，因此能够提高作为合金的切削性。当然，若使P固溶于前述β相内且使含P化合物存在，则作为合金的切削性进一步提高。并且，通过根据情况含有少量的γ相，发明了具有相当于以往的含有大量的Pb的铜合金的易切削性能的本发明的易切削铜合金。

作为本发明的第1方式的易切削铜合金的特征在于，含有多于58.0质量％且少于65.0质量％的Cu、多于0.30质量％且少于1.30质量％的Si、多于0.001质量％且0.20质量％以下的Pb、多于0.020质量％且0.10质量％以下的Bi及多于0.001质量％且少于0.20质量％的P，剩余部分由Zn及不可避免的杂质构成，

作为所述不可避免的杂质的Fe、Mn、Co及Cr的总量少于0.45质量％且Sn及Al的总量少于0.45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％的情况下，具有如下关系：

56.5≤f1＝[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.5；

0.025≤f2＝[Pb]+[Bi]＜0.25，

金相组织含有α相及β相，在除了作为金属间化合物、析出物、氧化物及硫化物的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＜85；

15＜β≤80；

0≤γ＜5；

8.0≤([Bi]+[Pb]-0.002)^1/2×10+([P]-0.001)^1/2×5+(β-7)^1/2×([Si]-0.1)^1/2×1.2+γ^1/2×0.5≤17.0；

0.9≤([Bi]+[Pb]-0.002)^1/2×(β-7)^1/2×([Si]-0.1)^1/2≤4.0，

α相内存在含有Bi的粒子。

作为本发明的第2方式的易切削铜合金的特征在于，含有59.5质量％以上且64.5质量％以下的Cu、多于0.50质量％且1.20质量％以下的Si、0.003质量％以上且少于0.10质量％的Pb、0.030质量％以上且少于0.10质量％的Bi及0.010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，

作为所述不可避免的杂质的Fe、Mn、Co及Cr的总量为0.35质量％以下且Sn及Al的总量为0.35质量％以下，

56.8≤f1＝[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.0；

0.04≤f2＝[Pb]+[Bi]≤0.19，

30≤α≤75；

25≤β≤70；

0≤γ＜3；

10.0≤([Bi]+[Pb]-0.002)^1/2×10+([P]-0.001)^1/2×5+(β-7)^1/2×([Si]-0.1)^1/2×1.2+γ^1/2×0.5≤14.0；

1.2≤([Bi]+[Pb]-0.002)^1/2×(β-7)^1/2×([Si]-0.1)^1/2≤3.0，

α相内存在含有Bi的粒子且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的特征在于，在本发明的第1、2方式的易切削铜合金中，所述β相中含有的Si量为0.4质量％以上且1.7质量％以下。

作为本发明的第4方式的易切削铜合金的特征在于，在本发明的第1～3方式的易切削铜合金中，所述易切削铜合金为热加工材料、对热加工材料实施冷加工的材料或对热加工材料实施热加工、退火及冷加工的材料，导电率为14％IACS以上，且至少抗拉强度S(N/mm²)为440N/mm²以上，表示强度与伸长率E(％)之间的平衡的f8＝S×(100+E)/100为580以上。

作为本发明的第5方式的易切削铜合金的特征在于，在本发明的第1～4方式的易切削铜合金中，所述易切削铜合金用于汽车零件、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、饮料用器具/零件、排水用器具/零件及工业用管道零件。

作为本发明的第6方式的易切削铜合金的制造方法的特征在于，该制造方法为本发明的第1～5方式的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530℃且低于650℃，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7方式的易切削铜合金的制造方法的特征在于，在本发明的第6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、矫正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8方式的易切削铜合金的制造方法的特征在于，在本发明的第6、7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、所述矫正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优异且大幅减少铅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1是实施方式中的易切削铜合金的组织观察照片。

图2是实施例中的试验No.T09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、饮料用器具/零件、排水用器具/零件、工业用管道零件。具体而言，用于阀、水龙头金属零件、水龙头、接头、齿轮、螺栓、螺帽、传感器、压力容器等的汽车零件、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器具/零件。

在此，在本说明书中，如[Zn]那样带有括号的元素记号设为表示该元素的含量(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及f2。

组成关系式f1＝[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]

组成关系式f2＝[Pb]+[Bi]

此外，在本实施方式中，在除了金属间化合物、析出物、氧化物、硫化物等非金属夹杂物以外的金相组织的构成相中，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。各相的面积率也称为各相的量、各相的比例、各相所占的比例。

并且，本实施方式中，如下规定了多个组织关系式及组成/组织关系式。

组织关系式f3＝α

组织关系式f4＝β

组织关系式f5＝γ

组成/组织关系式f6＝([Bi]+[Pb]-0.002)^1/2×10+([P]-0.001)^1/2×5+(β-7)^1/2×([Si]-0.1)^1/2×1.2+γ^1/2×0.5

组成/组织关系式f7＝([Bi]+[Pb]-0.002)^1/2×(β-7)^1/2×([Si]-0.1)^1/2

本发明的第1实施方式的易切削铜合金含有多于58.0质量％且少于65.0质量％的Cu、多于0.30质量％且少于1.30质量％的Si、多于0.001质量％且0.20质量％以下的Pb、多于0.020质量％且0.10质量％以下的Bi及多于0.001质量％且少于0.20质量％的P，剩余部分由Zn及不可避免的杂质构成，作为所述不可避免的杂质的Fe、Mn、Co及Cr的总量少于0.45质量％且Sn及Al的总量少于0.45质量％，金相组织含有α相及β相，上述组成关系式f1在56.5≤f1≤59.5的范围内，组成关系式f2在0.025≤f2＜0.25的范围内，组织关系式f3在20≤f3＜85的范围内，组织关系式f4在15＜f4≤80的范围内，组织关系式f5在0≤f5＜5的范围内，组成/组织关系式f6在8.0≤f6≤17.0的范围内，组成/组织关系式f7在0.9≤f7≤4.0的范围内，α相内存在含有Bi的粒子。

本发明的第2实施方式的易切削铜合金含有59.5质量％以上且64.5质量％以下的Cu、多于0.50质量％且1.20质量％以下的Si、0.003质量％以上且少于0.10质量％的Pb、0.030质量％以上且少于0.10质量％的Bi及0.010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，作为所述不可避免的杂质的Fe、Mn、Co及Cr的总量为0.35质量％以下且Sn、Al的总量为0.35质量％以下，金相组织含有α相及β相，上述组成关系式f1在56.8≤f1≤59.0的范围内，组成关系式f2在0.04≤f2≤0.19的范围内，组织关系式f3在30≤f3≤75的范围内，组织关系式f4在25≤f4≤70的范围内，组织关系式f5在0≤f5＜3的范围内，组成/组织关系式f6在10.0≤f6≤14.0的范围内，组成/组织关系式f7在1.2≤f7≤3.0的范围内，α相内存在含有Bi的粒子且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，前述β相中含有的Si量优选为0.4质量％以上且1.7质量％以下。

此外，导电率为14％IACS以上，且至少抗拉强度S(N/mm²)为440N/mm²以上，表示抗拉强度与伸长率E(％)之间的平衡的特性关系式f8＝S×(100+E)/100优选为580以上。

以下，对如上所述那样规定成分组成、组成关系式f1、f2、组织关系式f3、f4、f5、组成/组织关系式f6、f7、特性关系式f8等的理由进行说明。

＜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，需要至少含有多于58.0质量％的Cu。在Cu含量为58.0质量％以下的情况下，尽管还取决于Si、Zn、P、Pb、Bi的含量和制造工艺，但β相所占的比例多于80％，作为材料的延展性差。因此，Cu含量的下限多于58.0质量％，优选为58.5质量％以上，更优选为59.5质量％以上，进一步优选为60.0质量％以上。

另一方面，若Cu含量为65.0质量％以上，则尽管还取决于Si、Zn、P、Pb、Bi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。根据情况，会出现μ相。因此，Cu含量少于65.0质量％，优选为64.5质量％以下，更优选为64.0质量％以下。

(Si)

Si为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提高本实施方式的合金的切削性、强度、铸造性、热加工性、耐磨损性、耐应力腐蚀破裂性。

并且，通过含有Si，切削性、尤其β相的切削性提高，α相、β相被固溶强化，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并获得高强度且提高铸造性、热加工性，需要含有多于0.30质量％的量的Si。Si含量优选为多于0.40质量％，更优选为多于0.50质量％，进一步优选为0.70质量％以上。即，合金的Si浓度越高，β相中含有的Si浓度越高，切削性、强度、热加工性越提高。

关于热加工性，通过含有Si，从约500℃的较低的温度开始提高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，降低热变形阻力。

若使由α相和β相构成的Cu-Zn合金含有多于0.30质量％(优选为多于0.50质量％的量)的Si，则即使Bi为少量，Bi粒子也将存在于α相内。若含有更多的Si，则Bi粒子存在于α相内的频度增加。在铸造时的冷却期间、热加工期间、热加工之后，若含有Bi的铜合金的温度为约270℃以上，则合金中的Bi以液态(熔融状态)存在。在不含Si的情况下，在由α相和β相构成的Cu-Zn-Bi合金中，Bi粒子主要存在于α相与β相的相界或β相内。通过Si的作用，能够使Bi粒子存在于α相内，因此能够提高α相的切削性。

另一方面，若Si含量过多，则γ相会过多，根据情况，会出现κ相、μ相。γ相提高合金的切削性，但延展性、韧性比β相差，降低合金的延展性。若γ相过多，则反而会降低切削性，钻头切削时的推力变差。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，以与优异的切削性、高强度一并还兼具良好的延展性及传导性(因以电气零件等为对象)为目标。因此，Si含量的上限少于1.30质量％，优选为1.20质量％以下，更优选为1.10质量％以下。尽管还取决于制造工艺和Cu浓度、不可避免的杂质，但若Si含量少于约1.0质量％，则γ相将不复存在，但通过增加β相所占的比例且含有少量的Bi和Pb，能够确保优异的切削性，强度与延展性之间的平衡将变得优异。

通过含有前述范围的量的Cu、Zn及Si而形成的β相具有优异的切削性，Si会优先分配到β相中，因此含有少量的Si可发挥效果。并且，若使Cu-Zn合金含有Si，则含有Bi的粒子(以下，称为Bi粒子)容易存在于α相内，能够提高切削性差的α相的切削性。作为切削性优异的β相的组成，例如可举出Cu为约59质量％、Si为约1质量％、Zn为约40质量％的组成。作为α相的组成，例如可举出Cu为约68质量％、Si为约0.6质量％、Zn为约31质量％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。通过使切削性优异的Bi粒子存在于α相内，能够提高α相的切削性。

若使Cu-Zn的二元合金基体中含有第3、第4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中记载那样以Cu为约69质量％以上、Si为约2质量％以上、剩余部分为Zn的合金存在的β相与例如以Cu为约62质量％、Si为约0.8质量％、剩余部分为Zn的合金生成的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，根据情况，包括切削性在内的特性会降低。同样地，在γ相的情况下，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、铸造性而所需的元素。另外，Zn为剩余部分，若非要记载，则Zn含量少于约41.5质量％，优选少于约40.5质量％，多于约32.5质量％，优选多于33.5质量％。

(Pb)

在本实施方式中，切削性因含有Si的β相而变得优异，但通过还含有少量的Pb及少量的Bi可实现优异的切削性。在本实施方式的组成中，约0.001质量％量的Pb固溶于基质中，超过其量的Pb作为直径为约0.1～约3μm的粒子而存在。通过一并添加Pb和Bi，主要作为含有Pb和Bi的粒子(含有Bi的粒子)而存在。微量的Pb对切削性有效，与Bi的含量相应地，在多于0.001质量％的含量下发挥效果。Pb含量优选为0.003质量％以上。

另一方面，Pb对人体有害，且对合金的延展性、冷加工性也造成影响。尤其，在本实施方式中，含有少量的在现阶段对环境和人体的影响尚不明确的Bi，因此需要自然而然地限制Pb的量。因此，Pb的量为0.20质量％以下，优选为少于0.10质量％，更优选为少于0.08质量％。Pb和Bi有时还会分别单独存在，但通常会共存，且即使共存，也不会损害Pb、Bi的切削性的效果。

(Bi)

约0.001质量％的量的Bi固溶于基质，超过其量的Bi作为直径为约0.1～约3μm的粒子而存在。在本实施方式中，以将对人体有害的Pb的量限制在0.20质量％以下且优异的切削性为目标。在本实施方式中，通过Si的作用，使Bi粒子优先存在于α相内，改善α相的切削性。此外，与切削性通过含有Si、P而得到大幅改善的β相相应地，能够作为合金而具有高切削性。一直以来，认为Bi改善切削性的功能比Pb差，但查明在本实施方式中发挥与Pb相同或超过Pb的效果。

为了改善α相的切削性，需要α相内存在Bi粒子且增加Bi粒子的存在频度，为了作为合金具有高切削性，至少需要多于0.020质量％的Bi。Bi含量优选为0.030质量％以上。Bi对环境和人体的影响在现阶段尚不明确，但鉴于对环境和人体的影响，Bi的量设为0.10质量％以下，优选设为少于0.10质量％，且将Pb和Bi的总含量(后述的组成关系式f2)设为少于0.25质量％。通过使Cu、Zn、Si、P的含量、β相的量、金相组织的要件更加适当，即使Bi为少量且非常有限的量，也能够作为合金而获得优异的切削性。另外，有时Bi粒子还存在于除了α相内以外的位置，在该情况下，尽管Bi改善切削性的效果小于Pb，但也提高合金的切削性。

(P)

P在含有Si且主要由α相和β相构成的Cu-Zn-Si合金中优先分配到β相中。关于P，首先，通过P固溶于β相中，能够提高含有Si的β相的切削性。并且，通过含有P的情况和制造工艺，形成平均直径0.3～3μm的大小的含P化合物。在外周切削的情况下，通过这些化合物降低主分力、进给分力及背分力这三个分力，在钻头切削的情况下，通过这些化合物尤其降低扭矩。外周切削的三个分力、钻头切削的扭矩及切屑形状联动，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，主要在β相内析出含P化合物。含P化合物几乎不会在α相中析出。若用金属显微镜进行观察，则含有P的析出物为小的粒状粒子且平均粒径为约0.3～3μm。并且，含有该析出物的β相具有进一步优异的切削性。含P化合物几乎不会对切削工具的寿命造成影响，且几乎不会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，从而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。

并且，P通过与Si一并添加而具有容易使含有Bi的粒子存在于α相内的作用，有助于提高α相的切削性。

为了发挥这些效果，P的含量的下限多于0.001质量％，优选为0.003质量％以上，更优选为0.010质量％以上，进一步优选为0.020质量％以上。通过含有多于0.010质量％的量的P，能够用倍率500倍的金属显微镜观察到含P化合物的存在。

另一方面，若含有0.20质量％以上的量的P，则析出物粗化，不仅对切削性的效果会饱和，而且β相中的Si浓度降低，从而切削性会变差，延展性和韧性也降低。因此，P的含量少于0.20质量％，优选为0.14质量％以下，更优选为0.10质量％以下。即使P的含量少于0.05质量％，P也会固溶于β相，且也会形成含有足够量的P的化合物。

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少的化合物。因此，需要至少将Fe、Mn、Co及Cr的总计含量设为少于0.45质量％，优选设为0.35质量％以下。

(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、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量被容许为0.5质量％以下，Fe+Sn(Fe和Sn的总量)被容许至1.0质量％。并且，在添加有JIS标准(JIS H 5120)的Pb的黄铜铸件中，含有约2质量％的量的必需元素的Pb，此外，作为剩余成分的容许限度，Fe量为0.8质量％，Sn量为1.0质量％以下，Al量为0.5质量％，Ni量为1.0质量％以下。在市售的C3604中，Fe和Sn的总含量为约0.5质量％，有时易切削黄铜棒中会含有更高浓度的Fe或Sn。

Fe、Mn、Co及Cr会固溶于Cu-Zn合金的α相、β相、γ相中直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，与Si结合而导致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，优选各自的含量少于0.30质量％，更优选为少于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的含量的合计少于0.45质量％，优选为0.35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，有可能引起合金的延展性和韧性的降低、切削性的降低。因此，还需要限制Sn、Al的量。Sn的含量优选少于0.40质量％，更优选少于0.30质量％，进一步优选为0.25质量％以下。Al的含量优选少于0.20质量％，更优选少于0.15质量％，进一步优选0.10质量％以下。尤其，鉴于对切削性、延展性的影响，Sn、Al的含量的总计需要少于0.45质量％，优选为0.35质量％以下，更优选为0.30质量％以下，进一步优选为0.25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大多从电镀产品等废料混入，但对特性造成的影响小于前述Fe、Mn、Sn等。即使混入一些Fe和Sn，只要Ni的含量少于0.3质量％，则对特性的影响小，Ni的含量更优选为0.2质量％以下。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Ag的含量优选少于0.1质量％。关于Te、Se，其元素本身具有易切削性，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，Te、Se各自的含量优选少于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，为了提高黄铜的耐腐蚀性，耐腐蚀性黄铜中含有As和Sb，但鉴于对延展性和冲击特性的影响，As、Sb各自的含量优选少于0.05质量％，优选为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少于0.05质量％，更优选少于0.03质量％，进一步优选少于0.02质量％。

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少于1.0质量％，更优选少于0.8质量％，进一步优选少于0.7质量％。

(组成关系式f1)

组成关系式f1＝[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[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，则也无法满足本实施方式所针对的各特性。若组成关系式f1小于56.5，则即使对制造工艺下工夫，β相所占的比例也会增加，延展性会变差。因此，组成关系式f1的下限为56.5以上，优选为56.8以上，更优选为57.0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、耐应力腐蚀破裂性。

另一方面，组成关系式f1的上限对β相所占的比例或γ相所占的比例及凝固温度范围造成影响，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。根据情况，会析出μ相。并且，凝固温度范围高于25℃，容易发生缩孔和砂眼等铸造缺陷。因此，组成关系式f1的上限为59.5以下，优选为59.0以下，更优选为58.8以下，进一步优选为58.4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，600℃下的热加工变得困难。

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较细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，不仅讨论组成，而且还详细讨论组成关系式f1、f2及后述的组织关系式f3～f5、组成/组织关系式f6、f7，因此能够提供更符合目的和用途的合金。

另外，关于Sn、Al、Cr、Co、Fe、Mn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。

(组成关系式f2)

在本实施方式中，以通过含有少量的Pb、Bi且限定量的Pb、Bi获得优异的切削性为目的。本实施方式中的Bi主要发挥改善α相的切削性的效果，具有与Pb同等以上的切削性的效果。为了简单地表示提高切削性的效果，仅分别单独规定Pb、Bi是不充分的，从而规定为组成关系式f2＝[Pb]+[Bi]。

为了获得优异的切削性，至少f2为0.025以上，优选为0.03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，f2更优选为0.04以上，进一步优选为0.05以上。关于上限，f2越大，切削性越提高，但在本实施方式中，认为Bi对环境和人体的影响度与Pb相同，因此需要限制总含量。鉴于对环境和人体的影响，f2优选小于0.25，更优选为0.19以下。通过含有前述Si，切削性得到显著改善的β相的效果巨大，通过含有少量的Bi、Pb，能够具备优异的切削性。

(与专利文献的比较)

在此，将上述专利文献1～14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1、12中，Sn的含量不同，实质上需要大量的Bi。

本实施方式和专利文献2～9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、7～9中，在金相组织中，β相被认为阻碍切削性而被列举为不优选的金属相。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、7～9中，记载了能够容许的β相的量，β相的面积率最大为5％。

在专利文献10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11中，为如下具有耐腐蚀性的铜合金铸件：需要65质量％以上的量的Cu，含有Si且微量含有Al、Sb、Sn、Mn、Ni、B等，因此具备良好的力学性能、铸造性。

在专利文献14中，不含Bi，含有0.20质量％以上的量的Sn，保持700℃～850℃的高温，接着进行热挤压。

此外，在任一专利文献中，皆未公开且启示作为本实施方式所需的要件的含有Si的β相的切削性优异的情况、至少β相的量需要多于15％的情况、P对提高β相的切削性有效、β相内存在微细的P和Si、Zn的化合物的情况、以及含有Bi的粒子存在于α相内的情况。

[表1]

[表2]

＜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，如下规定了组织关系式及组成/组织关系式。

20≤f3＝α＜85、

15＜f4＝β≤80、

0≤f5＝γ＜5、

8.0≤f6＝([Bi]+[Pb]-0.002)^1/2×10+([P]-0.001)^1/2×5+(β-7)^1/2×([Si]-0.1)^1/2×1.2+γ^1/2×0.5≤17.0、

0.9≤f7＝([Bi]+[Pb]-0.002)^1/2×(β-7)^1/2×([Si]-0.1)^1/2≤4.0

(γ相、组织关系式f5)

如专利文献2～9中记载那样，γ相为在Cu浓度为约69～约80质量％、Si浓度为约2～约4质量％的Cu-Zn-Si合金中最有助于切削性的相。在本实施方式中，确认到γ相也有助于切削性，但为了使延展性与强度之间的平衡优异，不得不大幅限制γ相。具体而言，若将γ相所占的比例设为5％以上，则无法获得良好的延展性和韧性。少量的γ相具有降低钻头切削的扭矩且改善切屑的破碎性的作用，但若γ相大量存在，则会提高推进阻力值、外周切削的阻力值。以存在多于15％的量(面积率、以下，相量的单位为面积率)的β相为前提，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。同时，γ相的增加导致β相的减少。若考虑延展性和钻头切削或外周切削的切削阻力，则γ相所占的比例需要少于5％。此外，γ相的面积率优选小于3％，更优选小于1％。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且含有Pb和Bi，也可获得优异的切削性。

(β相、组织关系式f4)

为了在限制γ相且没有或不含有κ相、μ相的情况下获得优异的切削性，重要的是，最佳的Si量与Cu、Zn的量的配合比例、β相的量、固溶于β相的Si量。另外，在此β相中包括β’相。

与α相相比，在本实施方式中的组成范围内的β相的延展性差，但从延展性和韧性方面考虑，与受较大限制的γ相相比，明显富有延展性，即使与Cu-Zn-Si合金的κ相、μ相相比，也富有延展性。因此，从延展性的观点考虑，能够含有比较多的β相。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的影响。

在作为本实施方式的易切削铜合金的Cu-Zn-Si-P-Pb-Bi合金中，为了在使Pb、Bi的含量保持最小限度的同时实现良好的切削性，至少需要大于15％的面积率的β相，β相的面积率优选为25％以上，更优选为30％以上，进一步优选为40％以上。即使γ相的量为0％，若β相以大于约15％的面积率存在，则能够具备良好的切削性。即使β相的量为约50％且切削性差的α相所占的比例为约50％，与含有Si的β相为100％的合金相比，也能够维持高水平的切削性且获得良好的延展性和强度。例如，在含有约1质量％的Si且β相内存在含P化合物的β相和具有良好的延展性的软的α相共存的情况下，认为软的α相会发挥如缓冲材料的作用或α相与硬的β相的相界成为切屑破碎的起点，即使β相的量为约50％，也保持优异的切削性，即，维持低切削阻力，根据情况提高切屑的破碎性。

关于力学性能，通过增加延展性及从β单相析出α相，与晶粒变细相应地，维持β相的强度。β相的强度与固溶于β相中的Si量相关，若β相中固溶有约0.4质量％以上的Si，则可获得高强度。在延展性方面，即使β相的量为约50％或多于约50％，也通过缓冲材料的α相的作用而优选并维持α相的优异的延展性。但是，随着β相的量增加，延展性逐渐降低。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70％以下。在重视延展性和冷加工性时，β相所占的比例优选为60％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质量％的量的Si的β相自500℃的热加工的最低水平的温度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，切削性越提高，β相的量越增加，切削性越提高。固溶于β相中的Si的量为约0.15质量％时开始发挥效果，Si的量为约0.4质量％以上时对切削性的效果变得明确，Si的量为约0.6质量％以上、甚至为约1.0质量％以上时对切削性的效果变得更加明显。这些固溶于β相中的Si的量取决于制造工艺和β相的量，但例如在合金的Si浓度为0.8质量％的情况下，β相中的Si浓度为0.9质量％～1.2质量％。另一方面，若固溶于β相中的Si的量多于1.7质量％，则对切削性的效果饱和，同时β相的延展性降低，作为合金，延展性降低。因此，固溶于β相中的Si量优选为1.7质量％以下。

接着，尽管根据所含的Si的量发生变动，但含有Si的β相开始发挥对切削性的效果在β相的量为约5％～8％时，随着β相的量增加，合金的切削性急剧提高。在β相的量多于15％时，对合金的切削性发挥较大的效果，随着β相增加为25％、35％、40％，切削性进一步提高。

另一方面，关于固溶于β相中的Si量、β相的量，也随着它们的量的增加而其效果逐渐饱和。对合金的Si浓度、β相的量及合金的切削性之间的关系进行深入研究的结果，简单而言，发现在将Si浓度(质量％)设为[Si]、将β相的量(％)设为β时，合金的切削性与将(β-7)^1/2乘以([Si]-0.1)^1/2而得的值((β-7)^1/2×([Si]-0.1)^1/2)很好地匹配。

β相开始对合金的切削性发挥效果的量为约7％。项(β-7)^1/2为从β相的面积率β中减去7％而得的(β-7)的1/2次方。

Si开始对合金的切削性发挥效果的浓度为约0.1质量％。项([Si]-0.1)^1/2为从Si浓度[Si]减去0.1质量％而得的([Si]-0.1)的1/2次方。

即，即使为相同量的β相，Si浓度高的β相的切削性也会更好。即使为相同的Si浓度，β相的量越多，切削性越良好，其效果以在本实施方式中规定的Si浓度、β相的量为前提，能够由(β-7)^1/2×([Si]-0.1)^1/2表示。

(组成/组织关系式f6、f7)

除了组成关系式f1、f2、组织关系式f3～f5以外，组成/组织关系式f6、f7也用于获得整体上优异的切削性和力学性能的组成和金相组织所关联的式。f6为用于获得切削性的加算式，f7为表示切削性的相互作用、相乘效果的关系式。

在Cu-Zn-Si-P-Pb-Bi合金中，切削性受Pb和Bi的总量(f2)、β相的量和Si的量、P的量和含P化合物的存在、γ相的量的影响，各自的效果可相加。鉴于Pb和Bi的量对切削性的影响度，Pb和Bi对切削性的效果能够由([Bi]+[Pb]-0.002)^1/2表示。

开始发挥切削性效果的Pb和Bi的总量为0.002质量％。([Bi]+[Pb]-0.002)^1/2为从Pb和Bi的总量中减去0.002质量％而得的([Bi]+[Pb]-0.002)的1/2次方。

如上所述，关于β相的量和Si的量，能够由(β-7)^1/2×([Si]-0.1)^1/2表示。关于γ相的量，切削性的效果可由γ相的量(％)的1/2次方整理。并且，考虑含P化合物的存在和其量、β相中的固溶量，P对切削性的效果能够由([P]-0.001)^1/2表示。

P开始发挥效果的量为0.001质量％。([P]-0.001)^1/2为从P的量[P]中减去0.001质量％而得的([P]-0.001)的1/2次方。

将它们的各效果的要素乘以从反复进行深入研究的结果导出的系数而获得f6，f6为对切削性的效果的加算式。

f6＝([Bi]+[Pb]-0.002)^1/2×10+([P]-0.001)^1/2×5+(β-7)^1/2×([Si]-0.1)^1/2×1.2+γ^1/2×0.5

在f6中，为了获得优异的切削性、高强度，需要至少为8.0以上，优选为8.5以上，更优选为9.2以上。尤其，在切削条件严峻的情况下，f6优选为10.0以上，更优选为11.0以上。另一方面，从对环境和人体的影响、合金的延展性、冷加工性考虑，f6的上限为17.0以下，优选为15.0以下。从减小([Bi]+[Pb])^1/2项的观点考虑，f6的上限更优选为14.0以下，进一步优选为13.0以下。

另一方面，切削性的相互作用、相乘作用能够由Pb和Bi的总量(f2)、β相的量及Si的量的积表示。如上所述，鉴于Pb和Bi的总量开始发挥效果的量、β相开始发挥效果的量、Si开始发挥效果的量，成为以下关系式。

f7＝([Bi]+[Pb]-0.002)^1/2×(β-7)^1/2×([Si]-0.1)^1/2

f7为Pb和Bi的项、β相的项及Si的项的积，因此若其中一个项过小，则有时无法满足f7。为了获得优异的切削性，f7需要为0.9以上，优选为1.0以上。尤其，在切削条件严峻的情况下，f7优选为1.2以上，进一步优选为1.4以上。若f7大于4.0，则合金的延展性、冷加工性降低。因此，f7为4.0以下，优选为3.0以下，出于减小Pb+Bi的项，更优选为2.5以下。

将f6设为8.0以上且17.0以下、优选为10.0以上且14.0以下、最优先为11.0以上且13.0以下，且将f7设为0.9以上且4.0以下、优选为1.2以上且3.0以下、更优选为1.4以上且2.5以下。如此，通过将组成和金相组织控制在较窄范围内，减少Pb+Bi的量，完成具备优异的切削性、高强度、良好的延展性、冷加工性的合金。关于切削性，β相中含有的Si浓度及β相的量、β相中的P的固溶量及β相中存在的含P化合物的量、α相中的含有Bi的粒子的存在及其量、作为其他微细粒子而存在的Bi及Pb的量分别通过不同的作用提高合金的切削性。若满足它们的所有要件，则通过它们的相互作用、相乘效果，发挥较大的切削性的改善效果，且通过含有极少量的Pb、Bi、P，大幅提高合金的切削性。

另外，在组织关系式f3～f5及组成/组织关系式f6、f7中，以α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相的金属相为对象，除了含P化合物以外的金属间化合物、Pb粒子、Bi粒子、氧化物、非金属夹杂物、未熔解物质等则不作为对象，即，从面积率的对象中排除。关于含P化合物，其大小微细且平均为约0.3～3.0μm且大部分存在于β相内及α相与β相的边界，因此位于β相内及α相与β相的边界的含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。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。在本实施方式中，以能够用500倍的金属显微镜观察的大小、能够用约1000倍的金属显微镜确认并辨别的析出物、金属相为对象。因此，能够观察的析出物、金属相的大小的最小值通常为约0.5μm，例如，有时也会在β相内存在小于约0.5μm的0.1～0.4μm的大小的γ相，但这些γ相无法用金属显微镜确认，因此将其视为β相。

(α相、组织关系式f3)

α相为与β相或γ相一并构成基质的主要相。与不含Si相比，含有Si的α相的切削性仅稍有提高，若Si的量在预定量内，则富有延展性。若β相为100％，则在合金的延展性上存在问题，需要适量的α相。认为即使β单相合金含有较多的α相(例如以约50％的面积率含有)，α相本身也发挥缓冲材料的作用，在切削时与硬的β相的边界成为应力集中源而破碎切屑，维持优异的β单相合金的切削性，根据情况提高切削性。

反复进行深入研究的结果，从合金的延展性、冷加工性的方面考虑，α相的量需要20％以上，优选为30％以上。在作为本实施方式的对象的用途中，有时会在切削加工之后在冷态下实施压紧加工，为了在压紧时不破裂，α相的面积率优选为40％以上。另一方面，为了获得优异的切削性，α相的面积率的上限至少小于85％，优选为75％以下，更优选为65％以下。若α相多，则切削性得到改善的β相的量减少，并且，需要大量的改善α相的切削性的Bi的量、即α相中存在的Bi粒子。

(切削性、力学性能和α相的形状、β相的分布)

关于影响合金的切削性、力学性能的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/短边的比大于4的椭圆形)，则α相的分散状况变差，针状的长边长的α相将妨碍切削。尽管还取决于α相的量，但认为若α相的形状为粒状且α相晶粒的平均结晶粒径细小且约30μm以下，则β相被α相破碎，切削时成为切屑破碎的起点，切屑的破碎性比β单相合金提高。因此，作为优选的实施方式，若长边/短边为4以下的粒状的α相晶粒在所有α相晶粒中所占的比例为50％以上，更优选为75％以上，则切削性提高。严格而言，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、以长边/短边为4以下的粒状的α相晶粒的数量(个数)为分子的比例，为(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。并且，若针状的长边长的α相晶粒所占的比例多于50％，则延展性得以大致维持，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。长边/短边为4以下的粒状的α相晶粒所占的比例是否多于50％或75％不仅受组成的影响，还受制造工艺的影响，若热加工温度低，则长边/短边为4以下的粒状的α相晶粒所占的比例会增加。

另外，在本实施方式中，晶粒的长边和短边为例如以500倍的倍率观察晶粒而由图像分析法测量的。详细而言，将晶粒视为椭圆形时，长边(长径)为连接晶粒的轮廓上的两点的线段中最长线段的长度，短边(短径)为画出与长边垂直的线时由晶界(晶粒的轮廓)切割的线段中最长线段的长度。

α相晶粒的平均结晶粒径通过以下方法测量。按照JIS H 0501的伸铜制品结晶粒度试验方法中记载的求积法测量粒径的平均值。并且，将粒径的平均值乘以α相的面积率而得的值作为平均结晶粒径。

化合物粒子的粒径为连接粒子轮廓上的两点的线段中最长线段的长度，且通过图像分析法测量。化合物粒子的平均粒径为所测量的粒径的个数平均。

(μ相、κ相、其他相)

为了具备优异的切削性且获得较高的延展性和韧性、高强度，除了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，若排除测量上的误差、四舍五入，则最优选为α+β+γ＝100。

(α相内存在的Bi粒子(含有Bi的粒子))

含有Si的β单相合金和存在含P化合物的β单相合金的切削性接近于含有3质量％的Pb的易切削黄铜的水平，但尚未达到该水平。为了获得更优异的切削性，α相发挥β相间的缓冲材料、切屑破碎的起点的作用，尽管提高切屑破碎性，但仍然需要提高α相本身的切削性。在本实施方式的合金中，通过含有Si以及P，容易使约0.1～3μm的大小的Bi粒子存在于α相中。通过使Bi粒子存在于α相内，α相的切削性显著提高，与切削性提高的β相相应地，能够显著提高作为合金的切削性。

另外，Bi几乎不固溶于铜合金中，在用金属显微镜观察时，作为0.3μm～3μm的大小的圆形粒子而存在。与Cu、作为Cu和Zn的合金的黄铜相比，Bi的融点低，原子序数大，原子尺寸大。因此，在不含Si且β相的比例大于约20％的黄铜合金的情况下，Bi粒子几乎不存在于α相中，主要存在于α相与β相的相界，随着β相的量增加，也会大量存在于β相内。在本实施方式中，查明通过Si对Cu-Zn合金的作用，Bi粒子存在于α相内的频度提高。该作用在Si含量为约0.1质量％时开始发挥效果，但并不充分，随着Si含量增加至多于0.3质量％、多于0.5质量％、0.7质量％以上，变得明确。并且，通过含有P，Bi粒子存在于α相中的频度提高。认为Bi的切削性会因Pb而变差，但在本实施方式中，通过使Bi粒子存在于α相内，能够获得与Pb同等以上的切削性。若一并添加Bi和Pb，则Bi和Pb共存于大多数粒子中，但发挥与单独含有Bi时类似的效果。另外，为了提高Bi粒子存在于α相中的频度且提高α相的切削性，不得不含有多于0.020质量％的量的Bi。此外，若使Bi粒子存在于α相中，则与Bi粒子存在于α相与β相的相界的情况相比，常温、约300℃、约500℃下的延展性、加工性得到改善。

(含P化合物的存在)

通过含有Si，β相的切削性得到较大的改善，并且，通过含有P、P固溶于β相中，切削性得到进一步改善。此外，通过使由粒径为约0.3～约3μm的P和Si、Zn形成的化合物存在于β相内，β相能够具备进一步优异的切削性。关于不含Bi且Pb量为0.01质量％、P量为0.05质量％、Si量为约1质量％的β单相合金的切削性，通过使含P化合物充分存在，与不添加P的β单相合金相比，切削性指数提高约10％。

通过使含P化合物存在于含有Si的β相中，β相的切削性进一步提高。并且，通过Bi粒子的存在，α相的切削性提高。尽管无法单纯地期待提高10％的切削性的效果，但作为更优选的实施方式，通过这些切削性进一步提高的β相和切削性提高的α相的组合，将成为切削性更优异的合金。

含P化合物为含有P和至少Si及Zn中的任一个或两个的化合物，根据情况，为还含有Cu的化合物或还含有不可避免的杂质即Fe、Mn、Cr、Co等的化合物。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前述中规定的量，则含P化合物的组成会发生变化，有可能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，因热加工后的冷却时的临界冷却速度而生成含P化合物。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。另一方面，若冷却速度过慢，含P化合物不易生长，对切削性的效果降低。前述平均冷却速度的下限优选为0.1℃/分钟以上，更优选为0.3℃/分钟以上。冷却速度的上限值50℃/分钟也会根据P的量而发生少许变动，若P的量多，则即使为更快的冷却速度也形成含P化合物。

在此，在图1中示出作为本实施方式的易切削合金的金相组织照片。

图1为Zn-63.1质量％Cu-1.13质量％Si-0.047质量％P-0.053质量％Pb-0.073质量％Bi合金，且为在640℃下进行热锻并将530℃至450℃的平均冷却速度设为10℃/分钟而得的合金。

如图1所示，用金属显微镜可在粒状且平均结晶粒径为约20μm的α相晶粒内观察到含有约1μm的大小的Bi的粒子，观察到作为较小的粒状的粒子的含有约0.5～1.5μm大小的P的化合物存在于β相内。即使为相同的粒状，也可从金相组织照片中区分出含有Bi的粒子和含P化合物。从另一个角度而言，含P化合物几乎不存在于α相中，因此可以说存在于α相中的粒子为含有Bi的粒子。

(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

关于(1)在量产设备中，在580℃热挤压成

的试样(Zn-63.1质量％Cu-1.13质量％Si-0.047质量％P-0.053质量％Pb-0.073质量％Bi合金)、(2)将前述(1)的热挤压材料冷拉伸至

在480℃进行60分钟退火，并冷拉伸至

的试样、(3)在实验室中，在590℃挤压至

的试样(Zn-61.9质量％Cu-0.85质量％Si-0.039质量％P-0.089质量％Pb-0.050质量％Bi合金)及(4)在实验室中，在590℃挤压至

接着在600℃进行热锻的试样(Zn-59.9质量％Cu-0.58质量％Si-0.046质量％P-0.045质量％Pb-0.044质量％Bi合金)，以2000倍的倍率拍摄二次电子图像、组成图像，并用X射线微量分析仪对α、β相中的Cu、Zn、Si的浓度进行了定量分析。使用JEOL Ltd.制“JXA-8230”在加速电压20kV、电流值3.0×10^-8A的条件下进行测量。将结果示于表3～6。

从表3～6可知，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。另外，在Zn-63.1质量％Cu-1.13质量％Si-0.047质量％P-0.053质量％Pb-0.073质量％Bi合金中分析通过低温退火形成的γ相的结果，Cu为60质量％，Si为3质量％，Zn为37质量％。

制作出专利文献2的代表组成Zn-76质量％Cu-3.1质量％Si合金并用X射线微量分析仪(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易切削铜合金的γ相的组成例60质量％Cu-3质量％Si-37质量％Zn有较大的差异，估计两者的γ相的性质也会不同。

[表3]

Zn-63.1质量％Cu-1.13质量％Si-0.047质量％P-0.053质量％Pb-0.073质量％Bi

合金(合金No.S01、工序No.A1)

	Cu	Zn	Si
				α相	65.5	33.5	0.8
β相	60.5	38.0	1.3

[表4]

合金(合金No.S01、工序No.E1)

	Cu	Zn	Si
				α相	66.5	32.5	0.9
β相	61.0	37.5	1.5

[表5]

Zn-61.9质量％Cu-0.85质量％Si-0.039质量％P-0.089质量％Pb-0.050质量％Bi

合金(合金No.S21、工序No.C1)

	Cu	Zn	Si
				α相	65.5	33.5	0.7
β相	59.5	39.0	1.1

[表6]

Zn-59.9质量％Cu-0.58质量％Si-0.046质量％P-0.045质量％Pb-0.044质量％Bi

合金(合金No.S28、工序No.F1)

	Cu	Zn	Si
				α相	63.0	36.5	0.4
β相	57.5	41.5	0.7

(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，在1994年、日本伸铜协会发行、“銅および銅合金の基礎と工業技術(铜及铜合金的基础和工业技术(修订版))”、p533、表1及1990年、ASMInternational发行、“Metals Handbook TENTH EDITION Volume2 Properties andSelection:Nonferrous Alloys and Special-Purpose Materials”、p217～228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压试验机热挤压成

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。热挤压温度在合金A、D中为750℃，在其他合金B、C、E、F、G、H中为635℃。在挤压之后，为了调整金相组织，在500℃进行了2小时热处理。根据后述的切削试验，进行外周切削、钻头切削的试验，求出了切削性。将评价结果示于表8。另外，作为参考材料的易切削黄铜，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]

在前述文献中，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及表8所示，作为相同的α单相黄铜的65Cu-35Zn(合金A)的综合切削性指数为31％。并且，与不含Si的α黄铜相比，在调整Cu、Zn的量且含有0.6质量％的量的Si的α单相黄铜(合金D)、即在α相中固溶0.6质量％的量的Si的α单相黄铜中，切削性指数提高了约4％。合金A、D的切屑在外周切削和钻头钻孔切削这两者的试验中皆连续。

外周切削能够分解成主分力、进给分力、背分力，将它们的合力(三个分力)作为切削阻力。关于钻头切削，分解成扭矩、推力，将它们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％，切屑形状几乎未得到改善，切屑评价未发生变化。

与不含Si的β单相黄铜(合金C)相比，在含有0.5质量％的Si的β单相合金(合金E)中，切削性“综合”指数提高了约17％。其中，外周切削的切削阻力提高了约28％，扭矩提高了约9％。与不含Si的β单相合金相比，在含有约1质量％的量的Si的β相合金(合金F)中，切削性“综合”指数提高了约21％。如此，在β相中含有的Si的量在0质量％至0.5质量％之间时，β相的切削性得到改善。认为在Si的量在0.1～0.2质量％之间时，开始发挥对切削性的效果，在Si的量为0.4质量％以上时，对切削性的效果变得明确，在Si的量为0.6质量％以上时，对切削性的效果变得更加明确，在Si量为0.8质量％以上、根据合金F的结果为1.0质量％以上时，对切削性的效果变得显著。

若除了0.5质量％的Si以外在β单相黄铜中添加0.05质量％的P(合金G)，则与合金E相比，切削性“综合”指数提高约8％，切屑的形状在外周切削和钻头钻孔切削这两者的试验中得到改善。并且，与不含P且含有约1质量％的量的Si的β单相合金相比，含有0.05质量％的P且含有1质量％的Si的β单相合金(合金H)的切削性“综合”指数提高约10％。P的含量、β相中的P的固溶、含P化合物的存在使外周切削的切削阻力提高了约14％，钻头钻孔切削中的扭矩提高了约9％。外周切削的切削阻力及钻头钻孔切削中的扭矩的大小与切屑形状相关，通过含有0.05质量％的P，在外周切削及钻头钻孔切削这两者的试验中，切屑形状的评价结果从“×”提高至“○”。关于外周切削时的切削阻力，与含有3质量％的Pb的易切削黄铜的差减小，外周切削、钻头钻孔切削的切屑也接近于含有3质量％的Pb的易切削黄铜的切屑而得到了大幅改善。另外，切削阻力受材料的强度的影响，强度越高，切削阻力越大。β单相黄铜和本实施方式的易切削黄铜合金具有比含有3质量％Pb的易切削黄铜高约1.2的强度，因此若将其考虑在内，则含有1质量％的Si和0.05质量％的P的β单相合金的切削性、尤其外周切削时的切削性接近于含有3质量％的Pb的易切削黄铜的切削性，可以说大致等同。

合金B含有0.01质量％的Pb，但在不含Si、P的黄铜中，β相所占的比例为约48％。合金B由切削性“综合”指数为31％的α单相黄铜(合金A)和切削性“综合”指数为51％的β单相黄铜(合金C)构成，合金B的切削性“综合”指数为44％，与面积率率相比，受β相的影响略强。含有48％的β相的黄铜的切屑形状连续，从切削性“综合”指数及切屑的形状考虑，无论如何也无法取代含有3质量％的Pb的易切削黄铜。含有3质量％的Pb的易切削黄铜棒中，β相所占的比例为约20％，基质的切削性至少比合金B差。通过Pb的作用，与基质相比，含有Pb的易切削黄铜棒的切削性“综合”指数提高60％以上，切屑被破碎。

β单相合金E～H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。即，通过含有Si和P，β相的切削性处于高水平。并且，认为通过Bi粒子存在于α相内，α相的切削性提高，作为合金的切削性达到了高水平。

＜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，热挤压材料、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优选为440N/mm²以上的高强度材料。抗拉强度更优选为480N/mm²以上，进一步优选为520N/mm²以上。用于阀、接头、压力容器、空调冷冻机的大多数零件通过热锻制成。尽管含有β相，但当前的含有2质量％Pb的锻造用黄铜C3771的抗拉强度为约400N/mm²，伸长率为30～35％。通过含有Si且满足组织关系式f3～f5的金相组织的条件，可获得高强度且实现轻量化。

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实施冷加工和热处理(根据情况反复进行)且最终以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)优选为(440+8×[R])N/mm²以上，更优选为(480+8×[R])N/mm²以上。伸长率E(％)优选为(0.02×[R]²-1.15×[R]+18)％以上，更优选为(0.02×[R]²-1.2×[R]+20)％以上。并且，表示强度与延展性之间的平衡的特性关系式f8＝S×(100+E)/100优选为580以上，更优选为620以上，进一步优选为650以上。

另外，含有Pb的热加工完成后的易切削黄铜的上述特性关系式f8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f8相比，本实施方式的易切削铜合金的特性关系式f8至少大50以上，进一步大90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化发展的汽车零件、其他高传导性部件及零件。当前，含有约5质量％、约6质量％或约8质量％的量的Sn的磷青铜(JIS标准、C5102、C5191、C5210)经常用于这些用途，它们的导电率分别为约15％IACS、约14％IACS、约12％IACS。因此，只要本实施方式的铜合金的导电率为14％IACS以上，优选为15％IACS以上，则在电气电子零件、汽车零件用途中，电传导性不会产生多大问题。尽管含有作为使导电率变差的元素的Si且含有高浓度的Zn，但仍显示高传导性是受β相的量和固溶于β相中的Si的影响。尽管β相的Zn浓度高于α相的Zn浓度，但含有越多β相，电传导性会越提高。另外，改善传导性在实际使用上几乎不成问题，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合金中生成的β相对合金的切削性的提高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质量％、Cu量为约59质量％、Zn量为约40质量％的β相具有优异的切削性。

第2，在使Cu-Zn-Si合金中含有少量Bi时，通过Si的作用使平均大小为约0.2～约2μm的Bi粒子存在于α相内。通过Bi粒子的存在，使切削性差的α相改变为切削性得到改善的α相。与具备前述优异的切削性的β相相结合，作为合金可具备优异的切削性。

第3，查明Pb作为平均大小为约0.2～约2μm的Bi和Pb共存的粒子或Pb粒子而存在，发挥提高切屑的破碎性且降低切削阻力的效果。

第4，在使Cu-Zn-Si合金中含有P时，P优先固溶于β相内，进一步提高了β相的切削性。并且，查明在使含有平均粒径为约0.3～约3μm大小的P的化合物存在于β相中时，与不存在含P化合物相比，进一步提高切削性。

第5，查明在本实施方式的易切削铜合金中生成的γ相也对切屑破碎性有效。专利文献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，若组成如前述的β相那样不同，则切削性上也会产生较大的差异，但发现存在于本实施方式的易切削铜合金的组成范围内的γ相具有优异的切削性。

第6，为了减少对环境等存在问题的Pb及Bi的量，明确了切削性与β相的量、Si的量、Bi和Pb的量、固溶于β相中的Si的量、β相中的含P化合物的存在、P的量、γ相的量之间的关系，包括各力学特性在内，通过使组成和金相组织更适当，完成了本实施方式的易切削铜合金。

最后，以往的Pb含有铜合金中，大量的Pb会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。即使含有Bi、Pb，其量也会被大幅限制，因此本实施方式的易切削铜合金被制成在低于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且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℃具有优异的变形能力，能够热挤压成截面积小的棒，能够热锻成复杂的形状。若在约600℃强加工含有Pb的铜合金，则会发生较大的破裂，因此适当的热挤压温度为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，则用于热挤压的挤压模等工具、挤压机的容器、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、第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。不仅受热挤压、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，在铸造、热加工、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、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，可举出热挤压、热锻、热轧。以下，对各工序进行说明。另外，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。

(1)热挤压

首先，关于热挤压，作为优选的实施方式，尽管还取决于挤压比(热加工率)、设备能力，但实际上在进行热加工时的材料温度、具体而言刚通过挤压模之后的温度(热加工温度)高于530℃且低于650℃的温度下进行热挤压。热挤压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压，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的粗大的α相晶粒。若出现针状或粗大的α相晶粒，则强度会略微降低，强度与延展性之间的平衡会略微变差。并且，含有P的析出物的分布会变得略微不均，长边大的α相晶粒和粗大的α相晶粒会阻碍切削，切削性会略微变差。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，挤压温度优选低于625℃。通过在低于含有Pb的铜合金的温度下进行挤压，能够具备更良好的切削性和高强度。

并且，通过对热挤压后的冷却速度下工夫，能够获得具备更优异的切削性的材料。即，在热挤压后的冷却过程中，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倍或倍率1000倍的金属显微镜确认含P化合物的存在。另一方面，若冷却速度过慢，则含P化合物生长而有可能降低对切削性的效果，因此前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。

鉴于能够实际测量的测量位置，热加工温度定义为自热挤压、热锻、热轧的结束时刻起约3秒后或4秒后的能够实际测量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。

(2)热锻

作为原材料，热锻中主要使用热挤压材料，但也使用连铸棒。与热挤压相比，热锻的加工速度快，加工成复杂形状，根据情况有时会强加工至壁厚为约3mm，因此锻造温度高。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530℃且低于675℃。在作为锻造用的黄铜合金而广泛使用的含有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，优选热锻温度低于650℃。尽管还取决于热锻的加工率，但温度越低，α相晶粒的形状越为粒状且α相晶粒的大小越小，因此强度提高，强度与延展性之间的平衡进一步得到改善，并且切削性进一步得到改善。

并且，通过对热锻后的冷却速度下工夫，成为具备更良好的切削性的材料。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，使含有约0.3～3μm的P的化合物在β相中析出，因此能够提高合金的切削性。另外，为了抑制在冷却过程中产生化合物的粗化，前述平均冷却速度的下限优选设为0.1℃/分钟以上，进一步优选设为0.3℃/分钟以上。

(3)热轧

在进行热轧时，对铸锭进行加热，反复辊轧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)优选高于530℃且低于625℃。在热轧结束之后，冷却轧材，但与热挤压同样地，530℃至450℃的温度区域中的平均冷却速度优选为0.1℃/分钟以上且50℃/分钟以下，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也称为退火，例如在进行热挤压时加工成无法挤压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、使材料柔软为目的而实施。轧材也同样地被实施冷轧和热处理。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℃的温度下进行长时间热处理，则含P化合物会再次固溶并消失。在热处理温度高于530℃的情况下，在冷却过程中，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，优选形成含P化合物。前述平均冷却速度的下限优选为0.1℃/分钟以上。

(冷加工工序)

在热挤压棒的情况下，为了获得高强度、为了改善尺寸精度或为了使挤压出的棒材、卷材成为弯曲少的直线形状，有时会对热挤压材料实施冷加工。例如，以约0％～约30％的加工率对热挤压材料实施冷拉伸、冷拉丝、矫正加工。

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、矫正加工、低温退火。

冷加工的优点为提高合金的强度。通过对热加工材料组合冷加工和热处理，即使其顺序相反，也能够保持强度与延展性之间的平衡，能够根据用途获得重视强度或重视延展性的特性。另外，冷加工几乎不影响切削性。

(低温退火)

低温退火是以棒、线、锻造品、轧材为对象并以残留应力的去除、矫正、金相组织的调整和改善为主要目的，在再结晶温度以下的温度下进行热处理，且根据需要实施低温退火。在本实施方式的情况下，为了与前述热处理进行区分，将在金相组织中进行再结晶的比例少于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))并在250℃以上且430℃以下的温度保持10～200分钟，能够获得线性优异的棒材。若将温度设为T℃、将时间设为t分钟，则优选以300≤退火条件式f9＝(T-200)×(t)^1/2≤2000的条件实施。若条件式f9小于300，则残留应力的去除或矫正不充分。若退火条件式f9大于2000，则强度降低。退火条件式f9优选为400以上且1600以下。若退火条件式f9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微细的含有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℃以下的温度保持10～200分钟，则有时在β相内或β相与α相的相界析出微细的γ相，使钻孔切削的切屑微细。

通过该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、热处理工序(也称为退火)、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(挤压、锻造、辊轧)、冷加工(拉伸、拉丝、辊轧)、矫正加工、低温退火，有时还会不包括矫正加工、冷加工、低温退火。另外，矫正加工通常在冷态下进行，因此也称为冷加工。关于

以下的细棒、线、厚度为8mm以下的板，有时在前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且厚度越薄，越重视冷加工性。热处理有时还会在热加工之后且冷加工前进行。

低温退火工序在热加工工序、冷加工工序、矫正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、冷加工工序及矫正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，也可以代替热挤压而进行热轧。

(1)热挤压-低温退火

(2)热挤压-冷加工(拉伸、拉丝、辊轧)-低温退火

(3)热挤压-冷加工(拉伸、拉丝、辊轧)-矫正加工-低温退火

(4)热挤压-反复进行冷加工(拉丝、辊轧)和退火-冷加工-低温退火

(5)热挤压-反复进行冷加工(冷拉丝、辊轧)和退火-冷加工-矫正加工-低温退火

(6)热挤压-退火-冷加工(拉伸、拉丝、辊轧)-低温退火

(7)热挤压-退火-冷加工(拉伸、拉丝、辊轧)-矫正加工-低温退火

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

(9)热挤压-退火-反复进行冷加工(拉伸、拉丝、辊轧)和退火-冷加工-矫正加工-低温退火

(10)热挤压-冷拉伸-矫正加工(可以省略矫正加工)-热锻-低温退火

(11)热挤压-矫正加工-热锻-低温退火

(12)热挤压-热锻-低温退火

(13)铸造-热锻-低温退火

(14)铸造-矫正加工-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，如上规定了合金组成、组成关系式f1、f2、组织关系式f3～f5、组织/组成关系式f6、f7，因此即使Pb及Bi的含量少，也能够获得优异的切削性，并且热加工性优异，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，在不脱离其发明的技术要求的范围内可进行适当变更。

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要件、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炼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9～11。并且，将制造工序示于表12～17。另外，在组成中，“MM”表示混合稀土合金，表示稀土类元素的总量。以下示出各制造工序。

(工序No.A1～A6、A10)

如表12所示，通过实际操作的低频熔炼炉及半连续铸造机制造了直径240mm的坯料。基于实际操作而使用原料。将坯料切割成800mm的长度并进行了加热。用标称容量3000吨的热挤压机挤压出了两条直径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压材料进行了冷却。以热挤压的中间阶段至最后阶段为中心使用放射温度计而进行温度测量，测量了自被挤压机挤压时起约3～4秒后的挤压材料的温度。另外，之后的热挤压、热锻、热轧的温度测量中使用了LumaSense Technologies Inc制的型号IGA8Pro/MB20的放射温度计。

确认到该挤压材料的温度的平均值为表12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.A1、A2、A6中，挤压温度为580℃，在No.A3、A5中，挤压温度为620℃，在No.A4中，挤压温度为680℃。并且，在热挤压之后，关于530℃至450℃的平均冷却速度，在工序No.A3中为40℃/分钟，在工序No.A5中为70℃/分钟。在除了工序No.A3、A5、A10以外的工序中，前述平均冷却速度为30℃/分钟。

在热挤压结束之后，在工序No.A1中，视为热挤压完成，在冷态下进行了矫正。在进行矫正时，实质的冷加工率为0％。在除了工序No.A1、A10以外，在冷态下从直径25.6mm拉伸至直径25.0mm(加工率4.6％)。此外，在工序No.A6中，使用工序No.A1的原材料，在310℃且100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570℃进行热挤压至直径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f9。

f9＝(T-200)×(t)^1/2

T：温度(材料温度)(℃)、t：加热时间(分钟)

并且，在将棒材堆成四层并对齐排列于截面为凹状、宽度500mm、高度300mm、厚度10mm且长度为4000mm的钢制的模箱的状态下进行了低温退火，接着，测量了棒材的弯曲。

关于弯曲测量结果，对合金No.S01、S02实施低温退火而得的试样的弯曲皆为每1米棒材为0.1mm以下，从而皆良好。

(工序No.C1～C5、C10)

如表13所示，在实验室中，以预定的成分比熔解了原料。还有意制作了进一步追加添加不可避免的杂质元素的试样。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～S34、S51～S65)。

对该坯料进行加热，在工序No.C1、C3、C10中将挤压温度设为590℃，在工序No.C2、C5中设为620℃，在工序No.C4中设为680℃，挤压成直径24mm或45mm的圆棒。在工序No.C5中将挤压后的530℃至450℃的温度范围内的平均冷却速度设为65℃/分钟，在工序No.C1，C2，C4中设为25℃/分钟。接着，不对线性度良好的坯料进行矫正，但对线性度差的坯料进行了矫正(加工率0％)。在工序No.C3中，使用工序No.C1的棒在不放入模箱的情况下在320℃、60分钟的条件下进行了低温退火。

并且，前述合金A～合金H具有不同的热挤压温度，但通过按照工序No.C1的方法制作，在500℃进行了2小时热处理。此外，作为比较材料，准备了市售的添加Pb的黄铜棒、添加Pb的锻造用黄铜棒(合金No.SI)。

在工序No.C10中，将挤压温度设为590℃，挤压至直径45mm，将530℃至450℃的温度范围内的平均冷却速度设为20℃/分钟，作为锻造用原材料。

(工序D)

如表14所示，在工序No.D1中，从实验室的熔炼炉获得熔融金属，并将其浇铸于内径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No.F的锻造用原材料。

(工序No.E1、E2)

如表15、16所示，工序No.E1、E2为包括退火的工序。

在工序No.E1中，根据工序No.A1的条件，使用热挤压成直径25.6mm的棒材，通过冷拉伸制成21.6mm，并在480℃进行了60分钟的热处理。接着，通过冷拉伸制成直径20.5mm。该工序主要为例如直径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，因此用直径大的挤压棒进行了替代试验。

在工序No.E2中，从实际操作的熔炼炉将熔融金属的一部分转移至浇桶中，并浇铸于截面为35mm×70mm的铸模中。切削所得的35mm×70mm×210mm的铸件的表面，使其成为32mm×65mm×180mm。将铸件加热至650℃，实施两次热轧而使厚度成为15mm。自最终的热轧结束时刻起约3～约4秒后的材料温度为550℃，之后进行了空冷。在530℃至450℃的温度范围内的平均冷却速度为20℃/分钟的条件下进行了冷却。然后，将所得的辊轧板冷轧至厚度10mm，使用电气炉在480℃且60分的条件下进行热处理，通过冷轧制成厚度9mm(加工率10％)。厚度较薄，因此仅进行了钻头切削的试验。

(工序No.F1～6)

如表17所示，将在工序No.A10、C10、D1中获得的直径45mm的圆棒切割成铸件长度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(热锻的结束时刻)起经过约3～约4秒后，使用放射温度计及接触温度计进行了温度的测量。确认到热锻温度(热加工温度)为表17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、F6中将热锻温度设为640℃，在F2、F3、F5中分别设为600℃、625℃、690℃，实施了热锻。在工序No.F1中将530℃至450℃的温度区域内的冷却速度设为10℃/分钟，在工序No.F2、F3、F5中设为28℃/分钟，在工序No.F6中设为70℃/分钟，实施了冷却。另外，在工序No.F4中，使用工序No.F1的锻件在340℃、25分钟的条件下进行了低温退火。

切割热锻材料并提供至切削试验、力学性能的实验中。

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18～36。

(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Bi粒子的存在位置、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，确认到金属相、Bi粒子和含P化合物。在五个视场的显微镜照片中，使用图像处理软件“Photoshop CC”手动涂满了各相(α相、β相、γ相、κ相、μ相)。接着，用图像分析软件“WinROOF2013”进行二值化，求出了各相的面积率。详细而言，对各相求出五个视场的面积率的平均值，并将平均值设为各相的相比率。排除除了氧化物、硫化物、Bi粒子和Pb粒子、含P化合物以外的析出物、结晶，将所有构成相的面积率的总计设为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，使用能够用500倍的金属显微镜观察且能够以1000倍辨别及确认的析出物进行了是否存在含P化合物的判断。尽管还取决于P的含量、制造条件，但在一个显微镜视场中存在几个～几百个含P化合物。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。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(根据情况用1000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，因此可进行区分。

另外，如图1所示，若用本实施方式的蚀刻液蚀刻含有P的试样，则可清晰地看到α相与β相的相界。以P的含量约0.01质量％为界，相界变得更清晰，含有P使金相组织发生了变化。

与含P化合物同样地，用金属显微镜观察了Bi粒子。从金属显微镜照片可清晰地区分Bi粒子和含P化合物，尤其含P化合物几乎不存在于α相中，因此α相中存在的粒子为Bi粒子。在难以区分两者的情况下，用具备分析功能的电子显微镜、EPMA等进行了判断。在显微镜照片中，若能够在α相晶粒内观察到Bi粒子，则视为α相内存在Bi粒子，评价为“○”(良)。在Bi粒子存在于α相与β相的边界的情况下，判定为不存在于α相内。在α相内不存在Bi粒子的情况下，评价为“×”(差)。

关于α相的形状，如下进行了评价。

在一个α相的晶粒中，将长边/短边大于4的情况定义为针状(椭圆形)的α相晶粒。将α相的晶粒的长边/短边为4以下的情况定义为粒状的α相晶粒。在观察前述金相组织时，检查了相对于整个α相的粒状的α相晶粒的个数的比例。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α相晶粒所占的比例为50％以上且小于75％的情况评价为“△”(可)，将粒状的α相晶粒所占的比例为75％以上评价为“○”(良)。α相的形状对力学性能、切削性造成影响，粒状的α相晶粒越多，力学性能、切削性越良好。

在相的识别、析出物的识别、含P化合物及Bi粒子的判定困难的情况下，使用场发射扫描电子显微镜(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 DiffractonPattern，电子背散射衍射图案)法以倍率500倍或2000倍确定了相、析出物。在用金属显微镜观察的阶段在含有P的试样中未观察到含P化合物的情况下，以倍率2000倍确认了是否存在含P化合物。

并且，在对若干种合金测量α相、β相、γ相、尤其β相中含有的Si浓度的情况、含P化合物的判断困难的情况及Bi粒子较小的情况下，以2000倍的倍率拍摄二次电子图像、组成图像，用X射线微量分析仪进行了定量分析或定性分析。在进行测量时，使用JEOL Ltd.制的“JXA-8230”在加速电压20kV、电流值3.0×10^-8A的条件下进行。

在用金属显微镜确认到含P化合物中情况下，将含P化合物的存在评价评价为“○”(良)。在以2000倍的倍率确认到含P化合物的情况下，将含P化合物的存在评价评价为“△”(可)。在未确认到含P化合物的情况下，将含P化合物的存在评价评价为“×”(差)。关于本实施方式的含P化合物的存在，设为也包括“△”。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，热传导性与电传导性具有较强的相关性，因此导电率越高，表示热传导性越良好。

(抗拉强度/伸长率)

将各试验材料加工成JIS Z 2241的10号试片，进行了抗拉强度及伸长率的测量。

若不包括冷加工工序的热挤压材料或热锻材料的抗拉强度优选为440N/mm²以上、更优选为480N/mm²以上、进一步优选为520N/mm²以上，则在易切削铜合金中为最高水平，能够使在各领域中使用的部件更薄、更轻或增加容许应力。并且，若在强度与伸长率之间的平衡中也将抗拉强度设为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f8＝S×(100+E)/100优选为580以上、更优选为620以上、进一步优选为650以上时，可以说在具有切削性且经热加工的铜合金中为非常高的水平。

＜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。

对热挤压棒材、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的超硬合金工具(刀具)安装于车床。使用该车床在干式条件下以前角：0°、刀鼻半径：0.4mm、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。

从安装于工具且由三个部分构成的测力计(MIHODENKI CO.,LTD.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，为了控制刀具磨损的影响，实施两次A→B→C→///C→B→A的往复，并对各试样进行了四次测定。切削阻力由以下式求出。

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，对各样品进行四次测定，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。“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，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，将生成平均长度短于4mm的切屑的情况评价为良好“○”(良)。作为切屑形状，将生成平均长度为4mm以上且短于10mm的切屑的情况判断为在实际使用上会存在些许问题，但能够进行外周切削，并评价为可“△”(fair)。将生成平均长度为10mm以上的切屑的情况评价为“×”(差)。另外，最初生成的切屑不包括于评价中。在本实施方式中，根据前述外周切削的条件，将“○”、“△”视为合格。

切削阻力还依赖于材料的剪切强度、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，挤压材料的剪切强度为约1.2倍，因此以70的切削性指数为基准对本实施方式中的切削性的评价基准进行了评价。在本实施方式中，以优异的切削性为目标，因此若切削性指数为84以上，则评价为切削性优异(评价：◎、优异)。若切削性指数为75以上且小于84，则评价为切削性良好(评价：○、良)。若切削性指数为68以上且小于75，则视为切削性合格(评价：△、可)，大致达到基准。若切削性指数小于68，则评价为切削性不合格(评价：×、差)。

若为相同的强度，则切屑形状与切削性指数具有相关性，若切削性指数大，则切屑的破碎性趋于良好，能够数值化。根据前述外周切削的条件，将“◎”、“○”、“△”视为合格。

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10mm。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10mm。

在试验No.T09(合金No.S01)中，含有63.1质量％的Cu、1.13质量％的Si、0.073质量％的Bi、0.053质量％的Pb、0.047质量％的P，在640℃进行热锻，Bi粒子存在于α相内，且存在含P化合物。将该试验No.T09(合金No.S01)的切屑的外观示于图2。试验No.T09(合金No.S01)的切屑的平均长度短于1mm，被较细地破碎。

＜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.的条件干式切削了深度10mm的钻孔加工。在进行钻孔加工时，用AST式工具动力计在圆周方向、轴向上采集电压变化，计算出钻孔加工时的扭矩及推力。另外，对各样品进行四次测定，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，为了控制钻头的磨损的影响，实施两次A→B→C→///C→B→A的往复，对各试样进行了四次测定。

即，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，将生成切屑形状以切屑的平均计为1卷以下的切屑的情况评价为良好“○”(良)。将生成切屑形状长于1卷且2卷以下为止的切屑的情况评价为可“△”(fair)，评价为在实际使用上存在些许问题，但能够进行钻头切削。将生成切屑形状长于2卷的切屑的情况评价为“×”(差)。另外，不包括最初生成的切屑。根据前述钻头切削条件，将“○”、“△”视为合格。

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，以约70％的切削性指数为基准进行了评价。详细而言，若钻孔指数为76以上，则评价为切削性优异(评价：◎、优异)。若钻孔指数为71以上且小于76，则评价为切削性良好(评价：○、良)。若钻孔指数为68以上且小于71，则大致达到基准，评价为切削性合格(评价：△、可)，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68，则评价为切削性不合格(评价：×、差)。根据前述钻头切削的条件，将“◎”、“○”视为合格，与扭矩指数、推力指数一并，以切削性指数(钻孔指数)为67以上为条件，将“△”视为合格。

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，则切屑的破碎性趋于良好，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，本实施方式的合金的与抗拉强度大致具有比例关系的剪切强度为约1.2倍。切削阻力与剪切强度具有较强的关系，因此需要考虑材料强度。

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，作为不含Si且含有0.01质量％的Pb的β单相的铜合金的Zn-55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。

作为精密孔加工用专用工具，近年来各种设备逐渐小型化，对这些零件的微细的孔加工的需求提高。例如，可举出模具的销孔、纺孔、印刷电路板等半导体相关装置零件、光学装置相关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以下的超硬钻头的阵容。至今为止加工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加工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)

通过切削将工序No.A1、工序No.C1、工序No.C10(工序No.F1)的各棒材、工序No.D1的铸件材料(工序No.F3)及市售的合金No.SI制成直径15mm，并切割成长度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/秒钟、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生成较大的褶皱评价了热变形能力。测量加工率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压比等热加工率，但30N/mm²为可毫无问题地制造通常制造范围的热挤压棒的热变形阻力的边界值。在600℃的热加工试验中，在未破裂、未生成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)。在热变形能力及热变形阻力中的任一个不满足上述基准的情况下，有条件地评价为可“△”(fair)。在热变形能力及热变形阻力这两者皆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36。

600℃下的热挤压和热锻几乎不会以通常的铜合金实施。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。

在组成关系式f1的值小于56.3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]

备注：MM表示混合稀土合金。

[表10]

备注：MM表示混合稀土合金。

[表11]

备注：MM表示混合稀土合金。

[表12]

工序A：实机制造工序(直接挤压)

*530℃至450℃的冷却速度

[表13]

工序C：实验室挤压

*530℃至450℃的冷却速度

[表14]

工序D：铸造(铸造用原材料的铸件的制作)

*530℃至450℃的冷却速度

[表15]

工序E1：实验室(棒材)

[表16]

工序E2：实验室(辊轧材料)

*530℃至450℃的冷却速度

[表17]

工序F：热锻

*530℃至450℃的冷却速度

[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]

试验No.	合金No.	工序No.	热加工性
				T01	S01	A1	○
T21	S02	A1	○
				T30	S02	F3	○
T101	S11	C1	○
				T102	S12	C1	○
T109	S13	C1	○
				T110	S14	C1	○
T115	S15	C1	○
				T116	S16	C1	○
T117	S17	C1	○
				T121	S18	F1	○
T123	S18	F3	○
				T127	S19	C1	○
T128	S20	C1	○
				T129	S21	C1	○
T132	S22	F1	○
				T135	S23	C1	○
T136	S24	C1	○
				T137	S25	C1	○
T138	S26	C1	○
				T141	S27	C1	○
T142	S28	F1	○
				T147	S30	F1	○
T150	S31	C1	○
				T151	S32	C1	○
T152	S33	F1	○
				T201	S51	C1	△
T202	S52	C1	○
				T203	S53	C1	○
T205	S54	C1	△
				T206	S55	C1	○
T208	S56	C1	○
				T212	S59	C1	○
T214	S60	C1	○
				T215	S61	C1	○
T216	S62	C1	△
				T217	S63	C1	○
T218	S64	C1	○
				T220	S66	F1	△
T221	SI	市售	×

由上述测量结果得出如下见解。

1)确认到通过满足本实施方式的组成，满足组成关系式f1、f2、组织关系式f3～f5、组成/组织关系式f6、f7，Bi粒子存在于α相内，可获得如下热加工材料(热挤压材料、热锻材料)：通过含有少量的Pb和Bi获得优异的切削性，在约600℃具有良好的热加工性，具有14％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f8)(合金No.S01、S02、S11～S34)。

2)在Cu含量为65.0质量％以上时，γ相增加，伸长率降低，切削性也差(合金No.S57、S58)。

3)在Si含量少于0.3质量％时，切削性差，抗拉强度低。在Si含量多于0.5质量％、进一步多于0.7质量％时，切削性、力学性能进一步得到改善。在Si含量为1.3质量％以上时，γ相增加，伸长率降低(例如，合金No.S14、S28、S53、S58)。

4)在不含P时，切削性差。在含有多于0.001质量％的P时，切削性得到改善，在P含量多于0.010质量％时，切削性进一步得到改善。在存在含P化合物且能够用金属显微镜进一步观察含P化合物时，切削性进一步提高。认为P的含量及含P化合物的存在提高了β相的切削性，也提高了作为合金的切削性(例如合金No.S01、S02、S24、S33、S52、S63)。

5)在Bi含量多于0.020质量％、Pb含量多于0.001质量％且Bi和Pb的含量的总计(f2)多于0.025质量％时，切削性良好。在Bi含量多于0.030质量％、Pb含量为0.003质量％以上且Bi和Pb的含量的总计(f2)为0.04质量％以上时，切削性变得进一步良好(合金No.S01、S02、S11～S34)。在Bi含量为0.020质量％以下且f2小于0.025时，切削性差(合金No.S56)。

6)确认到即使在实际操作期间含有不可避免的杂质，也不会对各种特性造成较大影响(合金No.S12、S17、S22、S26、S30)。在含有多于不可避免的杂质的优选的范围的Fe、Mn、Co或Cr时，认为形成了Fe、Mn等与Si的金属间化合物。其结果，认为Fe等与Si的化合物的存在和Si有效浓度减少，此外，含P化合物的组成有可能发生了变化，切削性变差(合金No.S12.3、S22.2、S26.2)。在含有多于不可避免的杂质的优选的范围的量的Sn、Al时，认为会出现γ相或γ相增加而β相减少或者β相、γ相的性质发生变化，其结果，伸长率值减小，平衡指数f8降低，切削性变差(合金No.S12.6、S17.2、S30.2)。

7)在α相中存在Bi粒子时，切削性良好(合金No.S01、S02等)。例如，即使Bi含量多于0.020质量％，若Bi粒子不存在于α相中，则切削性也差。认为α相中是否存在Bi粒子与合金的Si含量和Bi含量相关(合金No.S56、S63、S65)。

8)在组成关系式f1小于56.5时，伸长率值降低。在f1大于59.5时，切削性变差，抗拉强度降低。并且，两者的600℃下的热加工性皆变差(合金No.S51、S54、S62、S66)。

9)在f3为85以上或f4为15以下时，切削性差，抗拉强度、平衡指数f8低。在f3小于20或f4大于80时，伸长率低。在f3为30以上且75以下或f4为25以上且70以下时，切削性得到改善，抗拉强度、伸长率增加，平衡指数f8增加。尤其，在f4为35以上、甚至f4为40以上时，切削性得到进一步改善(合金No.S11～S34、S51～S65)。

10)在γ相的量、f5为5以上时，伸长率降低，切削性也变差(合金No.S57)。在f5小于3时，伸长率的降低减少，扭矩切削性指数提高(合金No.S01、S02)。

11)在f6的值小于8.0时，切削性差，在f6的值大于17.0时，伸长率低。在f7的值小于0.9时，切削性差，在大于4.0时，伸长率低。即使满足组成、f1、f2、f3～f5的条件，若不满足f6、f7这两者，则也会在切削性上产生问题。在f6为10.0以上且f7为1.2以上时，切削性变得更优异(合金No.S01、S02、S11～S34、S53、S56、59～64)。

12)在不含γ相的情况下，即使β相的面积率为约40％～约50％，在f6为10.0以上且f7为1.2以上时，也维持或超过作为β单相合金的合金H的切削性(例如，合金No.S01、S14、S18、S20、S21、S23)。

13)在β相中的Si浓度为0.4质量％以上时，切削性得到改善，在为0.6质量％以上、甚至为1.0质量％以上时，切削性得到进一步改善。根据制造条件，即使为相同组成的合金，β相中的Si浓度也发生了些许变动，并且，根据不可避免的杂质的量，β相中的Si浓度也发生了些许变动(合金No.S01、S02、S11～S34)。

14)关于α相的形状，在长边/短边为4以下的粒状的α相晶粒在所有α相晶粒中所占的比例为75％以上时，抗拉强度、伸长率、f8提高，切削性得到改善(合金No.S01、S02、S11～S34、S51、S62)。

15)在满足组成及f1～f7时，抗拉强度为440N/mm²以上，平衡指数f8为580以上。在f1～f7在优选的范围内时，几乎所有合金的抗拉强度达到480N/mm²以上，且平衡指数f8达到620以上(合金No.S01、S02、S11～S34)。

16)在将冷加工率设为[R]％时，在热加工之后以加工率4.6％进行冷拉伸的材料(工序No.A2～A6)及在热加工之后实施冷加工和热处理并以冷加工率10％进行冷加工的材料(工序No.E1、E2)的力学性能满足以下特性。抗拉强度S(N/mm²)为(440+8×[R])N/mm²以上，伸长率E(％)为(0.02×[R]²-1.15×[R]+18)％以上，显示出高强度和良好的伸长率(合金No.S01、S02)。

17)在包括冷却的热加工条件发生变化时，β相、γ相所占的比例发生变化，对切削性和抗拉强度、伸长率、导电率造成了影响(例如，合金No.S01、各工序)。

18)在热挤压后、热锻后的冷却中530℃至450℃的平均冷却速度为50℃/分钟以下时，确认到含P化合物的存在。在含P化合物的评价从“△”变为“○”时，切削性进一步提高(各工序)。

19)在热处理条件式f9为1100的条件下对进行热挤压然后进行冷拉伸的棒进行低温退火时，弯曲度的测量结果为每米0.1mm以下，获得了弯曲度小的棒材。根据低温退火的条件，在析出γ相的合金且γ相适量时，扭矩指数提高(合金No.S01、工序No.A6)。

综上所述，如本实施方式的合金那样，各添加元素的含量及组成关系式f1、f2、组织关系式f3～f5、组织/组成关系式f6、f7在适当的范围内的本实施方式的易切削铜合金的热加工性(热挤压、热锻)优异，切削性、力学性能也良好。并且，为了在本实施方式的易切削铜合金中获得优异的特性，能够通过使热挤压、热锻中的制造条件、热处理中的条件成为适当范围而实现。

产业上的可利用性

本实施方式的易切削铜合金的Pb、Bi的含量少，切削性、热加工性优异，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、饮料用器具/零件、排水用器具/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。

具体而言，能够适当地用作用于前述领域的以阀、接头、旋塞、水龙头、齿轮、轴、轴承、转轴、套筒、心轴、传感器、螺栓、螺帽、扩口螺帽、笔头、嵌入螺帽、盖型螺帽、螺纹接管、间隔件、螺钉等名称使用的构成材料等。

Claims

1.一种易切削铜合金，其特征在于，

含有多于58.0质量％且少于65.0质量％的Cu、多于0.30质量％且少于1.30质量％的Si、多于0.001质量％且0.20质量％以下的Pb、多于0.020质量％且0.10质量％以下的Bi及多于0.001质量％且少于0.20质量％的P，剩余部分由Zn及不可避免的杂质构成，

56.5≤f1＝[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.5；

0.025≤f2＝[Pb]+[Bi]＜0.25，

20≤α＜85；

15＜β≤80；

0≤γ＜5；

0.9≤([Bi]+[Pb]-0.002)^1/2×(β-7)^1/2×([Si]-0.1)^1/2≤4.0，

α相内存在含有Bi的粒子。

2.一种易切削铜合金，其特征在于，

含有59.5质量％以上且64.5质量％以下的Cu、多于0.50质量％且1.20质量％以下的Si、0.003质量％以上且少于0.10质量％的Pb、0.030质量％以上且少于0.10质量％的Bi及0.010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，

56.8≤f1＝[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.0；

0.04≤f2＝[Pb]+[Bi]≤0.19，

30≤α≤75；

25≤β≤70；

0≤γ＜3；

1.2≤([Bi]+[Pb]-0.002)^1/2×(β-7)^1/2×([Si]-0.1)^1/2≤3.0，

α相内存在含有Bi的粒子且β相内存在含P化合物。

3.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0.4质量％以上且1.7质量％以下。

4.根据权利要求1至3中任一项所述的易切削铜合金，其特征在于，

所述易切削铜合金为热加工材料、对热加工材料实施冷加工的材料或对热加工材料实施热加工、退火及冷加工的材料，导电率为14％IACS以上，且至少抗拉强度S为440N/mm²以上，表示强度与伸长率E之间的平衡的f8＝S×(100+E)/100为580以上，

其中，所述抗拉强度S的单位为N/mm²、所述伸长率E的单位为％。

5.根据权利要求1至4中任一项所述的易切削铜合金，其特征在于，

所述易切削铜合金用于汽车零件、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、饮料用器具、饮料用零件、排水用器具、排水用零件及工业用管道零件。

6.一种易切削铜合金的制造方法，其特征在于，该制造方法为权利要求1至5中任一项所述的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530℃且低于650℃，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。

7.根据权利要求6所述的易切削铜合金的制造方法，其特征在于，

该制造方法还包括选自冷加工工序、矫正加工工序及退火工序中的一个以上的工序。

8.根据权利要求6或7所述的易切削铜合金的制造方法，其特征在于，

该制造方法还包括在所述热加工工序、所述冷加工工序、所述矫正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。