CN113906150A - 易切削铜合金铸件及易切削铜合金铸件的制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的铜合金铸件以质量％计含有Cu：大于58.5％且小于65.0％、Si：大于0.40％且小于1.40％、Pb：大于0.002％且小于0.25％、P：大于0.003％且小于0.19％、作为可选元素的Bi：0.001％～0.100％，剩余部分由Zn及不可避免的杂质构成，Fe、Mn、Co、Cr的总量小于0.45质量％，Sn、Al的总量小于0.45质量％，具有56.0≤f1＝[Cu]‑5×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]‑0.5×[P]≤59.5的关系，当含有Bi的情况下，还具有0.003＜f0＝[Pb]+[Bi]＜0.25的关系，金相组织的构成相具有20≤(α)≤80、18≤(β)≤80、0≤(γ)＜5、20×(γ)/(β)＜4、18≤(γ)^1/2×3+(β)×(‑0.5×[Si]²+1.5×[Si])≤82、33≤(γ)^1/2×3+(β)×(‑0.5×[Si]²+1.5×[Si])+([Pb]+[Bi])^1/2×38+([P])^1/2×15的关系，在β相内存在含P化合物。

Description

易切削铜合金铸件及易切削铜合金铸件的制造方法

技术领域

本发明是涉及一种切削性、铸造性优异、强度高且大幅减少铅的含量的易切削铜合金铸件及易切削铜合金铸件的制造方法。本发明与机械组件、滑动组件、仪器组件、精密机械组件、医疗用组件、汽车组件、电气电子设备组件、压力容器、建筑用金属组件、日用品、玩具、饮料用设备、饮料用组件、排水用设备、排水用组件、工业用管道组件及饮用水、工业用水、废水、氢等液体或气体的组件中所使用的易切削铜合金铸件及易切削铜合金铸件的制造方法有关。作为具体的组件名称，可举出阀门、连接器、阀杆、水龙头金属组件、消防栓、放水旋塞、齿轮、凸缘、轴承、套筒、传感器等，本发明与实施这些切削的组件中所使用的易切削铜合金铸件及易切削铜合金铸件的制造方法有关。

本申请主张基于2019年6月25日在日本申请的日本专利申请2019-116914号、2019年7月12日在日本申请的日本专利申请2019-130143号、2019年7月31日在日本申请的日本专利申请2019-141096号、2019年9月9日在日本申请的日本专利申请2019-163773号、2019年12月11日申请的国际申请PCT/JP2019/048438、2019年12月11日申请的国际申请PCT/JP2019/048455及2019年12月23日申请的国际申请PCT/JP2019/050255的优先权，将其内容援用于此。

背景技术

从以往，作为与汽车组件、电气/家电/电子设备组件、机械组件、文具、精密机械组件、医疗用组件及饮用水、工业用水、废水、氢等液体或气体有关的设备/组件、具体的组件名称，在阀门、连接器、水龙头金属组件、传感器、螺帽、螺钉等组件中通常可使用具有优异的切削性的Cu-Zn-Pb合金(所谓的易切削黄铜棒、锻造用黄铜、铸件用黄铜)或者Cu-Sn-Zn-Pb合金(所谓的青铜铸件：炮铜)。

Cu-Zn-Pb合金含有56～65质量％的Cu及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。

在这些易切削铜合金的Pb管制强化的趋势中，提出了(1)具有切削性(切削性能、切削性功能)的Bi代替Pb，根据情况与Bi一同含有Se的Cu-Zn-Bi合金、Cu-Zn-Bi-Se合金、(2)含有高浓度的Zn，实现增加β相而提高切削性的Cu-Zn合金或者(3)含有大量具有切削性的γ相、κ相来代替Pb的Cu-Zn-Si合金、Cu-Zn-Sn合金、进而(4)大量含有γ相并且含有Bi的Cu-Zn-Sn-Bi合金等。

例如，在专利文献1及专利文献15中，Cu-Zn合金中添加约1.0～2.5质量％的Sn及约1.5～2.0质量％的Bi，析出γ相，由此实现了耐蚀性与切削性的改善。

然而，关于代替Pb而含有Bi的合金，存在包括Bi的切削性比Pb差、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。

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，但与Pb相比，β相的切削性较差，因此无论如何也无法代替含Pb的易切削铜合金。

因此，作为易切削铜合金，例如专利文献2～10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。

并且，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。

另外，专利文献5、6中，提出有Cu-Zn-Si合金的铸件产品，为了实现铸件的晶粒的细微化，含有极微量的P及Zr，P/Zr的比例等很重要。

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11中提出了在Cu-Zn-Si合金中添加Sn及Al而成的铜合金。

专利文献12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13中提出了通过在Cu-Zn合金中含有Si而使β相分散而提高冷加工性。

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。

专利文献15中提出了通过含有Sn而提高耐蚀性的Cu-Zn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2～10中记载的Cu-Zn-Si合金中，Cu浓度均为69质量％以上，从经济性的观点考虑，也期望减少昂贵的Cu的浓度。

在专利文献11中，为了在不进行热处理的情况下获得优异的耐蚀性，需要在Cu-Zn-Si合金中含有Sn及Al，并且为了实现优异的切削性，需要大量Pb或Bi。

在专利文献12中，记载了如下实施例：是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，通过γ相来改善切削性，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1昼夜间不发生切削故障进而在1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。

在此，在专利文献7中，在Cu-Zn-Si合金中含有Fe，但Fe和Si形成比γ相更硬且脆的Fe-Si的金属间化合物。该金属间化合物存在如下问题：即在切削加工时缩短切削工具的寿命，在抛光时形成硬点而产生外观上的不良等问题。并且，由于Fe与作为添加元素的Si键合，Si作为金属间化合物被消耗，因此导致合金的性能下降。

并且，在专利文献8中，在Cu-Zn-Si合金中添加了Sn和Fe，Mn，但Fe，Mn均与Si化合而生成硬且脆的金属间化合物。因此，与专利文献7同样地，在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：日本特开2013-104071号公报

专利文献10：国际公开第2019/035225号

专利文献11：日本特开2018-048397号公报

专利文献12：日本特表2019-508584号公报

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

专利文献15：国际公开第2005/093108号

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)，P.62～77(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，其课题在于提供一种切削性、铸造性优异、强度高及韧性优异、大幅减少铅的含量的易切削铜合金铸件及易切削铜合金铸件的制造方法。

另外，本说明书中，钻头切削是指由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。冷却速度是指，一定温度范围内的平均冷却速度。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。含有Bi的粒子是指，Bi粒子及含有Bi与Pb这两者的粒子(Bi与Pb的合金的粒子)，有时简称为Bi粒子。有时将铜合金铸件简称为合金。1昼夜表示1天。含P化合物为含有P和至少Si及Zn中的任一者或两者的化合物，根据情况，进一步含有Cu、进一步含有作为不可避免的杂质的Fe、Mn、Cr、Co等。含P化合物例如是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所述目的，本发明人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中，也大幅限制了β相的量。

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相反复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，为了解决该课题，已知有进一步从金相组织面改善的手段。首先，为了提高β相本身的切削性(切削性能、切削性功能)，在Cu-Zn-Si合金铸件中添加P而将P固溶于β相中，并且在β相析出约0.3～3μm的大小的含P化合物(例如P-Si、P-Zn、P-Si-Zn、P-Zn-Cu等)。其结果，更进一步提高了β相的切削性。

然而，提高了切削性的β相的延展性、韧性不良。为了不损害β相的切削性而实现延展性的改善，控制适当量的β相与α相。另一方面，α相的切削性不良。为了补偿α相的缺点并且具有优异的切削性，基于进一步提高了切削性的适当量的β相的存在下，通过含有非常少量的Pb，能够实现提高切屑的破碎性并且降低切削阻力。而且，通过选择性地成功组合以下两个改善手段，发明了具有与添加了大量的Pb的铜合金铸件相当的易切削性能的本发明的铜合金铸件。

(1)含有非常少量的切削性的改善效果比Pb稍差的Bi来代替Pb，而提高α相本身的切削性。

(2)含有少量的γ相而提高切削性。

作为本发明的第1方式的易切削铜合金铸件，其特征在于，所述易切削铜合金铸件含有大于58.5质量％且小于65.0质量％的Cu、大于0.40质量％且小于1.40质量％的Si、大于0.002质量％且小于0.25质量％的Pb及大于0.003质量％且小于0.19质量％的P，作为可选元素，含有0.001质量％以上且0.100质量％以下的Bi，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0.45质量％，并且Sn、Al的总量小于0.45质量％，

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Bi的含量设为[Bi]质量％，将P的含量设为[P]质量％的情况下，具有：

56.0≤f1＝[Cu]-5×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.5的关系，不含有Bi的情况下，f1中的[Bi]为0，

含有Bi的情况下，还具有0.003＜f0＝[Pb]+[Bi]＜0.25的关系，

在除了非金属夹杂物以外的金相组织的构成相中，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：

20≤(α)≤80；

18≤(β)≤80；

0≤(γ)＜5；

20×(γ)/(β)＜4；

18≤(γ)^1/2×3+(β)×(-0.5×[Si]²+1.5×[Si])≤82；

33≤(γ)^1/2×3+(β)×(-0.5×[Si]²+1.5×[Si])+([Pb]+[Bi])^1/2×38+([P])^1/2×15的关系，不含有Bi的情况下，式中的[Bi]为0，

在所述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铸件，其特征在于，所述易切削铜合金铸件含有大于59.0质量％且小于65.0质量％的Cu、大于0.50质量％且小于1.35质量％的Si、大于0.010质量％且小于0.20质量％的Pb及大于0.010质量％且小于0.15质量％的P，作为可选元素，含有0.001质量％以上且0.100质量％以下的Bi，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％，并且Sn、Al的总量小于0.40质量％，

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Bi的含量设为[Bi]质量％，将P的含量设为[P]质量％的情况下，具有：

56.3≤f1＝[Cu]-5×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.2的关系，不含有Bi的情况下，f1中的[Bi]为0，

含有Bi的情况下，还具有0.020≤f0＝[Pb]+[Bi]＜0.20的关系，

在除了非金属夹杂物以外的金相组织的构成相中，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：

25≤(α)≤75；

25≤(β)≤75；

0≤(γ)＜3；

20×(γ)/(β)＜2；

25≤(γ)^1/2×3+(β)×(-0.5×[Si]²+1.5×[Si])≤76；

40≤(γ)^1/2×3+(β)×(-0.5×[Si]²+1.5×[Si])+([Pb]+[Bi])^1/2×38+([P])^1/2×15的关系，不含有Bi的情况下，式中的[Bi]为0，

在所述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铸件，其特征在于，所述易切削铜合金铸件含有大于59.5质量％且小于64.5质量％的Cu；大于0.60质量％且小于1.30质量％的Si、大于0.010质量％且小于0.15质量％的Pb、大于0.020质量％且小于0.14质量％的P及大于0.020质量％且0.100质量％以下的Bi，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0.35质量％，并且Sn、Al的总量小于0.35质量％，

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Bi的含量设为[Bi]质量％，将P的含量设为[P]质量％的情况下，具有：

0.040≤f0＝[Pb]+[Bi]＜0.18

56.5≤f1＝[Cu]-5×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.0的关系，并且

在除了非金属夹杂物以外的金相组织的构成相中，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：

30≤(α)≤70；

30≤(β)≤70；

0≤(γ)＜2；

20×(γ)/(β)＜1；

30≤(γ)^1/2×3+(β)×(-0.5×[Si]²+1.5×[Si])≤70；

45≤(γ)^1/2×3+(β)×(-0.5×[Si]²+1.5×[Si])+([Pb]+[Bi])^1/2×38+([P])^1/2×15的关系，并且

在所述β相内存在含P化合物，并且在α相内存在含有Bi的粒子。

作为本发明的第4方式的易切削铜合金铸件，其特征在于，本发明的第1～3方式的易切削铜合金铸件中，凝固温度范围为25℃以下。

作为本发明的第5方式的易切削铜合金铸件，其特征在于，本发明的第1～4方式的易切削铜合金铸件中，维氏硬度为105Hv以上，并且进行U型缺口冲击试验时的冲击值为25J/cm²以上。

作为本发明的第6方式的易切削铜合金铸件，其特征在于，本发明的第1～5方式的易切削铜合金铸件中，其用于机械组件、汽车组件、电气电子设备组件、玩具、滑动组件、压力容器、仪器组件、精密机械组件、医疗用组件、建筑用金属组件、水龙头金属组件、饮料用设备、饮料用组件、排水用设备、排水用组件、工业用管道组件。

作为本发明的第7方式的易切削铜合金铸件的制造方法，其特征在于，其为本发明的第1～6方式的易切削铜合金铸件的制造方法，所述易切削铜合金铸件的制造方法包括熔解、铸造工序，所述熔解、铸造工序中，在铸造之后的冷却过程中，将530℃至450℃的温度区域中的平均冷却速度设在0.1℃/分钟以上且55℃/分钟以下的范围内。

根据本发明的一方式，能够提供一种切削性、铸造性优异、强度高及韧性优异、大幅减少铅的含量的易切削铜合金铸件及易切削铜合金铸件的制造方法。

附图说明

图1是试验No.T07的铜合金的金相组织的照片。

图2是试验No.T35的铜合金的金相组织的照片。

图3是试验No.T106的铜合金的金相组织的照片。

图4是Tatur测试中，浇铸到Tatur模具的铸件的截面说明图。

图5是对合金No.S01进行Tatur测试而获得的铸件的截面的宏观组织。

图6是试验No.T07的切削试验之后的切屑的照片。

图7是试验No.T35的切削试验之后的切屑的照片。

图8是试验No.T106的切削试验之后的切屑的照片。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式的易切削铜合金铸件及易切削铜合金铸件的制造方法进行说明。

作为本实施方式的易切削铜合金铸件可用于阀门、连接器、给排水部件、压力容器等机械组件、汽车组件、电气/家电/电子组件及与饮料用水、工业用水、氢等液体或气体接触的设备/组件。

在此，在本说明书中，如[Zn]般带有括弧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f0、f1。

含有Bi的情况下，组成关系式f0＝[Pb]+[Bi]

组成关系式f1＝[Cu]-5×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]

不含有Bi的情况下，f1中的[Bi]为0，f1成为f1＝[Cu]-5×[Si]+0.5×[Pb]-0.5×[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(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。而且，在本实施方式中，如以下规定多个组织关系式及组织/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＝20×(γ)/(β)

组织关系式f6＝(γ)^1/2×3+(β)×(-0.5×[Si]²+1.5×[Si])

组织/组成关系式f6A＝(γ)^1/2×3+(β)×(-0.5×[Si]²+1.5×[Si])+([Pb]+[Bi])^1/2×38+([P])^1/2×15

不含有Bi的情况下，f6A中的[Bi]为0，f6A成为f6A＝(γ)^1/2×3+(β)×(-0.5×[Si]²+1.5×[Si])+([Pb])^1/2×38+([P])^1/2×15。

本发明的第1实施方式的易切削铜合金铸件含有大于58.5质量％且小于65.0质量％的Cu、大于0.40质量％且小于1.40质量％的Si、大于0.002质量％且小于0.25质量％的Pb及大于0.003质量％且小于0.19质量％的P，作为可选元素，含有0.001质量％以上且0.100质量％以下的Bi，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0.45质量％，并且Sn、Al的总量小于0.45质量％，当含有Bi的情况下，设为上述组成关系式f0在0.003＜f0＜0.25的范围内、组成关系式f1在56.0≤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18≤f3≤80的范围内、组织关系式f4在0≤f4＜5的范围内、组织关系式f5在f5＜4的范围内、组织关系式f6在18≤f6≤82的范围内、组织/组成关系式f6A在33≤f6A的范围内，在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铸件含有大于59.0质量％且小于65.0质量％的Cu、大于0.50质量％且小于1.35质量％的Si、大于0.010质量％且小于0.20质量％的Pb及大于0.010质量％且小于0.15质量％的P，作为可选元素，含有0.001质量％以上且0.100质量％以下的Bi，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％，并且Sn、Al的总量小于0.40质量％，当含有Bi的情况下，设为上述组成关系式f0在0.020≤f0＜0.20的范围内、组成关系式f1在56.3≤f1≤59.2的范围内、组织关系式f2在25≤f2≤75的范围内、组织关系式f3在25≤f3≤75的范围内、组织关系式f4在0≤f4＜3的范围内、组织关系式f5在f5＜2的范围内、组织关系式f6在25≤f6≤76的范围内、组织/组成关系式f6A在40≤f6A的范围内，在β相内存在含P化合物。

本发明的第3实施方式的易切削铜合金铸件含有大于59.5质量％且小于64.5质量％的Cu、大于0.60质量％且小于1.30质量％的Si、大于0.010质量％且小于0.15质量％的Pb、大于0.020质量％且小于0.14质量％的P及大于0.020质量％且0.100质量％以下的Bi，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0.35质量％，并且Sn、Al的总量小于0.35质量％，设为上述组成关系式f0在0.040≤f0＜0.18的范围内、组成关系式f1在56.5≤f1≤59.0的范围内、组织关系式f2在30≤f2≤70的范围内、组织关系式f3在30≤f3≤70的范围内、组织关系式f4在0≤f4＜2的范围内、组织关系式f5在f5＜1的范围内、组织关系式f6在30≤f6≤70的范围内、组织/组成关系式f6A在45≤f6A的范围内，在β相内存在含P化合物，并且在α相内存在含有Bi的粒子。

在此，作为本发明的第1～3实施方式的易切削铜合金铸件中，优选凝固温度范围为25℃以下。

并且，作为本发明的第1～3实施方式的易切削铜合金铸件中，优选维氏硬度为105Hv以上，并且进行U型缺口冲击试验时的冲击值(通过U型缺口冲击试验测量的冲击值)为25J/cm²以上。

以下，对如上述规定成分组成、组成关系式f0、f1、组织关系式f2、f3、f4、f5、f6、组织/组成关系式f6A、金相组织的理由进行说明。

＜成分组成＞

(Cu)

Cu为本实施方式的铜合金铸件的主要元素，为了克服本发明的课题，需要至少含有大于58.5质量％的量的Cu。在Cu含量小于58.5质量％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、韧性差。从而，Cu含量的下限大于58.5质量％，优选大于59.0质量％，更优选大于59.5质量％，进一步优选大于60.5质量％。

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，出现μ相、其他相。其结果，不能获得优异的切削性，延展性、韧性也变得不良。并且，与铸造性具有密切相关的凝固温度范围变宽。因此，Cu含量小于65.0质量％，优选小于64.5质量％，更优选小于64.2质量％，进一步优选小于64.0质量％。

(Si)

Si为作为本实施方式的易切削铜合金铸件的主要元素，Si有助于形成κ相、γ相、μ相、β相、ζ相等金属相。Si提高作为本实施方式的易切削铜合金铸件的切削性、强度、耐磨性、耐应力腐蚀破裂性，降低熔融金属的粘度，提高熔融金属流动性并且提高铸造性。关于切削性，查明在通过含有含量在上述范围内的Cu、Zn及Si而形成的β相中具有优异的切削性。关于切削性优异的β相，例如作为代表性β相，可举出由约60质量％的Cu、约1.3质量％的Si、约38.5质量％的Zn构成的β相。并且，同时查明在β相的存在下，通过含有上述范围内的Cu、Zn及Si而形成的γ相中也具有优异的切削性。

关于α相，例如可举出由约67质量％的Cu、约0.8质量％的Si、约32质量％的Zn构成的组成作为代表性组成。在本实施方式的组成范围内，α相的切削性也通过含有Si而获得改善，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，合金被强化，对合金的延展性、韧性也造成影响。并且，含有Si会降低合金的导电率，但通过形成β相会提高导电率。

为了作为铜合金铸件具有优异的切削性、为了获得高的强度及为了提高熔融金属流动性/铸造性，需要以大于0.40质量％的量含有Si。Si含量优选大于0.50质量％，更优选大于0.60质量％，进一步优选大于1.00质量％。

而且，若以大于0.40质量％、优选大于0.50质量％、更优选大于0.60质量％的量含有Si，则即使Bi为少量，Bi粒子也存在于α相内。若还大量含有Si，则Bi粒子存在于α相内的频率变高，能够更有效地利用所谓对切削性的效果比Pb差的Bi。

另一方面，若Si含量过多，则γ相变得过多，根据情况，析出μ相。与β相相比，γ相的延展性、韧性差，会降低铜合金铸件的延展性。尤其，若γ相过多，则钻头切削的推力值增加。Si的增加量会导致合金的导电率变差。并且，虽取决于Cu与Zn的配合，但是若Si过多，则使凝固温度范围变宽而铸造性变差。在本实施方式中，也以铸造性优异并且兼具良好的强度、韧性、传导性为目标，因此Si含量的上限小于1.40质量％，优选小于1.35质量％，更优选小于1.30质量％，进一步优选小于1.25质量％。虽还取决于制造工艺或Cu浓度，但是若Si含量少于约1.3质量％，则γ相的量大致少于2％，但是通过适当地增加β相所占的比例，能够保持优异的切削性，并且能够具有高的强度与良好的韧性。

若使Cu-Zn的二元合金基体含有第3、第4元素，并且，若增减其量，则β相的特性、性质会发生变化。如专利文献2～6中记载般以Cu为约69质量％以上、Si为约2％以上、剩余部分为Zn的合金存在的β相、与本实施方式的以Cu为约63质量％、Si为约1.2质量％、剩余部分为Zn的合金产生的β相即使为相同的β相，特性和性质也不同。另外，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，包括切削性的特性发生变化而降低。同样地，在存在γ相的情况下，若所形成的γ相的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，根据冷却速度等制造条件，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铸件的主要构成元素，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41质量％，优选小于约40质量％，大于约33质量％，优选大于34质量％。

(P)

P在由α相及β相构成的Cu-Zn-Si合金中优先分布于β相中。关于P，首先能够通过P在β相中的固溶来提高含有Si的β相的切削性。而且，通过含有P及制造工艺，平均直径0.3～3μm的大小的含P化合物形成于β相中。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。外周切削的三分力、钻头切削的扭矩及切屑形状密切相关，三分力、扭矩越小，切屑越破碎。

并且，P具有使α相的晶粒变细的作用，通过使α相变细，提高铜合金铸件的切削性。

在浇铸之后、凝固、冷却过程中，在高于530℃的温度下，基本不会形成含P化合物。P在冷却时主要固溶于β相中，以一定临界冷却速度以下主要在β相内或β相与α相的相界中析出含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且平均粒径为约0.5～3μm。并且，含有该析出物的β相能够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，并且几乎不会损害铜合金铸件的延展性、韧性。Fe、Mn、Cr、Co和Si、P的化合物有助于提高铜合金铸件的强度、耐磨性，但是会消耗合金中的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，也会损害延展性。

并且，P与Si的共添加时具有使含有Bi的粒子容易存在于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的含量的下限大于0.003质量％，优选大于0.010质量％，更优选大于0.020质量％，进一步优选大于0.030质量％。若含有大于0.010质量％的P，则能够用500倍的金属显微镜观察P的化合物，若P大于0.020质量％，则变得更清楚地看到P的化合物。

另一方面，若以0.19质量％以上的量含有P，则析出物粗大化，不仅对切削性的效果会饱和，β相中的Si浓度降低，切削性反而会变差，延展性、韧性也降低。并且，使凝固温度范围变宽，铸造性变差。因此，P的含量小于0.19质量％，优选小于0.15质量％，更优选小于0.14质量％，进一步优选小于0.10质量％。即使P的含量小于0.05质量％，也会形成足够量的化合物。

另外，关于例如P与Si的化合物，若Mn、Fe、Cr、Co等容易与Si或P进行化合的元素的量增加，则化合物的组成比逐渐发生变化。即，从显著提高β相的切削性的含P化合物逐渐改变成对切削性的效果小的化合物。因此，至少需要将Mn、Fe、Cr、Co的总含量设为小于0.45质量％、优选小于0.40质量％、更优选小于0.35质量％。

(Pb)

本实施方式中，含有Si，含有P，而且通过存在P的化合物的β相切削性变得优异，但是通过还含有少量的Pb实现作为铜合金铸件而优异的切削性。关于Pb，基于切削性优异的β相的存在，通过存在于金相组织内的细微的Pb粒子，发挥提高切屑的破碎性或降低切削阻力的效果。本实施方式的合金组成中，Pb的约0.001质量％的量固溶于基质中，大于其量的Pb作为直径为约0.1～约3μm的Pb粒子而存在，以大于0.002质量％的Pb含量发挥效果。Pb含量大于0.002质量％，优选大于0.010质量％，更优选大于0.020质量％。

另一方面，Pb作为铜合金铸件的切削性改善手段而非常有效，但是对人体或环境有害。因此，Pb的含量需要小于0.25质量％，优选小于0.20质量％，更优选小于0.15质量％，进一步优选0.10质量％以下。

(Bi)

Bi的约0.001质量％的量固溶于基质中，大于其量的Bi作为直径为约0.1～约3μm的粒子而存在。本实施方式中，将对人体有害的Pb的量限制为小于0.25质量％、优选小于0.20质量％、更优选小于0.15质量％、进一步优选0.10质量％以下，并且以优异的切削性作为目标。Bi对切削性的效果比Pb差，但是与Pb的共添加时可知发挥与Pb大致等同、根据情况发挥同等以上的切削性的效果。若在Pb的存在下含有Bi，则Pb与Bi大多一起存在，与Bi粒子、Pb粒子相比，Pb与Bi共存的粒子不损害对切削性的效果。Bi对环境和人体的影响在现阶段虽不明确，但是认为其影响小于Pb，通过含有Bi来降低Pb的量，由此降低对环境和人体的影响。并且，本实施方式中，通过Si的作用，能够使含有Bi的粒子优先存在于α相内，改善α相的切削性，并且能够通过其他手段提高作为铜合金铸件的切削性。

即，若含有Bi的粒子存在于α相的频率变高，则改善α相的切削性且提高基于含有Bi的粒子的切削性的效果大于提高基于Pb粒子的切削性的效果。本实施方式的铜合金铸件刚凝固之后不存在α相，β相为100％。随着温度下降，具体而言，在从约850℃至约600℃的冷却过程中，从β相析出α相，但是此时含有Bi的粒子为熔融物(液体)。不含Si的Cu-Zn合金的情况下，析出α相时，Bi粒子存在于β相内或者所析出的α相与β相的边界，几乎不存在于α相内。另一方面，如上所述，若在Cu-Zn合金中含有Si，则通过Si的作用容易在α相内存在含有Bi的粒子。

作为可选元素含有Bi，也可以不含有Bi。含有Bi的情况下，通过Pb的存在，以0.001质量％以上的Bi量发挥效果。Bi主要定位为Pb的代替。另一方面，若Bi含量大于0.020质量％，则含有Bi的粒子存在于α相内，改善α相的切削性，进一步提高切削性。并且，在(1)切削速度增加、(2)进给量增加、(3)外周切削的切削深度增加、(4)钻孔直径增加的严峻的切削条件下，Bi的量优选为0.030质量％以上。另一方面，Bi具有使铜合金铸件变脆的性质。考虑到对环境或人体的影响、铜合金铸件的延展性、韧性的降低、制作铸件时的破裂的问题，Bi的上限设为0.100质量％以下，优选设为0.080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的废料中，混入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的废料中经常电镀有Sn，从而混入高浓度的Sn。

从资源的再利用的观点、成本上的问题考虑，在至少不会对特性带来不良影响的范围内，包含这些元素的废料用作原料。另外，添加有JIS规格(JIS H 3250)的Pb的易切削黄铜棒C3604中，以约3质量％的量含有必要元素的Pb，另外，作为杂质，容许Fe的量为0.5质量％以下、Fe+Sn(Fe与Sn的总量)为1.0质量％为止。

添加有JIS规格(JIS H 5120)的Pb的黄铜铸件中，以约2质量％的量含有必要元素的Pb，另外，作为剩余成分的容许限度，Fe量设为0.8质量％、Sn量设为1.0质量％以下、Al量设为0.5质量％、Ni量设为1.0质量％以下。实际上，有时在易切削黄铜棒或黄铜铸件中含有接近JIS规格的上限的高浓度的Fe、Sn、或Al、Ni。

Fe、Mn、Co及Cr在Cu-Zn合金的α相、β相、γ相中固溶至一定浓度，但是若此时存在Si，则容易与Si进行化合而与Si键合，有可能消耗对切削性有效的Si。而且，与Si进行化合的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化合物及Cr-Si化合物。这些金属间化合物非常坚硬，因此不仅使切削阻力上升，而且缩短工具的寿命。并且，若Fe、Mn、Co及Cr的量较多，则有时在含P化合物中也与这些元素进行化合，而含P化合物的组成发生变化，还存在含P化合物的原本的功能受损的可能性。因此，需要限制Fe、Mn、Co及Cr的量，各个含量优选小于0.30质量％，更优选小于0.20质量％，进一步优选0.15质量％以下。尤其，Fe、Mn、Co、Cr的含量的合计需要小于0.45质量％，优选小于0.40质量％，更优选小于0.35质量％，进一步优选0.25质量％以下。

另一方面，从易切削黄铜、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与Al根据其量增加而逐渐使由Cu、Zn、Si形成的γ相原本的性质发生变化。并且，与α相相比，Sn、Al更多地分配于β相而逐渐使β相的性质发生变化。其结果，有可能引起合金的延展性、韧性的降低、切削性的降低。因此，还需要限制Sn、Al的量。Sn的含量优选小于0.40质量％，更优选小于0.30质量％，进一步优选0.25质量％以下。Al的含量优选小于0.20质量％，更优选0.15质量％以下，进一步优选0.10质量％以下。尤其，鉴于切削性、延展性、对人体的影响，Sn、Al的含量的总计需要小于0.45质量％，优选小于0.40质量％，更优选小于0.35质量％，进一步优选0.25质量％以下。

作为其他主要的不可避免的杂质元素，根据经验，Ni大多来自废料等的混入，但对特性的影响比上述的Fe、Mn、Sn等小。Ni的含量优选小于0.3质量％，更优选小于0.2质量％。关于Ag，通常Ag被视为Cu，对各特性几乎没有影响，因此不需要特别限制，但Ag的含量优选小于0.1质量％。关于Te、Se，其元素本身具有切削性，虽然很少，但有可能大量混入。鉴于对延展性和冲击特性的影响，Te、Se各自的含量优选小于0.2质量％，更优选0.05质量％以下，进一步优选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，但鉴于对延展性和冲击特性的影响，As、Sb各自的含量优选小于0.05质量％，优选0.02质量％以下。

作为其他元素的Mg、Ca、Zr、Ti、In、W、Mo、B及稀土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％，进一步优选小于0.02质量％。

另外，稀土元素的含量为Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Tb及Lu的1种以上的总量。

以上，这些不可避免杂质的总量优选小于1.0质量％，更优选小于0.8质量％，进一步优选小于0.7质量％。

(组成关系式f1)

组成关系式f1＝[Cu]-5×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]

不含有Bi的情况下，f1中的[Bi]为0，f1成为f1＝[Cu]-5×[Si]+0.5×[Pb]-0.5×[P]。

组成关系式f1表示组成与金相组织的关系的式，即使各个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种特性。若f1小于56.0，则即使对制造工艺下工夫，β相所占的比例变多，延展性、韧性降低。从而，f1的下限为56.0以上，优选56.3以上，更优选56.5以上。随着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，并且具有良好的冲击特性。

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相所占的比例变多，韧性、延展性降低，强度也降低。根据情况，会出现μ相。并且，f1的上限与铸造性有关，若大于f1的上限，则存在于最终凝固部的缺陷变多。并且，铸造性与凝固温度范围密切相关，若凝固温度范围较宽，则铸造性变差，若大于f1的上限，则凝固温度范围大于25℃而存在于最终凝固部的缺陷变多。因此，f1的上限为59.5以下，优选59.2以下，更优选59.0以下，进一步优选58.5以下。虽取决于组成或工艺，但是根据f1的值变小，而β相增加，切削性得到提高，强度变高，凝固温度范围变小，铸造性得到提高。

作为本实施方式的易切削铜合金铸件具备与要求降低切削时的阻力且较细地分割切屑这一脆性的切削性、韧性、延展性完全相反的特性，但不仅议论组成，而且还详细议论组成关系式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、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f0)

含有Bi的情况下，组成关系式f0＝[Pb]+[Bi]

Bi在改善铜合金铸件的切削性的基础上，能够简便地评价为Bi具有与Pb同等的效果，作为Pb的代替，能够任意含有Bi。因此，作为[Pb]与[Bi]的和的f0需要大于0.003。f0优选0.010以上，更优选0.020以上，进一步优选0.040以上。尤其，在(1)切削速度增加、(2)进给量增加、(3)外周切削的切削深度增加、(4)钻孔直径增加、(5)钻头切削深的严峻的切削条件下，f0优选0.040以上，更优选0.050以上。同时，Bi的量优选大于0.020质量％，并且含有Bi的粒子存在于α相内。

另一方面，Bi对环境或人体的影响在现阶段虽不明确，但是即使将Pb的一部分用Bi代替，f0也需要小于0.25。f0优选小于0.20，进一步优选小于0.18。即使Pb与Bi的总含量少于0.18质量％，通过满足f1及后述的关系式f2～f6、f6A，获得具有优异的切削性的铜合金铸件。

(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铜合金铸件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2～10中，作为主要元素的Cu、Si的含量不同，需要大量的Cu。

并且，在专利文献2～4、6、9、10中，金相组织中，β相作为阻碍切削性而被列举为不优选的金属相，在切削性的关系式中，可举出β相作为负相(对相的量赋予负系数的相)。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。

专利文献4、9、10中，记载有能够容许的β相的量，但是β相的量最大为5％以下。

在专利文献11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12中，是如下具有耐蚀性的铜合金铸件：需要65质量％以上的量的Cu，含有Si并且微量含有Al、Sb、Sn、Mn、Ni、B等，由此具有良好的机械性质、铸造性。

专利文献13中，不含有P。

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

在专利文献15中，为了提高耐脱锌腐蚀性，以1.5质量％以上的量含有Sn。并且，为了获得切削性，需要大量的Bi。

另外，在任一专利文献中，均未公开或建议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18％以上的β相的量的情况、β相内存在细微的含P化合物的情况、作为第3实施方式的α相内存在含有Bi的粒子的情况。

[表1]

[表2]

	金相组织
		第1实施方式	20≤α≤80、18≤β≤80、0≤γ＜5
第2实施方式	25≤α≤75、25≤β≤75、0≤γ＜3
		第3实施方式	30≤α≤70、30≤β≤70、0≤γ＜2
专利文献1	α+γ组织或α+β+γ组织。
		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+γ+κ≥85、5≤γ+κ+0.3μ-β≤95
专利文献7	-
		专利文献8	-
专利文献9	60≤α≤84、15≤κ≤40、β≤2等
		专利文献10	29≤κ≤60、β＝0等。α相内存在κ相。
专利文献11	-
		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。Cu-Zn-Si合金铸件的情况下，与经由热挤压等热加工的铜合金相比，针对所出现的相的结构、这些相的比例，已经发现进一步成为已偏离了平衡状态的金相组织。并且，制作铸件的过程中，即使为相同组成的合金，根据冷却速度，β、γ相的量产生较大变化。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。

20≤f2＝(α)≤80；

18≤f3＝(β)≤80；

0≤f4＝(γ)＜5；

f5＝20×(γ)/(β)＜4

18≤f6＝(γ)^1/2×3+(β)×(-0.5×[Si]²+1.5×[Si])≤82

(γ相、组织关系式f4)

如专利文献2～6、9、10中记载般，在Cu浓度为约69质量％～约80质量％、Si浓度为约2～4质量％的Cu-Zn-Si合金中，γ相为最有助于切削性的相。本实施方式中，也能够确认到γ相有助于切削性，但是为了使延展性与强度的平衡成为优异，需要限制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、韧性。γ相以少量具有改善钻头切削的切屑的破碎性的作用。但是，由于γ相坚硬，因此若大量存在γ相，则提高钻头切削的推力阻力值。以18％以上的量(面积率，以下，相的量的单位为面积率)存在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。含有少量的γ相的情况下，对切削性的改善效果较大，但是即使增加γ相的量，切削性的改善效果也降低。若考虑延展性、钻头切削和外周切削的切削阻力，则γ相的量需要小于5％。γ相的量优选小于3％，更优选小于2％。若γ相的量小于2％，则对韧性的影响减小。即使不存在γ相、即(γ)＝0的情况下，以后述的比例存在含有Si的β相，并且含有Pb，作为可选元素含有Bi，由此获得优异的切削性。

(β相、组织关系式f3、f5)

为了在限制专利文献中记载的γ相的量且没有或不含有κ相、μ相的情况下获得优异的切削性，重要的是，Si量与Cu、Zn的量的最佳配合比例、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。

若与α相相比，在本实施方式中的组成范围内的β相的延展性不良，但是从延展性、韧性的观点考虑，β相的韧性、延展性远强于受到较大限制的γ相，韧性、延展性也强于κ相、μ相。因此，从韧性、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。

本实施方式的Cu-Zn-Si-P-Pb合金、或Cu-Zn-Si-P-Pb-Bi合金的铸件中，为了使Pb的含量控制在最小限度并且获得良好的切削性，β相的量至少需要18％以上，并且为了具有良好的延展性并获得高强度，β相的量需要高于γ相的5倍的量。即，需要满足f5＝20×(γ)/(β)＜4(若对f5进行式变形则为5×(γ)＜(β))。β相的量优选25％以上，更优选30％以上。即使γ相的量小于3％、进而小于2％，也能够具有良好的切削性。若γ相的量小于3％、进而小于2％，并且β相的量大于γ相的量的10倍、进而大于20倍，则能够具有更良好的延展性、韧性及高强度。即，成为f5＝20×(γ)/(β)＜2(若对f5进行式变形则为10×(γ)＜(β))、或f5＝20×(γ)/(β)＜1。γ相的量为0％时，β相的量优选25％以上，更优选30％以上，进一步优选40％以上。即使β相所占的比例为约50％、切削性不良的α相所占的比例为约50％，也能够以高水平维持合金的切削性。另外，本实施方式的易切削铜合金铸件的目的不在于优异的耐蚀性、耐脱锌腐蚀性。但是，通过Si固溶于α相、β相，从而提高α相、β相的耐蚀性，比包含不含Si的β相的易切削黄铜C3604、锻造用黄铜C3771显示良好的耐蚀性，但是不具有如上述文献所示的优异的耐蚀性。

包含P、γ相所占的比例为0％或小于2％并且β相的量为约40％以上的情况下，合金的切削性继承了存在含P化合物的β单相合金的切削性。认为软的α相在β相的周围起到缓冲材料的作用或者软质的α相与硬质的β相的相界成为切屑的分割的起点，即使β相的量为约40％～约50％，也会保持优异的切削性、即维持较低的切削阻力并且根据情况提高切屑的破碎性。但是，若β相的量减少并且达到约18％～约30％，则α相的性质变得优异，将β相为约25％附近为界，切削性降低。

另一方面，与α相相比，β相的延展性、韧性较差。β相所占的比例降低并且延展性提高。为了获得良好的延展性而改善强度与延展性、韧性的平衡，需要使β相所占的比例成为80％以下，优选75％以下，更优选70％以下。在重视韧性、延展性时，β相所占的比例优选60％以下。根据使用目的、用途，适当的β相所占的比例略有变动。

另外，β相具有在高温下延展性强的性质。含有Pb或Bi的铜合金铸件凝固之后冷却到室温时，Pb、Bi在约300℃为止以熔融物的形式存在，因此容易因热应变等而产生破裂。尤其，Bi的影响较大。该情况下，若在高温下延展性强的软的β相至少存在18％以上、优选25％以上，则能够降低基于低熔点金属Pb、Bi的破裂敏感性。与常温相比，基本上在高温下存在大量的β相，因此在常温下β相越多，越能够更加降低铸造破裂的敏感性。

(Si浓度和β相的切削性)

本实施方式中的组成范围内，固溶于β相的Si量越增加，越提高β相的切削性。对合金的Si浓度、β相的量及合金的切削性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]时，若将β相的量乘以(-0.5×[Si]²+1.5×[Si])，则与合金的切削性很好地匹配。即，即使为相同的β相，Si浓度高的β相的切削性也会更好。例如，表示与合金的Si浓度为1.2质量％相比，合金的Si浓度为1.0质量％的情况下需要1.08倍的量的β相。但是，合金的Si浓度在约1.3质量％至约1.5质量％之间时，β相的切削性的改善效果饱和，相反地，若大于约1.5质量％，则Si浓度越增加，β相的切削性越降低。

另一方面，对切削性发挥效果的β相中的Si浓度至少需要大于0.5质量％。β相中的Si浓度优选大于0.7质量％，更优选1.0质量％以上。若β相中的Si浓度成为约1.6质量％，则切削性的效果开始饱和，若大于约1.8质量％，则β相进一步变硬、变脆而切削性效果开始消失。因此，β相中的Si浓度的上限为1.8质量％。

(β相、组织关系式f6)

除组织关系式f3～f5以外，组织关系式f6为分别对用于获得整体上优异的切削性和延展性、强度的γ相、β相的比例赋予系数并显示的式。如上所述，少量的γ相对钻头加工时的切屑的破碎性具有优异的效果，将γ相的量的1/2次方乘以系数3。关于β相，着重于合金的Si浓度，将β相的量乘以(-0.5×[Si]²+1.5×[Si])，将其值与将γ相的量的1/2次方乘以系数3而得的值的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，但只有满足上述组成关系式f0、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的下限值为18以上，优选25以上，更优选30以上。若重视切削性，则优选40以上。另一方面，鉴于韧性、延展性、强度等特性，组织关系式f6的上限值为82以下，优选76以下，更优选70以下。

另外，关系式f0～f6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，而除了含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。关于含P化合物，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、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、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。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、判别的析出物、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。

(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的金相组织的关系式中需要追加以各个作用改善切削性的Pb、Bi及P的效果。在含有Si的β相并且在β相内存在含P化合物的条件下，随着P在β相中的固溶量增加、或随着含P化合物的量增加而提高切削性，若用金属显微镜观察到P的化合物，则切削性进一步得到提高。非常少量的含有Pb，会提高切削性。Bi具有大致与Pb同等的效果，若在α相内存在含有Bi的粒子，则切削性进一步得到提高。进行了深入研究的结果发现取决于Pb、Bi、P的切削性的提高的程度与Pb的量的1/2次方、或Pb与Bi的总含量的1/2次方、P的量的1/2次方有着较密切的关系。如上所述，Bi的效果简单地认为与Pb相同的效果，能够用Pb+Bi表示。即，Pb、或Pb+Bi、P均通过非常少量的含有而发挥较大的效果，随着含量增加，切削性的提高效果增加，但是逐渐变缓。

总而言之，β相中所含有的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、作为细微的粒子存在的Pb的量、或Pb+Bi的量分别通过不同的作用提高合金的切削性，但是若满足所有这些必要特征，则通过这些协同作用发挥较大的切削性的改善效果，Pb或Pb+Bi、P均以非常少量的含有而大幅提高铜合金铸件的切削性。

组织/组成关系式f6A是将Pb的量、或Pb+Bi的量([Pb]、或[Pb]+[Bi])的1/2次方乘以系数38、将P的量(质量％、[P])的1/2次方乘以系数15并分别加上f6即表示β相的切削性的效果而得。为了获得良好的切削性，f6A至少为33以上，优选40以上，更优选45以上，进一步优选50以上。即使满足组织关系式f6，若不满足追加Pb或Pb+Bi、P的效果的f6A，则也无法获得良好的切削性。另外，若Pb或Pb+Bi及P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。另外，即使在f6的值比较小的情况下，也通过增加Pb或Pb+Bi及P的含量，提高切削性。另外，在(1)切削速度增加、(2)进给量增加、(3)外周切削的切削深度增加、(4)钻孔直径增加、(5)钻头切削长度深的等切削条件变得严峻的情况下，增大f6A是有效的，其中，优选增加Pb或Pb+Bi一项。

另外，f6、f6A仅在本实施方式中规定的各元素的浓度范围内、及由f0～f5规定的范围内适用。

(α相、组织关系式f2)

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3～10％，但随着Si量增加，切削性提高。若β相为100％，则在合金的延展性、韧性上存在问题，需要适当量的α相。即使从β单相合金含有比较大量的α相，若满足条件，则会维持β单相合金的切削性。例如，认为即使以约50％的面积率含有α相，软质的α相本身起到缓冲材料的作用，切削时α相与硬质的β相的边界成为应力集中源而分割切屑，因此维持优异的β单相合金的切削性，根据情况提高切削性。

重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的平衡，α相的量需要为20％以上，优选25％以上，更优选30％以上，进一步优选35％以上。重视韧性的情况下，α相优选为40％以上。另一方面，为了获得良好的切削性，α相的量的上限需要设为80％以下，优选75％以下，更优选70％以下，重视切削性的情况下，优选60％以下。

(μ相、κ相、其他相)

为了具有优异的切削性且获得高延展性、高韧性、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，尤其并不需要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(α)+(β)+(γ)＞99，若排除测量上的误差、数值的近似法(四舍五入)，则最佳为(α)+(β)+(γ)＝100。

(含P化合物的存在)

通过含有Si，较大地改善β相的切削性，而且通过含有P、P在β相中的固溶进一步改善切削性。另外，根据在β相内存在通过粒径为约0.3μm～约3μm的P、Si、Zn形成的化合物，β相能够具有更加优异的切削性。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充分存在含P化合物，与未添加P的β单相合金相比，切削性指数简单，但是提高约10％。

也对P的含量、所形成的含P化合物的量、所形成的含P化合物的大小带来影响。含P化合物为含有P和至少Si及Zn中的任一者或两者的化合物，根据情况，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，有可能不再有助于提高切削性。

另外，在浇铸之后、冷却过程的约550℃以上的温度范围内，不存在P的化合物，在低于冷却时的550℃的温度下，以一定临界冷却速度产生。但是，如上所述，含有大量不可避免的杂质的情况下，有时P的化合物的构成(组成)发生变化，因此并不限于此。深入研究的结果，判明为浇铸之后的冷却过程中优选以55℃/分钟以下的冷却速度冷却530℃至450℃的温度区域。530℃至450℃的温度区域下的冷却速度更优选50℃/分钟以下，进一步优选45℃/分钟以下。另一方面，若冷却速度过慢，P的化合物容易成长，对切削性的效果降低。在530℃至450℃的温度区域下的冷却速度的下限优选0.1℃/分钟以上，更优选0.3℃/分钟以上。冷却速度的上限值55℃/分钟也根据P的量而略有变动，若P的量较多，则即使为更快的冷却速度也形成含P化合物。

(存在于α相内的Bi粒子(含有Bi的粒子))

含有Si的β单相合金、还含有P且存在含P化合物的β单相合金的切削性接近含有3质量％的Pb的易切削黄铜的水平。而且，在本实施方式中已经完成了如下的铜合金铸件：含有α相，α相起到β相间的缓冲材料、切屑分割的起点的作用，有助于切屑的破碎性，以非常少量的Pb的含有而具有优异的切削性。其中，与Pb相比，作为可选元素含有的Bi对切削性的贡献度稍低，但是若α相中存在Bi粒子，则通过其他作用改善切削性。即，通过含有Si而稍微改善α相的切削性，但是其效果较小，通过在α相存在Bi粒子，最终改善α相本身的切削性。Bi粒子存在于α相的频率越增加，α相的切削性越提高，合金的切削性也提高。

Bi在铜合金中几乎不固溶，若通过金属显微镜观察，则作为0.3μm～3μm的大小的圆形状的粒子而存在。与Cu、Cu与Zn的合金即黄铜相比，Bi的熔点较低，原子序数较大，原子大小较大。因此，不含有Si，β相的量大致大于20％的黄铜铸件的情况下，在α相中几乎不存在Bi粒子，主要存在于α相与β相的相界，随着β相的量增加，也大量存在于β相内。本实施方式中，通过Si在Cu-Zn合金中的作用，查明了Bi粒子存在于α相内的频率变高。根据Si含量大于0.40质量％、大于0.50质量％及增加到0.70质量％以上，其作用变得明确。另外，通过含有P，也会提高Bi粒子存在于α相中的频率。Bi的切削性被认为比Pb差，但是本实施方式中，通过在α相内存在Bi粒子，结果能够获得与Pb同等、根据情况同等以上对切削性的效果。若与Bi一同添加Pb，则Bi与Pb共存于大量的粒子中，但是发挥与单独含有Bi的情况大致同等的切削性的效果。另外，为了提高Bi粒子存在于α相中的频率、提高α相的切削性，优选以大于0.020质量％的量含有Bi。

其中，图1～3表示各种合金的金相组织的照片。

图1是试验No.T07的金相组织的照片。试验No.T07为Zn-62.5质量％Cu-1.00质量％Si-0.063质量％P-0.016质量％Pb合金(合金No.S02)，在将铸造之后的650℃至550℃的冷却速度设为40℃/分钟、将530℃至450℃的冷却速度设为30℃/分钟、将430℃至350℃的冷却速度设为25℃/分钟的条件(工序No.1)下制造。

图2是试验No.T35的金相组织的照片。试验No.T35为Zn-62.2质量％Cu-1.02质量％Si-0.067质量％P-0.073质量％Pb-0.042质量％Bi合金(合金No.S20)，在将铸造之后的650℃至550℃的冷却速度设为40℃/分钟、将530℃至450℃的冷却速度设为30℃/分钟、将430℃至350℃的冷却速度设为25℃/分钟的条件(工序No.1)下制造。

图3是试验No.T106的金相组织的照片。试验No.T106为Zn-63.1质量％Cu-1.08质量％Si-0.001质量％P-0.025质量％Pb合金(合金No.S53)，在将铸造之后的650℃至550℃的冷却速度设为40℃/分钟、将530℃至450℃的冷却速度设为30℃/分钟、将430℃至350℃的冷却速度设为25℃/分钟的条件(工序No.1)下制造。

图1中可知，黑色的约0.5～3μm的粒状析出物为含P化合物，并且大量存在于β相内。图2中，观察到α相内含有约1μm的大小的Bi的粒子，并且观察到含P化合物存在于β相内。

另一方面，图3中，P的量为0.001质量％，因此用金属显微镜观察不到含P化合物。并且，P为0.001质量％，因此α相晶粒较大。

(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

关于下述所示的试样a～d，用2000倍的倍率拍摄二次电子图像、组成像，用X射线微量分析仪对α、β、γ相中的Cu、Zn、Si的浓度进行了定量分析。测量是使用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。

试样a：Zn-63.1质量％Cu-1.18质量％Si-0.048质量％P合金，在将铸造之后的650℃至550℃的冷却速度设为40℃/分钟、将530℃至450℃的冷却速度设为30℃/分钟、将430℃至350℃的冷却速度设为25℃/分钟的条件(工序No.1)下制造的试样。

试样b：Zn-63.1质量％Cu-1.18质量％Si-0.048质量％P合金，在将铸造之后的650℃至550℃的冷却速度设为40℃/分钟、将530℃至450℃的冷却速度设为30℃/分钟、将430℃至350℃的冷却速度设为25℃/分钟、冷却到室温接着实施了在350℃下保持20分钟的低温退火的条件(工序No.8)下制造的试样。

试样c：Zn-61.4质量％Cu-0.81质量％Si-0.044质量％P合金，在将铸造之后的650℃至550℃的冷却速度设为40℃/分钟、将530℃至450℃的冷却速度设为30℃/分钟、将430℃至350℃的冷却速度设为25℃/分钟的条件(工序No.1)下制造的试样。

试样d：Zn-62.8质量％Cu-0.98质量％Si-0.053质量％P合金，在将铸造之后的650℃至550℃的冷却速度设为40℃/分钟、将530℃至450℃的冷却速度设为30℃/分钟、将430℃至350℃的冷却速度设为25℃/分钟的条件(工序No.1)下制造的试样。

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1.15质量％的情况下，大致0.9质量％的Si固溶于α相中，大致1.4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、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。与本实施方式的γ相的组成、60质量％Cu-3.5质量％Si-36质量％Zn有较大的差异，预计两者的γ相的性质也会不同。

[表3]

试样a:Zn-63.1质量％Cu-1.18质量％Si-0.048质量％P合金(工序No.1)

	Cu	Zn	Si
				α相	66.0	33.0	0.9
β相	60.0	38.5	1.5

[表4]

试样b:Zn-63.1质量％Cu-1.18质量％Si-0.048质量％P合金(工序No.8)

	Cu	Zn	Si
				α相	65.5	33.0	0.9
β相	60.0	38.5	1.4
				γ相	60.0	36.0	3.5

[表5]

试样c:Zn-61.4质量％Cu-0.81质量％Si-0.044质量％P合金(工序No.1)

	Cu	Zn	Si
				α相	64.0	35.0	0.6
β相	58.5	40.0	1.0

[表6]

试样d:Zn-62.8质量％Cu-0.98质量％Si-0.053质量％P合金(工序No.1)

	Cu	Zn	Si
				α相	65.0	34.0	0.8
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、8的合金A～F为，以0.01质量％的量含有在实验室制作的Pb的合金，在实验室的电炉中熔解，浇铸到内径100mm、深度200mm的铸模，用实验室的挤压试验机热挤压至

的合金。合金G～I为以0.01质量％的量含有在实验室制作的Pb的合金铸件。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。合金G、H为以0.01质量％的量含有Pb的合金，熔解之后，将1000℃的熔融金属浇铸到内径35mm、深度200mm的模具。冷却中途，在约700℃从模具取出，650℃至550℃的温度区域的平均冷却速度为40℃/分钟、530℃至450℃的温度区域的平均冷却速度为30℃/分钟、430℃至350℃的温度区域的平均冷却速度为25℃/分钟的条件下冷却到350℃，接着以平均冷却速度20℃/分钟进行气冷，从而准备了铸件。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。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]

在上述文献中，记载了作为α单相黄铜的70Cu-30Zn的切削性指数为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)的切削性为31％。而且，与不含Si的α黄铜相比，在调整Cu、Zn的量且含有约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者的试验中连续。

在外周切削中，能够将施加到刀片(车刀)的力分解成主分力、进给分力、背分力，但是将这些合力(3分力)作为切削阻力。关于钻头切削，将施加到钻头的力分解成扭矩、推力，将这些平均值记载为钻头的切削阻力的“综合”。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)。

表8的外周切削的切削阻力相当于实施例中记载的合力(切削性指数)。表8的钻孔切削的扭矩、推力、综合分别相当于实施例中记载的扭矩指数、推力指数、钻头指数。切屑的评价基准与实施例相同。

与不含Si的α相(合金A)相比，调整了Cu、Zn的量且不含Si的β单相黄铜(合金C、54Cu-46Zn)的切削性“综合”指数提高约20％，但是切屑几乎未得到改善，切屑评价未发生变化。与不含Si的β单相黄铜(合金C)相比，在含有1.3质量％的Si的β相合金(合金E)中，切削性“综合”指数提高了约24％。外周切削、钻头钻孔切削时的切屑稍微得到改善而分割，但是与含有3质量％的Pb的易切削黄铜的差较大。

而且，与不含P而含有约1.3质量％的Si的β单相黄铜(合金E)相比，含有0.05质量％的P且含有约1.3质量％的Si的β单相合金(合金F)的切削性“综合”指数提高了约10％。通过比较有P和无P，外周切削提高约14％，钻头钻孔切削中扭矩提高了约9％。外周切削的切削阻力及钻头钻孔切削中的扭矩的提高与切屑形状相关，通过含有0.05质量％的P，在外周切削与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“○”。关于外周切削时的阻力，与含有3质量％的Pb的易切削黄铜的差极小，外周切削、钻头钻孔切削的切屑也显著改善。从表7、8可以看出，关于β单相试样的切削性，在挤压材料与铸件材料(合金E与G、F与H)上没有较大的差异。由此认为，也可以将挤压材料代替成铸件材料。

另外，切削阻力受强度的影响，若比较热挤压材料彼此，则强度越高，切削阻力越大。β单相黄铜、本实施方式的合金具有比含有3质量％的Pb的易切削黄铜高的强度，因此若将其考虑在内，则可以说含有1.3质量％的Si及0.05质量％的P的β单相合金的切削性与含有大致3质量％的Pb的易切削黄铜大致等同。

从表3～8可知，作为β单相黄铜的合金H、F大致相当于本实施方式的易切削铜合金铸件的β相，合金D大致相当于α相。本实施方式的易切削铜合金铸件由相当于含有3质量％的Pb的易切削黄铜的切削性的β相(合金H、F)和通过含有Si改善切削性的α相(合金D)构成。本实施方式的代表性铜合金铸件中，β相的比例为约50％，能够大致保持β单相的合金H、F的切削性，并且相当于添加有Pb的易切削黄铜的切削性。

在含有P、含有0.01质量％的Pb、含有1.0质量％的Si的β单相合金铸件中，合金I与合金H的较大的差异在于Si量。即使Si从1.3质量％降低至1.0质量％，也能够保持高的切削性指数，并且确保切屑的破碎性。

虽为热挤压材料，但合金B为含有0.01质量％的Pb却不含有Si、P的黄铜，β相所占的比例为48％。由上述代替铸件，与α单相黄铜(合金A)相比，合金B的外周切削、钻头切削的切削阻力均得到改善，但是与β单相黄铜(合金C)相比，切削阻力高且切削性“综合”评价为44％。与相同β相率的本实施方式的易切削铜合金铸件的切削性“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，以含有48％的不含有Si、P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。

本实施方式的铜合金铸件在β相中包含P化合物，如表3～8所示般在β相中含有0.5～1.7质量％的量的Si，由此能够具有良好的切削性。

＜特性＞

(强度、韧性、延展性)

通常，例如与经由热挤压棒等热加工的材料相比，铸件具有成分偏析，晶粒也较大，含有一些微小缺陷。因此，铸件被称为“脆”、“脆弱”，韧性、延展性的评价中，期望冲击值高。另一方面，切削中切屑的破碎性优异的材料需要一定的脆性。冲击特性及切削性在某一方面为相反的特性。

对以机械组件为首的作为本实施方式的使用对象的部件、组件，强烈要求使其更薄、更轻。当然，需要具有良好的韧性、延展性。铸件的强度与固溶于β相、α相的Si的量相关，通过在β相中至少含有约0.5质量％以上的Si，得到高的强度。如上所述，铸件容易产生成分偏析或微小缺陷，很难适当地评价强度。在本实施方式中，作为强度的评价方法，采用硬度(维氏硬度)，作为韧性、延展性的评价采用冲击试验值(U型缺口)。

关于铸件，除了连续铸造棒很少实施冷加工。为了铜合金铸件具有高的强度，至少维氏硬度优选为105Hv以上。维氏硬度更优选120Hv以上。硬度与抗拉强度具有相关性，本实施方式中，105Hv的维氏硬度相当于大致420N/mm²的抗拉强度，120Hv的维氏硬度相当于大致450N/mm²的抗拉强度。

用于机械组件、汽车组件、阀门、连接器等的饮用水设备、水龙头金属组件、工业用管道等各种部件的情况下，如上所述，铸件需要不仅具有高强度而且为耐冲击的强韧的材料。因此，在U型缺口试验片上进行夏比冲击试验时，夏比冲击试验值优选25J/cm²以上，更优选30J/cm²以上，进一步优选35J/cm²以上。另一方面，例如若夏比冲击试验值大于90J/cm²或80J/cm²，则所谓的材料的粘性增加，因此切削阻力变高而切屑变得容易连接等切削性变差。

(导电率)

本实施方式的用途中包括电气电子设备组件、EV化进展的汽车组件、其他高导电性部件/组件。当前，含有6质量％或8质量％的Sn的磷青铜(JIS规格、C5191，C5210)经常用于这些用途，导电率分别为约14％IACS、12％IACS。因此，只要导电率为13％IACS以上，则对电传导性不会产生较大的问题。导电率优选14％IACS以上。尽管以大于1质量％的量含有Si(使导电率变差的元素)并且以约33质量％以上的量含有Zn，但是依旧显示13％IACS以上的导电性是受β相的量和固溶于β相中的Si的影响。

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1.3质量％、Cu量为约60质量％、Zn量为约38.5质量％的β相具有非常优异的切削性。

第2，查明为了进一步改善Cu-Zn-Si合金的β相的切削性，若含有P、且在β相中β相中存在粒径为约0.3μm～约3μm的大小的含P化合物、例如P-Si、P-Si-Zn、P-Zn、P-Zn-Cu的化合物，则与没有含P化合物的合金相比，切削阻力进一步降低，同时切屑的破碎性显著提高。

第3，查明在本实施方式的铜合金铸件中产生的γ相对优异的切屑的破碎性有效。专利文献与本实施方式的易切削铜合金铸件中的组成不同，即使为相同的γ相，若组成如上述的β相般不同，则切削性上也会产生较大的差异，但是发现存在于本实施方式的组成范围内的γ相具有优异的切削性。明确了尽管本实施方式的易切削铜合金铸件的Cu含量、Si含量少，但是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、韧性，因此需要限制其量。查明即使在将γ相保持少量或不含有γ相的情况下，也可以调整α相与β相的比例并且具有优异的切削性。

第4，明确了Pb事实上不会固溶于β相内，即使为微量也以Pb粒子存在，以存在含有上述的规定量以上的Si并且包含P的化合物的β相为前提，通过含有非常少量的Pb，对切屑的破碎性、切削阻力的降低发挥较大的效果。

第5，确认了与Pb相比Bi的切削性的效果稍差，但是成为了Pb的代替。若含有规定量以上的Si，则含有Bi的粒子存在于α相内，其结果，改善α相的切削性。查明了这些情况的Bi的效果与Pb同等或具有高于Pb的效果。

第6，含有Si的β相具有高的强度，但是延展性、韧性差，若β相过多，则不适合作为工业用材料。为了完成维持切屑的破碎性优异、切削阻力较低之类的切削性的同时具有良好的韧性、延展性，并且具有高的强度的铜合金，包含α相、β相及γ相的量设为最佳。另外，对铸件来讲铸造性与切削性同时重要，明确Cu及Si的含量与凝固温度范围、铸造性的关系、凝固温度范围与铸造性的关系，通过优化Cu及Si的含量与铸件的金相组织的关系，完成了本实施方式的易切削铜合金铸件。

(铸造性)

本实施方式中，主要前提在于获得无疵铸件，期望铸件无破裂且微小缺陷少。关于铸造破裂，第1要点在于在凝固之后的高温状态下低熔点金属是否以熔融物的形式存在，存在低熔点金属的情况下，确定其量及在与高温状态下基质是否具有延展性。在本实施方式中，在铸件的凝固/冷却过程中，大幅限制基质中以熔融物存在的Pb、Bi等低熔点金属的量，因此不易产生铸造破裂。而且，若满足本实施方式的组成、各种关系式，则在含有大量在高温下具有优异的延展性的β相，因此能够弥补基于少量含有的低熔点金属的不良影响，不存在铸件的破裂的问题。

本实施方式中，铸件的课题在于使微小缺陷控制在最小限度。容易在最终凝固部产生微小缺陷。最终凝固部通过良好的铸造方案大致滞留于冒口的部分，但是通过横跨铸件本体的情况及铸件的形状，最终凝固部也有时存在于铸件本体。关于微小缺陷，能够通过Tatur测试在实验室中确认，已知本实施方式的铸件的情况下，Tatur测试的结果与Cu、Si的量及组成关系式f1与凝固温度范围具有密切的关系。

已知若Cu量成为65.0质量％以上或Si量成为1.4质量％以上，则在最终凝固部中微小缺陷增加，若组成关系式f1大于59.5，则微小缺陷增加。而且，若凝固温度范围、即(液相线温度-固相线温度)大于25℃，则铸造时明显出现缩孔(shrinkage cavities)及微小缺陷，并且无法获得无疵铸件(sound casting)。凝固温度范围优选20℃以下，进一步优选15℃以下，若凝固温度范围为15℃以下，则可获得更加无疵铸件。另外，在三元状态图中，无法读取凝固温度范围。

＜制造工艺＞

接着，对本发明的第1～3实施方式的易切削铜合金铸件的制造方法进行说明。

本实施方式的易切削铜合金铸件的金相组织不仅通过组成而发生变化，而且还通过制造工艺而发生变化。作为铸件的制造方法，具有压铸、模具、砂模(包括连续铸造)、脱蜡等各种铸造方法，通过铸件的厚度、形状、模具、砂模的材质、厚度等，大致确定凝固之后的铸件的冷却速度。冷却速度的变更能够由冷却方法或者保温等手段进行。另一方面，在凝固之后的冷却过程中，产生各种金相组织的变化，金相组织通过冷却速度而发生较大地变化。金相组织的变化是指构成相的种类、这些构成相的量发生较大地变化。针对冷却过程进行了深入研究的结果已知，530℃至450℃的温度区域中的冷却速度最重要，尤其对切削性带来较大地影响。

(熔解)

在比本实施方式的易切削铜合金铸件的熔点(液相线温度)高约100～约300℃的温度即约950℃～约1200℃进行熔解。而且，在比熔点高约50～约200℃的温度即约900℃～约1100℃浇铸到规定铸模中。而且，凝固之后，构成相发生各种变化。

(浇铸(铸造))

浇铸/凝固之后的冷却速度通过经浇铸的铜合金的重量、厚度、砂模、模具等的材质而发生各种变化。例如，在用铜合金或铁合金制作的模具中铸造通常习知的铜合金铸件的情况下，浇铸之后在约700℃以下的温度下从模具移除铸件，强制进行冷却、气冷或缓冷却，以约5℃/分钟～约200℃/分钟的平均冷却速度进行冷却。另一方面，砂模的情况下，浇铸于砂模的铜合金虽取决于铸件的大小或砂模的材质、大小，但是以约0.05℃/分钟～约30℃/分钟的平均冷却速度进行冷却。

本实施方式的易切削铜合金铸件中，浇铸之后，刚凝固之后，例如在800℃的高温状态下，金相组织为β相单相。在之后的冷却中，产生并且形成α相、γ相、κ相、μ相等各个相。作为一例，若在450℃至800℃的温度范围内冷却速度快，则β相变多，若在低于450℃的温度范围内冷却速度慢，则容易产生γ相。

通过铸件的方案(铸造方案)、铸件的形状等，很难大幅变更冷却速度，但是将在530℃至450℃的温度范围内的平均冷却速度调整为0.1℃/分钟以上且55℃/分钟以下而进行冷却。由此，形成含P化合物，用倍率500倍的金属显微镜确认到P的化合物。结果，提高切屑分割作用，并且切削阻力大幅降低。

尽管与组成有关，但是若以0.1℃/分钟以上且10℃/分钟以下的平均冷却速度对430℃至350℃的温度范围进行冷却，则能够产生γ相或增加γ相的量。其结果，能够减少钻头切削时的扭矩，并且提高切屑的破碎性。但是，γ相的冲击值降低，若大量含有γ相，则切削阻力反而会变高，因此需要注意。

(热处理)

通过存在少量的γ相，提高钻头钻孔加工性，因此为了去除铸件的残余应力，有时进行热处理。因此，优选在250℃以上且430℃以下、5分钟～200分钟的条件下实施热处理。

另外，退火条件式f7＝(T-200)×(t)^1/2优选满足300≤f7≤2000。f7中的T为温度(℃)，t为加热时间(分钟)。若退火条件式f7小于300，则有可能残余应力的去除变得不充分或γ相的产生变得不充分。另一方面，若退火条件式f7大于2000，则有可能通过γ相的增加、β相的减少而降低切削性。

通过这种制造方法制造本发明的第1～3实施方式的易切削铜合金铸件。

通过如上构成的本发明的第1～3实施方式的易切削铜合金铸件，如上所述规定了合金组成、组成关系式f0、f1、金相组织、组织关系式f2～f6、组织/组成关系式f6A，因此即使Pb的含量少，也能够获得优异的切削性，并且能够具有优异的铸造性、良好的强度、韧性、延展性。

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。

在实验室，配合各种成分，改变浇铸之后的冷却速度而进行了试验。表9～11中示出合金组成。并且，表12中示出制造工艺。另外，合金组成中，“MM”表示混合金属产品，并且表示稀土元素的总量。

(工序No.1～7)

实验室中，以规定的成分比熔解原料。此时，考虑到实际操作，示意性地添加了Fe、Sn等不可避免的杂质。尤其，对合金No.S27～合金No.S36增加了不可避免的杂质。而且，将约1000℃的熔融金属浇铸于内径35mm、深度200mm的铁制铸模中。

鉴于实际铸造，铸件成为约700℃时，从模具取出试样，通过自然冷却、保温、或强制冷却，在650℃至550℃、530℃至450℃、430℃至350℃的各温度范围内改变7种平均冷却速度，冷却至室温。表12中示出冷却条件的一览。关于温度测量，使用接触温度计测量铸件的温度，将各温度区域中的平均冷却速度调整为规定的值。

(工序No.8)

在表12所示的条件下，对合金No.S01、S20、S21的铸件实施了热处理。

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13～20。

(金相组织的观察)

通过以下的方法观察金相组织，并且通过图像解析法测量了α相、β相、γ相、κ相、μ相等各相的面积率(％)。另外，设为α’相、β’相、γ’相分别包括在α相、β相、γ相内。

将各铸件试验片切断成与纵向(長手方向)平行。接着，对表面进行磨镜(镜面抛光)，用过氧化氢与氨水的混合液进行蚀刻。在蚀刻中，使用了混合3vol％的双氧水3mL与14vol％的氨水22mL而成的水溶液。在约15℃～约25℃的室温下将金属的抛光面浸渍于该水溶液约2秒钟～约5秒钟。

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。对含有Bi的试样检查了Bi粒子的存在部位。通过金相组织的状况以1000倍进行观察，确认到金属相、Bi粒子、含P化合物。在5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，用图像解析软件“WinROOF2013”进行二值化，求出了各相的面积率。详细而言，对各相求出5个视场的面积率的平均值，并将平均值设为各相的相比例。排除氧化物、硫化物、Bi粒子与Pb粒子、去除含P化合物的析出物、晶出物，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，使用能够用500倍的金属显微镜观察且能够以1000倍判别、确认的析出物进行了是否存在含P化合物的判断。虽取决于P的含量、制造条件，但是在1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，若用本实施方式的蚀刻液对含有P的试样进行蚀刻，则如图1、2所示，清楚地看到了α相与β相的相界。将P的含量为大致0.01质量％为界，相界变得更清楚，并且P的含有对金相组织带来变化。

与含P化合物同样地，用金属显微镜对Bi粒子进行了观察。从图2的金属显微镜照片，清楚地区分Bi粒子与含P化合物。尤其，含P化合物几乎不存在于α相中，因此存在于α相的粒子为Bi粒子。难以进行两者的区分的情况下，用具有分析功能的电子显微镜、EPMA等来判断。在显微镜照片中，若能够在α相晶粒内观察到Bi粒子，则确定在α相内存在Bi粒子，评价为“○”(present，存在)。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。α相内不存在Bi粒子的情况下，评价为“×”(absent，不存在)。

在相的确认、析出物的确认、含P化合物及Bi粒子的判定困难的情况下，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 DiffractonPattern，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。在含有P的试样中，在基于金属显微镜的观察的段阶中未观察到含P化合物的情况下，以倍率2000倍确认了有无含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、难以判断含P化合物的情况及Bi粒子较小的情况下，以2000倍的倍率拍摄二次电子像、组成像，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。

用金属显微镜确认到含P化合物的情况下，将含P化合物的存在评价评价为“○”(好)。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“△”(合格)。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，将“△”也视为包括。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。

(熔点测量·铸造性试验)

使用了制作铸件试验片时所使用的熔融金属的剩余部分。将热电偶放入熔融金属中，求出液相线温度、固相线温度，并且求出了凝固温度范围。

并且，将1000℃的熔融金属浇铸于铁制Tatur模具中，并且详细检查了最终凝固部及其附近中的孔、多孔缩孔等缺陷的有无(Tatur测试(Tatur Shrinkage Test))。

具体而言，如图4的截面示意图所示，切断了铸件以便获得包含最终凝固部的纵截面。通过400号为止的金钢砂纸对试样的截面进行抛光，使用硝酸获得宏观组织，更容易知晓缺陷部分。接着，通过渗透探伤检测，调查了微观等级的缺陷的有无。图5为合金No.S01的Tatur测试后的截面的宏观组织。

如以下评价了铸造性。截面中，在距最终凝固部及其附近的表面为3mm以内出现缺陷指示模样，但是在距最终凝固部及其附近的表面大于3mm的部分未出现缺陷的情况下，将铸造性评价为“○”(良、good)。在距最终凝固部及其附近的表面为6mm以内出现缺陷指示模样，但是在距最终凝固部及其附近的表面大于6mm部分未产生缺陷的情况下，将铸造性评价为“△”(合格、fair)。在距最终凝固部及其附近的表面大于6mm部分产生缺陷的情况下，将铸造性评价为“×”(不良、poor)。

通过良好的铸造方案，最终凝固部大致为冒口的部分，但是有横跨铸件本体的情况。本实施方式的合金铸件的情况下，Tatur测试的结果与凝固温度范围具有密切的关系。凝固温度范围为15℃以下或20℃以下的情况下，铸造性多为“○”的评价。凝固温度范围大于25℃的情况下，铸造性多为“×”的评价。若凝固温度范围为25℃以下，铸造性的评价成为“○”或“△”。并且，若不可避免的杂质的量较多，则凝固温度范围变宽，铸造性的评价变差。

(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。

(机械特性)

(硬度)

使用维氏硬度计，在荷重49kN下对各试验材料的硬度进行了测定。为了高的强度，若维氏硬度优选105Hv以上、更优选120Hv以上，则可以认为在易切削铜合金铸件中为非常高的水平。

(冲击特性)

通过以下的方法进行了冲击试验。采用了以JIS Z 2242为基准的U型缺口试验片(凹口深度2mm、凹口底半径1mm)。通过半径2mm的冲击刃进行夏比冲击试验，测量了冲击值。

＜基于车床的切削性试验＞

如以下，切削性的评价通过使用车床的切削试验进行了评价。

对铸件实施切削加工，将直径设为14mm而制作了试验材料。将不具有断屑槽的K10的超硬工具(刀片)安装于车床。使用该车床，在干式下，前角：0°、刀尖半径：0.4mm、后角：6°、切削速度：40m/分钟、切片深度：1.0mm、进给速度：0.11mm/rev.的条件下，在直径14mm的试验材料的圆周上进行了切削。

从由安装于工具的三个部分构成的测力计(Miho Corporation制、AST式工具测力计AST-TL1003)发出的信号转换成电气电压信号并且记录于记录仪。接着，将这些信号转换成切削阻力(主分力、进给分力、背分力、N)。切削试验中，为了抑制刀片摩耗的影响，实施2次A→B→C→···C→B→A的往返，对各试样测量了4次。通过下式求出切削阻力。

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，在各样品中测量4次，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，算出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，表中的“合力”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。

并且，如下述求出了切削性指数。

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，通过切屑形状评价了切削性。实用的切削上存在的问题是切屑与工具的缠结及切屑的大体积。因此，作为切屑形状，将产生平均长度短于7mm的切屑的情况评价为“○”(良好、good)。作为切屑形状，将产生平均长度为7mm以上且小于20mm的切屑的情况判断为虽实用上存在一些问题但是能够切削，评价为“△”(合格、fair)。将产生切屑长度为平均20mm以上的切屑的情况评价为“×”(poor)。另外，最初产生的切屑被除外而进行了评价。

切削阻力依赖于材料的剪切强度、抗拉强度，具有越为强度高的材料、切削阻力变得越高的倾向。高强度材料的情况下，若相对于含有1～4质量％的Pb的易切削黄铜棒的切削阻力，切削阻力高约40％左右，则实用上视为良好。因此，将切削性指数为约70为界(边界值)，对本实施方式中的切削性的评价基准进行了评价。具体而言，若切削性指数大于70，则评价为切削性良好(评价：○、良好)。若切削性指数为65以上且70以下，则评价为切削性合格(评价：△、合格)，设为合格。若切削性指数小于65，则评价为切削性不合格(评价：×、不合格)，设为不合格。

若为同等的强度，则切屑形状与切削性指数具有相关性，但是局部的例外除外。若切削性指数较大，则具有切屑的破碎性良好的倾向，能够进行数值化。

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相的易切削铜合金棒的Zn-58.1质量％Cu-0.01质量％Pb合金的切削性指数为39，切削长度大于20mm。同样地，作为不含有Si，含有0.01质量％Pb的β单相的铜合金的Zn-55质量％Cu-0.01质量％Pb合金的切削性指数为41，切削长度大于20mm。

图6表示含有0.063质量％的P、0.016质量％的Pb并且存在含P化合物的试验No.T07(合金No.S02)的切屑的外观。图7表示含有0.067质量％的P、0.073质量％的Pb、0.042质量％的Bi并且存在含P化合物、含有Bi的粒子存在于α相的试验No.T35(合金No.S20)的切屑的外观。图8表示含有0.001质量％的P、0.025质量％的Pb的试验No.T106(合金No.S53)的切屑的外观。

含有P并且能够确认P的化合物的试验No.T07(合金No.S02)、试验No.T35(合金No.S20)的切屑的平均长度分别为约2mm、约0.7mm，被较细地分割。

另一方面，在P的含量为0.003质量％以下并且未观察到P的化合物的试验No.T106(合金No.S53)中，切屑长度大于20mm而连续。

＜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的钻头加工。在进行钻头加工时，用AST式工具动力计在周向、轴向上采集电压变化，计算出钻头加工时的扭矩/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。钻头加工中，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，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

第3次的试验时，采集了切屑。通过切屑形状评价了切削性。实用切削上存在的问题是切屑与工具的缠结及切屑的大体积。因此，将产生切屑形状以切屑的平均计为1圈以下的切屑的情况评价为“○”(良好、good)，将产生切屑形状大于1圈且3圈以下为止的切屑的情况评价为“△”(合格、fair)，评价为虽实用上存在一些问题但能够进行钻头切削。将产生切屑形状大于3圈的切屑的情况评价为“×”(poor)。另外，最初产生的切屑被除外。

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30％左右，则在实用上视为良好。将切削性指数以约70为界(边界值)，对本实施方式中的切削性的评价基准进行了评价。具体而言，若钻头指数为71以上，则评价为切削性良好(评价：○、good)。若钻头指数为65以上且小于71，则评价为切削性合格(评价：△、fair)，评价为在实用上存在一些问题，但能够进行钻头切削。若钻头指数小于65，则评价为切削性不合格(评价：×、poor)”。但是，扭矩指数、推力指数均需要64以上。

若为相同的强度，则切屑形状与扭矩指数具有较密切的关系，但是局部的例外除外。若扭矩指数较大，则具有切屑的破碎性良好的倾向，因此能够以扭矩指数对切屑形状进行数值比较。

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，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。

[表9]

备注：MM表示稀土金属合金。

[表10]

备注：MM表示稀土金属合金。

[表11]

备注：MM表示稀土金属合金。

[表12]

[表13]

[表14]

[表15]

[表16]

[表17]

[表18]

[表19]

[表20]

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且满足组成关系式f0、f1、金相组织的必要特征、组织关系式f2～f6、组织/组成关系式f6A，可获得如下铜合金铸件：通过含有少量的Pb，获得良好的切削性、在凝固温度范围为25℃以下、具有良好的铸造性、13％IACS以上的导电率、高的强度(维氏硬度)、良好的韧性(冲击特性)(例如，合金No.S01～S12)。

2)通过含有大于0.003质量％的P且在β相内存在0.3μm～3.0μm的大小的P的化合物，切屑的破碎性提高，切削阻力减少。即使γ相为0％，也能够确保良好的切削性。以大于0.010质量％的量含有P，若以适当的冷却速度进行冷却，则能够用倍率500倍的金属显微镜观察含P化合物(例如，合金No.S01～S26、工序No.1)。

3)若Si含量较低，则切削性变差，若Si含量较多，则γ相变多，冲击值降低，切削性也不好。若Si含量少于0.4质量％，则即使Pb的含量、Pb与Bi的含量为约0.24质量％，切削性也较差。由此认为，将Si含量为大致0.3质量％为界，使β相的切削性发生较大地变化(合金No.S52、S51、S60、S63)。

4)若在β相中含有的Si的量为0.5质量％以上且1.7质量％以下的范围内，则获得良好的切削性(合金No.S01～S36)。

5)若P的含量为0.003质量％以下，则外周切削、钻头切削的切屑的破碎性均变差，切削阻力变高(合金No.S53)。

6)若Pb的含量为0.002质量％以下，则切削性变差(合金No.S54)。若Pb的含量大于0.002质量％，则切削性变得良好，随着Pb变多，切削性变得良好(合金No.S5、S12)。

7)确认到Bi大致发挥作为Pb的代替的性能。若含有Bi的粒子存在于α相内，则切削性变得良好。认为这是由于α相的切削性的提高所带来的。若以接近0.10质量％的量含有Bi，则冲击值稍微变低(合金No.S13～S26)。若Si含量为0.1质量％，则即使含有大于0.02质量％的Bi，在α相内未观察到含有Bi的粒子，切削性较差(合金No.S60)。

8)确认到即使含有实际操作中可进行的程度的不可避免的杂质(Fe、Mn、Cr、Co或Sn、Al)，也不会对各种特性带来较大的影响(合金No.S27～S36)。若含有大于不可避免的杂质的优选范围的总量的Fe、Mn、Cr、Co，则切削性变差。认为是因为形成Fe、Mn等与Si的金属间化合物，而有效地发挥作用的Si浓度减少。另外，认为含P化合物的组成也有可能发生了变化。并且，铸造性也变差(合金No.S30、S35)。若含有大于不可避免的杂质的优选范围的总量的Sn、Al，则γ相增加，冲击值变低，切削性也稍微变差。认为通过含有大量的Sn、Al，而γ相、β相的性质发生了变化。并且，含有大量的Sn、Al稍微扩大了凝固温度范围，并且降低了铸造性(合金No.S31、S36)。

9)若组成关系式f1小于56.0，则β相变多，冲击值变低。若f1大于59.5，则凝固温度范围变大，硬度也变低，切削性、铸造性变差(合金No.S55、S56、S58)。若f1的值为56.3以上，则冲击值变得更良好。另一方面，若f1的值为59.2以下或59.0以下、进一步成为58.5以下，则切削性变得更良好，f1为58.0以下时，冲击值变得更加良好。并且，凝固范围变窄，Tatur试验的结果变得良好(合金No.S01～S26)。

10)若β相的量即f3为45以上或50以上、关系式f6为50以上，则大致维持β单相合金、合金F的切削性(例如，合金No.S01、S03)。

11)若β相的量少于18％，则无法获得良好的切削性。若β相的量大于80％，则冲击值较低(合金No.S55、S56、S58)。

12)即使γ相为0％，适量存在β相，由此获得良好的切削性、机械性质(例如合金No.S02、S03)。若γ相的量为2％以下且为20×(γ)/(β)＜1，则扭矩指数变高，钻头切削的切屑变细(例如合金No.S21、试验No.T46)。

13)若γ相的量为5％以上或20×(γ)/(β)大于4，则冲击值、切削性指数变低(合金No.S51、S06、试验No.T16)。

14)组织关系式f6为18以上而切削性变得良好。f6为25以上且进而提高切削性。而且，f6为30以上或40以上且进而提高切削性。f6为82以下且冲击值变得良好(合金No.S03、S07、S08、S05)。

15)关系式f6A为33以上且获得良好的切削性，随着成为40以上、45以上，进而切削性变得良好(合金No.S01～S26)。另一方面，即使满足组成范围、关系式f0～f5，若不满足f6、f6A这两者，则切削性较差(合金No.S57、S59、S61)。即使满足f6、f6A，若Si的量少，则切削性较差(合金No.S52)。

16)根据铸造之后的各温度下的冷却速度发生变化，β相所占的比例发生变化，关于γ相，包括γ相的存在的有无、γ相的量而发生变化。随着金相组织的变化，特性也发生变化(工序No.1～8)。

17)虽取决于P的量，但是在铸造之后的冷却过程中，530℃至450℃的平均冷却速度下约55℃/分钟为在倍率500倍的金属显微镜或2000倍的电子显微镜观察下是否存在含P化合物的大致边界值。若能够用倍率500倍的金属显微镜观察到含P化合物(判定“○”)，则切削性良好(合金No.S01～S26)。关于通过2000倍的电子显微镜确认到存在含P化合物的试样，与用倍率500倍的金属显微镜观察到P的化合物的试样相比，切削性稍微变差，但是确保了良好的切削性(例如，合金No.S01、工序No.5、合金No.S21、工序No.7)。未确认到含P化合物的存在的试样的切削性较差(合金No.S07、工序No.7、合金No.S15、工序No.5)。

18)若对铸件进行低温退火，则析出新的γ相，若γ相为适量，则扭矩指数变得良好(例如合金No.S21、试验No.T46)。

由以上可知，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易切削铜合金铸件的切削性、铸造性优异、机械性质也良好。

产业上的可利用性

本实施方式的易切削铜合金铸件的Pb的含量少，具有铸造性、切削性优异、高的强度与良好的韧性。因此，本实施方式的易切削铜合金铸件适合于机械组件、汽车组件、电气电子设备组件、玩具、滑动组件、仪器组件、精密机械组件、医疗用组件、建筑用金属组件、水龙头金属组件、饮料用设备、饮料用组件、排水用设备、排水用组件、工业用管道组件、压力容器、氢等液体或气体的组件。

具体而言，能够优选地适用于上述领域中所使用的以阀门、连接器、供放水旋塞、水龙头金属组件、齿轮、轴承、套筒、凸缘、传感器等名称使用的构成材料等。

Claims (7)

1.一种易切削铜合金铸件，其特征在于，

含有大于58.5质量％且小于65.0质量％的Cu、大于0.40质量％且小于1.40质量％的Si、大于0.002质量％且小于0.25质量％的Pb及大于0.003质量％且小于0.19质量％的P，作为可选元素，含有0.001质量％以上且0.100质量％以下的Bi，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0.45质量％，并且Sn、Al的总量小于0.45质量％，

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Bi的含量设为[Bi]质量％，将P的含量设为[P]质量％的情况下，具有：

56.0≤f1＝[Cu]-5×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.5的关系，不含有Bi的情况下，f1中的[Bi]为0，

含有Bi的情况下，还具有0.003＜f0＝[Pb]+[Bi]＜0.25的关系，

在除了非金属夹杂物以外的金相组织的构成相中，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：

20≤α≤80；

18≤β≤80；

0≤γ＜5；

20×γ/β＜4；

18≤γ^1/2×3+β×(-0.5×[Si]²+1.5×[Si])≤82；

33≤γ^1/2×3+β×(-0.5×[Si]²+1.5×[Si])+([Pb]+[Bi])^1/2×38+[P]^1/2×15的关系，不含有Bi的情况下，式中的[Bi]为0，

在所述β相内存在含P化合物。

2.一种易切削铜合金铸件，其特征在于，

含有大于59.0质量％且小于65.0质量％的Cu、大于0.50质量％且小于1.35质量％的Si、大于0.010质量％且小于0.20质量％的Pb及大于0.010质量％且小于0.15质量％的P，作为可选元素，含有0.001质量％以上且0.100质量％以下的Bi，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％，并且Sn、Al的总量小于0.40质量％，

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Bi的含量设为[Bi]质量％，将P的含量设为[P]质量％的情况下，具有：

56.3≤f1＝[Cu]-5×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.2的关系，不含有Bi的情况下，f1中的[Bi]为0，

含有Bi的情况下，还具有0.020≤f0＝[Pb]+[Bi]＜0.20的关系，

在除了非金属夹杂物以外的金相组织的构成相中，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：

25≤α≤75；

25≤β≤75；

0≤γ＜3；

20×γ/β＜2；

25≤γ^1/2×3+β×(-0.5×[Si]²+1.5×[Si])≤76；

40≤γ^1/2×3+β×(-0.5×[Si]²+1.5×[Si])+([Pb]+[Bi])^1/2×38+[P]^1/2×15的关系，不含有Bi的情况下，式中的[Bi]为0，

在所述β相内存在含P化合物。

3.一种易切削铜合金铸件，其特征在于，

含有大于59.5质量％且小于64.5质量％的Cu、大于0.60质量％且小于1.30质量％的Si、大于0.010质量％且小于0.15质量％的Pb、大于0.020质量％且小于0.14质量％的P及大于0.020质量％且0.100质量％以下的Bi，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0.35质量％，并且Sn、Al的总量小于0.35质量％，

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Bi的含量设为[Bi]质量％，将P的含量设为[P]质量％的情况下，具有：

0.040≤f0＝[Pb]+[Bi]＜0.18；

56.5≤f1＝[Cu]-5×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.0的关系，并且

在除了非金属夹杂物以外的金相组织的构成相中，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：

30≤α≤70；

30≤β≤70；

0≤γ＜2；

20×γ/β＜1；

30≤γ^1/2×3+β×(-0.5×[Si]²+1.5×[Si])≤70；

45≤γ^1/2×3+β×(-0.5×[Si]²+1.5×[Si])+([Pb]+[Bi])^1/2×38+[P]^1/2×15的关系，并且

在所述β相内存在含P化合物，并且在α相内存在含有Bi的粒子。

4.根据权利要求1至3中任一项所述的易切削铜合金铸件，其特征在于，

凝固温度范围为25℃以下。

5.根据权利要求1至4中任一项所述的易切削铜合金铸件，其特征在于，

维氏硬度为105Hv以上，并且进行U型缺口冲击试验时的冲击值为25J/cm²以上。

6.根据权利要求1至5中任一项所述的易切削铜合金铸件，其特征在于，所述易切削铜合金铸件用于机械组件、汽车组件、电气电子设备组件、玩具、滑动组件、压力容器、仪器组件、精密机械组件、医疗用组件、建筑用金属组件、水龙头金属组件、饮料用设备、饮料用组件、排水用设备、排水用组件、工业用管道组件。

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

所述易切削铜合金铸件的制造方法包括熔解、铸造工序，

所述熔解、铸造工序中，在铸造之后的冷却过程中，将530℃至450℃的温度区域中的平均冷却速度设在0.1℃/分钟以上且55℃/分钟以下的范围内。

Images