CN114761592B

CN114761592B - 易切削铜合金及易切削铜合金的制造方法

Info

Publication number: CN114761592B
Application number: CN202080084404.7A
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: 2019-12-11
Filing date: 2020-11-30
Publication date: 2023-06-30
Anticipated expiration: 2040-11-30
Also published as: AU2020403497A1; KR20220059528A; CN114761592A; AU2020403497B2; CA3157545A1

Abstract

该易切削铜合金含有Cu：超过59.7％且小于64.7％、Si：超过0.60％且小于1.30％、Pb：超过0.001％且小于0.20％、Bi：超过0.001％且小于0.10％、及P：超过0.001％且小于0.15％，剩余部分由Zn及不可避免的杂质构成，Fe、Mn、Co及Cr的总量小于0.45％，Sn和Al的总量小于0.45％，56.7≤Cu‑4.7×Si+0.5×Pb+0.5×Bi‑0.5×P≤59.7，0.003≤Pb+Bi＜0.25，在0.003≤Pb+Bi＜0.08的情况下，0.02≤Bi/(Pb+Bi)≤0.98，在0.08≤Pb+Bi＜0.13的情况下，0.01≤Bi/(Pb+Bi)≤0.40或0.85≤Bi/(Pb+Bi)≤0.98，在0.13≤Pb+Bi＜0.25的情况下，0.01≤f3＝Bi/(Pb+Bi)≤0.33，金相组织由α相和β相构成，17≤β≤75，7.0≤(Bi+Pb‑0.001)^1/2×10+(P‑0.001)^1/2×5+(β‑8)^1/2×(Si‑0.2)^1/2×1.3≤16.0。

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、水龙头配件、齿轮、轴、轴承、转轴、套筒、锭子、传感器、螺栓、螺帽、蜗齿轮、端子、接触式听筒、扩口螺帽、笔尖、嵌入式螺帽、盖型螺帽、控制阀、关断阀、逆止阀、螺纹接头、间隔件、螺钉等，本发明涉及一种这些实施切削的零件中使用的易切削铜合金及易切削铜合金的制造方法。

本申请基于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、2019年12月23日申请的国际申请PCT/JP2019/050255及2020年2月17日申请的国际申请PCT/JP2020/006037要求优先权，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对人体和环境带来的影响令人担忧，在各国与Pb有关的限制活动活跃起来。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含量设为0.25质量％以下这种限制自2010年1月起已生效。该限制活动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、如汽车、电气电子设备、机械等产业领域而言，例如在欧洲的ELV管控、RoHS管控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含量的管控强化。

在该种易切削铜合金的Pb管控强化的趋势中，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；还有(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，需要一并添加具有切削性的Bi。

并且，关于含有大量的β相的Cu-Zn的二元合金，β相有助于改善切削性，但β相的切削性比Pb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(根据情况为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，从而改善切削性。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相基质且限制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相基质且限制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Sn及Al而成的铜合金。

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α相基质以外，还存在β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相这10种金属相，根据情况还存在包括α'、β'、γ'在内的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史(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％以上且为铸造性、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的情况下以及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，虽然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键合，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，虽然在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：铜及黄铜技术研究会期刊，2(1963)，P.62～77)

发明内容

本发明是为了解决该现有技术的问题而完成的，其课题在于提供一种热加工性优异、强度高、强度与韧性之间的平衡优异、大幅减少铅的含量且切屑分断性优异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、滚轧、填隙、弯曲等冷态下进行的加工的性能。良好且优异的切削性是指，在进行使用车床的外周切削时，切削阻力低且切屑分断性良好或优异。切屑分断性良好是指，在进行切削时所产生的切屑的长度分断成约1mm～约50mm的长度，在本说明书中是指，当观察切屑的剖面时，切屑剖面呈之字形状，生成容易进行切屑分断的切屑。之字形状的切屑剖面表示如材料被剪断破坏时那样发生了直线遭到破坏的剖面，有时将该切屑也称为剪断型切屑。将切屑剖面不是之字形状且凹凸少的切屑称为连续型切屑。传导性是指电导性、热导性。并且，β相包括β’相，γ相包括γ’相，α相包括α’相。相的面积率有时简单地描述为量。冷却速度是指一定温度范围内的平均冷却速度。进一步地，含有Pb的粒子是指，Pb粒子及含有Bi和Pb这两者的粒子(Bi和Pb的合金的粒子)，有时简称为Pb粒子。一昼夜意味着一天。含有P的化合物是含有P和至少Si及Zn中的任一者或两者的化合物，根据情况，其为进一步含有Cu的化合物或进一步含有不可避免的杂质即Fe、Mn、Cr、Co等的化合物。含有P的化合物也称为含有P和Si、Zn的化合物。

为了解决上述课题并实现前述目的，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，通过热处理而将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，为了实现优异的耐脱锌腐蚀性，在Cu-Zn-Sn-Bi合金中限制了耐腐蚀性差的β相。

首先，本发明人在Cu-Zn-Si合金中关于现有技术中几乎对切削性没有效果的β相进行了反复深入研究，查明了对切削性具有较大效果的β相的组成。即，适当量的Cu和Zn中含有适当量的Si的Cu-Zn-Si合金的β相与不含Si的β相相比，切削性、尤其切屑分断性显著地提高。即，能够看到切屑剖面呈锯齿形状或之字形状且进行直线性分断的部分。然而，即使为含有Si的β相，其与含有3质量％的Pb的易切削黄铜之间的切削性的差异也依然较大。

因此，为了解决该课题，发现有进一步从金相组织的观点出发进行改善的方案。

第一，为了提高β相的切削性，通过含有P，进一步促进了切屑的分断，切屑剖面呈凹凸更明显的之字形状。进一步地，发现若存在大小为约0.1～5μm的含有P和Si、Zn的化合物(例如P-Zn、P-Si-Zn、P-Si、P-Zn-Cu等)，则对切屑分断性更有效。

然而，存在如下课题：若在高速或高进给等的切削温度上升的条件下进行切削，则含有Si和P的β相的切屑分断性受损，且β相的延展性和韧性差。

第二，为了在低速的切削条件下维持β相所具有的切屑分断性，且在高速或高进给等切削条件下不损害β相所具有的切屑分断性且改善延展性，通过配合适量的β相和切屑分断性原本较差但比β相更耐热的α相，大幅改善了该课题。

第三，是极少量的提高切屑分断性的含有Pb的粒子。明确了与单独添加Pb或Bi的情况相比，一并添加少量的Pb、Bi时能够以更少的量提高切屑分断性。并且，查明了在高速或高进给的切削条件下，也能够大致维持切屑分断性而不损害切屑分断性。

然而，第四，提到了如下课题：若一并添加Pb和Bi，则会出现合金变脆的现象。若进行高速或高进给的切削，则切削温度会上升，材料温度有时会达到约200℃左右。若一并添加有Pb和Bi的材料的温度上升至200℃左右而切削时的切屑的排出变差或者受到一些冲击，则有时会在切削物上产生较小的裂纹。或者，若切削加工品在切削加工品的使用环境达到约200℃左右的情况下受到一些冲击，则有时会产生裂纹。如此，提到了出现合金变脆的现象的课题。深入研究的结果，通过控制Pb和Bi的量及其配合比例，解决了该问题。

通过这些，作为合金，能够完成切屑分断性优异的合金。

如上所述，通过含有Si和少量的P，可改善β相的切屑分断性。为了在各种切削条件下维持β相的切屑分断性且提高韧性、延展性，可配合适当量的α相。可一并添加少量且适当比例的Pb和Bi。由此，发明出即使在各种切削条件下，切屑分断性也良好且强度与韧性之间的平衡也优异、200℃时的韧性也良好的本发明的易切削铜合金。

本发明的第一方式的易切削铜合金的特征在于，含有超过59.7质量％且小于64.7质量％的Cu、超过0.60质量％且小于1.30质量％的Si、超过0.001质量％且小于0.20质量％的Pb、超过0.001质量％且小于0.10质量％的Bi及超过0.001质量％且小于0.15质量％的P，剩余部分由Zn及不可避免的杂质构成，

所述不可避免的杂质中，Fe、Mn、Co及Cr的总量小于0.45质量％，且Sn及Al的总量小于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％、将Bi的含量设为[Bi]质量％、将P的含量设为[P]质量％的情况下，具有如下关系：

56.7≤f1＝[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.7，

0.003≤f2＝[Pb]+[Bi]＜0.25，

且在0.003≤[Pb]+[Bi]＜0.08的情况下，0.02≤f3＝[Bi]/([Pb]+[Bi])≤0.98，

在0.08≤[Pb]+[Bi]＜0.13的情况下，0.01≤f3＝[Bi]/([Pb]+[Bi])≤0.40或0.85≤f3＝[Bi]/([Pb]+[Bi])≤0.98，

在0.13≤[Pb]+[Bi]＜0.25的情况下，0.01≤f3＝[Bi]/([Pb]+[Bi])≤0.33，

并且，金相组织由α相及β相构成，在将α相的面积率设为α％、将β相的面积率设为β％的情况下，具有如下关系：

17≤f4＝β≤75，

7.0≤f5＝([Bi]+[Pb]-0.001)^1/2×10+([P]-0.001)^1/2×5+(β-8)^1/2×([Si]-0.2)^1/2×1.3≤16.0。

本发明的第二方式的易切削铜合金的特征在于，在本发明的第一方式的易切削铜合金中，当利用工具对合金进行车削(外周切削)并观察沿着所产生的切屑的长度方向的剖面时，该切屑为切屑剖面呈之字形状的剪断型切屑，当在所述切屑中，将在进行所述车削时与所述工具接触的面作为切削面，将与所述切削面相对的面作为自由表面时，朝向所述自由表面的凸部和朝向所述切削面的凹部沿着所述切屑的长度方向交替存在，当将从所述切削面至所述凸部的顶点的高度的平均值设为H1，将从所述切削面至所述凹部的最深位置的距离的平均值设为H2时，0.25≤f6＝H2/H1≤0.80。

本发明的第三方式的易切削铜合金的特征在于，含有60.5质量％以上且64.0质量％以下的Cu、0.75质量％以上且1.25质量％以下的Si、0.002质量％以上且小于0.15质量％的Pb、0.002质量％以上且小于0.05质量％的Bi及0.005质量％以上且小于0.10质量％的P，剩余部分由Zn及不可避免的杂质构成，

所述不可避免的杂质中，Fe、Mn、Co及Cr的总量为0.35质量％以下，且Sn及Al的总量为0.35质量％以下，且As及Sb各自的量为0.05质量％以下，Cd的量为0.01质量％以下，

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

0.005≤f2＝[Pb]+[Bi]＜0.15，

且在0.005≤[Pb]+[Bi]＜0.08的情况下，0.03≤f3＝[Bi]/([Pb]+[Bi])≤0.96，

在0.08≤[Pb]+[Bi]＜0.15的情况下，0.02≤f3＝[Bi]/([Pb]+[Bi])≤0.33，

并且，金相组织由α相及β相构成，在金相组织的构成相中，将α相的面积率设为α％、将β相的面积率设为β％的情况下，具有如下关系：

30≤f4＝β≤64，

8.5≤f5＝([Bi]+[Pb]-0.001)^1/2×10+([P]-0.001)^1/2×5+(β-8)^1/2×([Si]-0.2)^1/2×1.3≤14.0，

并且，金相组织中存在含有P的化合物。

本发明的第四方式的易切削铜合金的特征在于，在本发明的第四方式的易切削铜合金中，当利用工具对合金进行车削(外周切削)并观察沿着所产生的切屑的长度方向的剖面时，该切屑为切屑剖面呈之字形状的剪断型切屑，当在所述切屑中，将在进行所述车削时与所述工具接触的面作为切削面，将与所述切削面相对的面作为自由表面时，朝向所述自由表面的凸部和朝向所述切削面的凹部沿着所述切屑的长度方向交替存在，当将从所述切削面至所述凸部的顶点的高度的平均值设为H1，将从所述切削面至所述凹部的最深位置的距离的平均值设为H2时，0.35≤f6＝H2/H1≤0.65。

本发明的第五方式的易切削铜合金的特征在于，在本发明的第一方式至第四方式的易切削铜合金中，电导率为13％IACS以上，当进行U型缺口形状的夏比冲击试验时，常温下的冲击试验值I-1(J/cm²)为15J/cm²以上，且加热至200℃时的冲击试验值I-2(J/cm²)为12J/cm²以上，且维氏硬度HV为110以上，表示常温下的冲击试验值与维氏硬度HV之间的平衡的f7＝(I-1)^1/2×HV为550以上。

本发明的第六方式的易切削铜合金的特征在于，在本发明的第一方式至第五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。

本发明的第七方式的易切削铜合金的制造方法的特征在于，该制造方法是本发明的第一方式至第六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后的热加工工序中，热加工温度超过530℃且低于650℃，热加工后的530℃至440℃的温度区域内的平均冷却速度为0.1℃/分钟以上且70℃/分钟以下，400℃至200℃的温度区域内的平均冷却速度为5℃/分钟以上。

根据本发明的一方式，能够提供一种切削性良好、切削时的切屑分断性优异、热加工性优异、强度高、强度与韧性、延展性之间的平衡优异、200℃时的韧性良好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是试验No.T114的切削试验后的切屑的剖面照片。

图2是试验No.T101的切削试验后的切屑的剖面照片。

图3是试验No.T27的铜合金的金相组织照片。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式的易切削铜合金(还称为本实施方式的合金)及易切削铜合金的制造方法进行说明。

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/零件及工业用管道零件。具体而言，用于阀、水龙头配件、水龙头、接头、齿轮、螺钉、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那样规定组成关系式f1～f3。

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]

组成关系式f3＝[Bi]/([Pb]+[Bi])

进一步地，在本实施方式中，在金相组织中，用α％表示α相的面积率，用β％表示β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，在本实施方式中，如下那样规定了组织关系式及组成/组织关系式。

组织关系式f4＝β

组成/组织关系式f5＝([Bi]+[Pb]-0.001)^1/2×10+([P]-0.001)^1/2×5+(β-8)^1/2×([Si]-0.2)^1/2×1.3

并且，当使用车床且利用工具对合金进行车削(外周切削)，并且将所产生的切屑埋入树脂中，观察沿着切屑的长度方向的剖面时，优选该切屑为切屑剖面呈之字形状的剪断型切屑。在切屑中，将在进行车削时与工具接触的面作为切削面，将与切削面相对的面作为自由表面。朝向自由表面的凸部和朝向切削面的凹部沿着切屑的长度方向交替存在。在切屑剖面中，将从切削面至凸部的顶点的高度(凸部高度)的平均值设为H1，将切削面与凹部的最深位置之间的距离(凹部高度)的平均值设为H2。如下那样规定与切屑剖面的形状相关的切屑关系式f6。

切屑关系式f6＝H2/H1

本发明的第一实施方式的易切削铜合金含有超过59.7质量％且小于64.7质量％的Cu、超过0.60质量％且小于1.30质量％的Si、超过0.001质量％且小于0.20质量％的Pb、超过0.001质量％且小于0.10质量％的Bi及超过0.001质量％且小于0.15质量％的P，剩余部分由Zn及不可避免的杂质构成。不可避免的杂质中，Fe、Mn、Co及Cr的总量小于0.45质量％，且Sn及Al的总量小于0.45质量％。

组成关系式f1在56.7≤f1≤59.7的范围内，组成关系式f2在0.003≤f2＜0.25的范围内。进一步地，在0.003≤f2＜0.08的情况下，组成关系式f3在0.02≤f3≤0.98的范围内。在0.08≤f2＜0.13的情况下，组成关系式f3在0.01≤f3≤0.40或0.85≤f3≤0.98的范围内。在0.13≤f2＜0.25的情况下，组成关系式f3在0.01≤f3≤0.33的范围内。

金相组织由α相及β相构成，组织关系式f4在17≤f4≤75的范围内，组成/组织关系式f5在7.0≤f5≤16.0的范围内。

优选切屑关系式f6在0.25≤f6≤0.80的范围内。

本发明的第二实施方式的易切削铜合金含有60.5质量％以上且64.0质量％以下的Cu、0.75质量％以上且1.25质量％以下的Si、0.002质量％以上且小于0.15质量％的Pb、0.002质量％以上且小于0.05质量％的Bi及0.005质量％以上且小于0.10质量％的P，剩余部分由Zn及不可避免的杂质构成。不可避免的杂质中，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，且As及Sb各自的量为0.05质量％以下，Cd的量为0.01质量％以下。

组成关系式f1在57.0≤f1≤59.0的范围内，组成关系式f2在0.005≤f2＜0.15的范围内。进一步地，在0.005≤f2＜0.08的情况下，组成关系式f3在0.03≤f3≤0.96的范围内。在0.08≤f2＜0.15的情况下，组成关系式f3在0.02≤f3≤0.33的范围内。

金相组织由α相及β相构成，组织关系式f4在30≤f4≤64的范围内，组成/组织关系式f5在8.5≤f5≤14.0的范围内。

金相组织中存在含有P的化合物。

优选切屑关系式f6在0.35≤f6≤0.65的范围内。

在本发明的第一实施方式、第二实施方式的易切削铜合金中，优选电导率为13％IACS以上，当进行U型缺口形状的夏比冲击试验时，常温下的冲击试验值I-1(J/cm²)为15J/cm²以上，且加热至200℃时的冲击试验值I-2(J/cm²)为12J/cm²以上，且维氏硬度HV为110以上，表示常温下的冲击试验值与维氏硬度HV之间的平衡的特性关系式f7＝(I-1)^1/2×HV为550以上。

以下，对如上那样规定成分组成、组成关系式f1，f2、f3、组织关系式f4、组成/组织关系式f5、切屑关系式(切屑形状指数)f6、特性关系式f7等的理由进行说明。

＜成分组成＞

(Cu)

Cu是本实施方式的合金的主要元素，为了克服本发明的课题，需要含有至少超过59.7质量％的Cu。在Cu含量为59.7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相所占的比例超过75％，α相所占的比例少于25％，从而耐腐蚀性及耐应力腐蚀裂纹性较差，并且韧性及延展性较差，根据切削条件，切屑分断性会下降。因此，Cu含量的下限超过59.7质量％，优选为60.5质量％以上，更优选为61.0质量％以上。

另一方面，若Cu含量为64.7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相所占的比例变少，有时会出现γ相、μ相或κ相。因此，Cu含量小于64.7质量％，优选为64.3质量％以下、更优选为64.0质量％以下。

(Si)

Si是本实施方式的易切削铜合金的主要元素，Si有助于形成β相、κ相、γ相、μ相、ζ相等金属相。Si是提高本实施方式的合金的切削性、强度、铸造性、热加工性、耐磨损性及耐应力腐蚀裂纹性。

并且，Si降低铜合金的层叠缺陷能量，在进行切削时促进剪断切屑的生成。Si尤其降低β相的切削阻力，提高切屑分断性，并且提高α相的耐热性，效果虽小，但还提高α相的切屑分断性。尽管还取决于Cu浓度、β相所占的比例，但为了在观察切削合金之后的切屑的剖面时获得之字形状的切屑剖面，需要至少超过0.20质量％的量的Si。然而，若含量超过0.20质量％且0.60质量％以下，则不足以获得切屑的厚度薄且稳定的之字形状的剖面。若含有超过0.60质量％的Si，则能够稳定地获得厚度薄且之字形状的切屑。尤其，在切屑剖面中，由直线性剪断所产生的分断更深，后述的表示切屑分断性的指数f6的值为0.80以下。并且，因含有Si而同时固溶并加强α相、β相，因此合金会被强化，然而另一方面，含有Si也会对合金的延展性和韧性造成影响。Si的含量超过0.60质量％，优选为超过0.70质量％，更优选为0.75质量％以上，进一步优选为0.80质量％以上。另一方面，即使含有1.30质量％以上的量的Si，切屑分断性也会饱和，有时会在金相组织中出现γ相，并且，根据情况也会出现κ相、μ相等。γ相虽然稍微提高合金的切削性，但会损害高速/高进给的切削条件下的切屑分断性。并且，γ相的延展性、韧性比β相差，会降低合金的韧性、延展性。并且，合金的导电率也会下降。Si的含量小于1.30质量％，优选为1.25质量％以下，更优选为1.20质量％以下，进一步优选为1.15质量％以下。

另外，关于热加工性，因含有Si而从约500℃的相对较低的温度开始提高α相、β相的热变形能力，并且降低热变形阻力。

通过含有前述范围的量的Cu、Zn及Si来形成的β相具有优异的切削性，Si会优先分配于β相中，因此可通过含有少量的Si来发挥效果。并且，若使Cu-Zn合金含有Si，则含有Pb的粒子会变得更细，切屑分断性会变得更加良好。

若使Cu-Zn的二元合金基体含有第三及第四元素，并且，若增加或减少该第三及第四元素的量，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，即使Cu为约69质量％以上、Si为约2质量％以上、剩余部分以Zn的合金的形式存在的β相和例如Cu为约62质量％、Si为约0.8质量％、剩余部分以Zn的合金的形式存在的β相为相同的β相，特性和性质也会不同。进一步地，若含有大量的不可避免的杂质，则β相的性质也会发生变化，根据情况，有时包括切削性在内的特性会下降。

(Zn)

Zn与Cu、Si一同是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、延展性、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39.7质量％(优选为少于约39.0质量％)且多于约33.0质量％(优选为多于34.0质量％)。

(Pb)

在本实施方式中，因含有Si的β相而使切削性变得优异，但通过进一步含有少量的Pb和少量的Bi，可实现优异的切削性、尤其切屑分断性。在本实施方式的组成中，在基质中固溶有约0.001质量％的量的Pb，超过该量的Pb以直径为约0.1～约3μm的粒子的形式存在。通过一并添加Pb和Bi，主要以含有Pb和Bi这两者的粒子的形式存在。在进行切削时，因应力集中于Pb粒子而切屑分断性会提高，与Bi的含有相结合，Pb的含量超过0.001质量％的时发挥效果。在高速或高进给的切削条件下，一并添加Pb和Bi的效果结合在一起，从而维持β相的切屑分断性。Pb含量超过0.001质量％，优选为0.002质量％以上，更优选为0.003质量％以上，进一步优选为0.010质量％以上。尤其，在高速或高进给等严峻的切削条件下，优选Pb含量为0.020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。在本实施方式中，由于尤其含有少量的对环境和人体的影响当前还尚不明确的Bi，因此自然而然也需要限制Pb的量。因此，Pb的量小于0.20质量％，优选为小于0.15质量％，更优选为小于0.10质量％。Pb和Bi有时也会分别单独存在，但在大多数情况下共存，若适量共存，则与分别单独含有Pb、Bi的情况相比，切屑分断性会变得良好。但是，一并添加Pb和Bi有时会损害约200℃的温度下的韧性，因此需要注意，Pb与Bi的适当的配合比例(后述的组成关系式f3)很重要。

(Bi)

在基质中固溶有约0.001质量％的量的Bi，超过该量的Bi以直径为约0.1～约3μm的粒子的形式存在。在本实施方式中，将对人体有害的Pb的量限制为小于0.20质量％，且以优异的切削性为目标。在本实施方式中，通过Si的作用，且通过一并含有Bi和Pb，与分别单独含有Pb、Bi的情况相比，能够以更少的量获得切屑分断性。尤其，一直认为Bi的改善切削性的功能比Pb差，但在本实施方式中，查明了发挥与Pb相同或超过Pb的效果。

为了作为合金而具有良好的切削性，需要至少超过0.001质量％的Bi。Bi含量优选为0.002质量％以上，进一步优选为0.005质量％以上。Bi对环境和人体的影响当前尚不明确，但鉴于对环境和人体的影响，将Bi的量设为小于0.10质量％，优选为小于0.05质量％，进一步优选为小于0.02质量％，且将Pb和Bi的总含量(后述的组成关系式f2)设为小于0.25质量％。并且，通过使Cu、Zn、Si、P的含量、β相的量、金相组织的要件更适当，且使Pb与Bi的配合比例(后述的组成关系式f3)适当，从而即使Bi、Pb的量更少且为限定的量，作为合金也能够获得优异的切削性、良好的各种特性。

(P)

P在含有Si且主要由α相和β相构成的Cu-Zn-Si合金中优先分配于β相中。关于P，首先，通过使P固溶于β相中，能够提高含有Si的β相的切削性。并且，根据P的含量和制造工艺，会形成平均直径0.1～3μm的大小的含有P的化合物，进而使切屑分断性变得良好。

含有P的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，会在一定临界冷却速度以下的条件下，主要在β相内析出含有P的化合物。α相中几乎不会析出含有P的化合物。若用金相显微镜进行观察，则含有P的析出物是较小的颗粒状粒子，平均粒径为约0.3～3μm。并且，含有该析出物的β相能够具有更良好的切削性。含有P的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，但会消耗掉合金中的Si、P，从而提高合金的切削阻力，降低切屑分断性，缩短工具寿命，并且还阻碍延展性。

为了发挥这些效果，P的含量的下限超过0.001质量％，优选为0.003质量％以上，更优选为0.005质量％以上，进一步优选为0.010质量％以上。尽管还取决于制造工艺，但由于含有超过0.010质量％的量的P，因此能够用倍率500倍的金相显微镜观察到含有P的化合物的存在。

另一方面，若含有0.15质量％以上的量的P，则析出物会粗大化，不仅会使对切削性的效果饱和，根据情况，反而还会使切削性变差，降低延展性和韧性，使固溶于β相中的P的量增加，并且降低导电率。因此，P的含量小于0.15质量％，优选为小于0.10质量％，更优选为0.08质量％以下。即使P的含量小于0.05质量％，也会使P固溶于β相中，形成足够量的含有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相的切削性的含有P的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、或者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的产品，从而混入有高浓度的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JIS标准(JIS H 3250)的添加有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JIS标准(JIS H 5120)的添加有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，根据情况，与Si键合，从而有可能消耗对切削性有效的Si。并且，与Si化合的Fe、Mn、Co及Cr在金相组织中形成Fe-Si化合物、Mn-Si化合物、Co-Si化合物、Cr-Si化合物。这些金属间化合物非常硬，因此不仅使切削阻力上升，而且还会缩短工具的寿命。因此，需要限制Fe、Mn、Co及Cr的量，优选各自的含量小于0.30质量％，更优选为小于0.20质量％，进一步优选为0.15质量％以下。尤其，需要使Fe、Mn、Co及Cr的含量的合计小于0.45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0.35质量％以下，更优选0.30质量％以下，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，从经验上来讲，Ni大多从电镀产品等废料中混入，但对特性造成的影响比前述的Fe、Mn、Sn等小。即使混入一些Fe和Sn，只要Ni的含量小于0.4质量％，则对特性的影响也小，更优选Ni的含量为0.2质量％以下。关于Ag，通常Ag会被视作Cu，几乎对各种特性没有影响，因此无需特别限制，优选Ag的含量小于0.1质量％。Te、Se元素本身具有易切削性，尽管很少见，但有可能会大量地混入。鉴于对延展性和冲击特性的影响，优选Te、Se各自的含量小于0.2质量％，更优选为0.05质量％以下，进一步优选为0.02质量％以下。并且，为了提高黄铜的耐腐蚀性而使耐腐蚀性黄铜含有As和Sb，但鉴于对延展性和冲击特性的影响，优选As、Sb各自的含量为0.05质量％以下。关于Cd、As、Sb，鉴于对环境和人体的影响，Cd优选为0.01质量％以下，更优选为0.005质量％以下，优选As、Sb的含量分别为0.05质量％以下，更优选为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]是表示组成与金相组织之间的关系的式子，即使各元素的量在上述中规定的范围内，若不满足该组成关系式f1，则无法满足本实施方式所针对的各种特性。若组成关系式f1小于56.7，则即使在制造工艺上下功夫，也会使β相所占的比例增加，从而韧性和延展性变差，耐腐蚀性和耐应力腐蚀裂纹性变差。进一步地，例如，若在高速、高进给等严峻的切削条件下进行切削，则会使切屑分断性变差。因此，组成关系式f1为56.7以上，优选为57.0以上，更优选为57.2以上。随着组成关系式f1成为更优选的范围，α相所占的比例增加，能够保持高速切削条件下的切屑分断性，且具备良好的延展性、冷加工性、约200℃时的良好的韧性。

另一方面，组成关系式f1的上限对β相所占的比例或γ相的生成以及凝固温度范围造成影响，若组成关系式f1大于59.7，则β相所占的比例减少，无法获得优异的切削性。同时，有时还会出现γ相，根据情况，会出现κ相或μ相。并且，凝固温度范围会超过25℃，容易产生缩孔或微孔等铸造缺陷。因此，组成关系式f1为59.7以下，优选为59.0以下，更优选为58.8以下，进一步优选为58.5以下。

并且，关于约600℃的热加工性，若组成关系式f1大于59.7，则热变形阻力变高，600℃时的热加工变得困难。

本实施方式的易切削铜合金具备切屑被分断得较细而生成剖面呈之字形状的切屑这种要求某种脆性的切削性和持有良好的延展性和韧性这种相反的特性，但由于不仅讨论组成，而且还详细讨论组成关系式f1，f2、f3及后述的组织关系式f4、组成/组织关系式f5，因此能够提供更适合于目的和用途的合金。

另外，关于Sn、Al、Cr、Co、Fe、Mn及另行规定的不可避免的杂质，只要在被视为是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，因此未在组成关系式f1中规定。

(组成关系式f2)

本实施方式的目的为以少量含有的Pb、Bi且限定的量和比例的Pb、Bi获得优异的切削性。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，从而规定组成关系式f2＝[Pb]+[Bi]。

为了获得优异的切削性，f2至少为0.003以上，优选为0.005以上。在如切削速度变快的情况、进给量变大的情况等那样切削条件变得严峻的情况下，f2更优选为0.020以上，进一步优选为0.040以上。关于上限，f2越大，切削性越提高，但在本实施方式中，视为Bi对环境和人体的影响程度与Pb相同，因此需要限制总含量。鉴于对环境和人体的影响，f2优选为小于0.25，更优选为小于0.15，更优选为小于0.12，进一步优选为0.10以下。由于含有所述Si，切削性得到显著改善的β相的效果以及含有少量P或存在P的化合物的效果极大，从而能够通过含有少量的Bi、Pb而具备优异的切削性、尤其切屑分断性。

(组成关系式f3)

为了通过含有更少量的Pb和Bi来获得更良好的切屑分断性，首先，重要的是一并添加Pb和Bi，通过满足0.01≤f3＝[Bi]/([Pb]+[Bi])≤0.98的关系，在大多数Pb粒子中，Pb能够与Bi共存(Pb和Bi成为合金)。通过使Pb和Bi共存，与单独含有Bi的情况相比，切屑分断性变得良好，与单独含有Pb的情况相比，发挥相同或其以上的效果。在0.003≤[Pb]+[Bi]＜0.08的情况下，0.02≤f3＝[Bi]/([Pb]+[Bi])≤0.98，优选为0.02≤f3＝[Bi]/([Pb]+[Bi])≤0.97，更优选为0.03≤f3＝[Bi]/([Pb]+[Bi])≤0.96。

另一方面，在一并添加Pb和Bi的情况下，随着Pb和Bi的量增加，切屑分断性会变得良好，但发现在约200℃(约180℃以上)的温度下出现变脆的现象。良好的切屑分断性要求某种脆性，而事实上，在常温下的特性中，作为脆性的一种基准的韧性就比不含Pb、Bi时低。若在约200℃的温度下变脆，则在进行切削加工时，切屑的排出会变差，或若在进行切削时受到一些冲击，则材料有可能会在加工时产生裂纹。并且，若切削加工品作为零件而组装到产品中，且该产品暴露于接近200℃的温度受到一些冲击，则有可能会产生裂纹。因此，重要的是将作为约200℃时的脆性的一种基准的冲击特性设为一基准值以上。如后述，将加工成缺口形状的合金加热至约200℃，并设置于冲击试验机实施冲击试验时，脆性的基准值为12J/cm²以上。在本实施方式中，Pb和Bi的总量为最多也小于0.25质量％，乍一看虽少，但在Pb和Bi的总量为0.08质量％以上的情况下，会对约200℃时的脆性造成影响。并且，发现Pb和Bi的总量越增加，更严格地管理Bi与Pb的配合比例越为重要。深入研究的结果，在Pb和Bi的总量为0.08≤[Pb]+[Bi]＜0.13的情况下，设为0.01≤f3＝[Bi]/([Pb]+[Bi])≤0.40或0.85≤f3＝[Bi]/([Pb]+[Bi])≤0.98。即，通过将Bi在Pb和Bi的总量中所占的比例设为0.01以上且0.40以下或0.85以上且0.98以下，能够避免脆性的影响。进一步地，在Pb和Bi的总量增加的情况下，即，在0.13≤[Pb]+[Bi]＜0.25的情况下，将Pb和Bi的配合比例限制为0.01≤[Bi]/([Pb]+[Bi])≤0.33。由此，作为合金，能够保持良好的约200℃时的韧性。优选地，在0.08≤[Pb]+[Bi]＜0.15的情况下，0.02≤f3＝[Bi]/([Pb]+[Bi])≤0.33。更优选地，在0.08≤[Pb]+[Bi]＜0.15的情况下，0.02≤f3＝[Bi]/([Pb]+[Bi])≤0.25。若重视200℃时的脆性，则与Pb、Bi的量无关地，进一步优选将Bi的量设为小于0.020质量％。

(与专利文献的比较)

在此，将比较上述的专利文献1～14中记载的Cu-Zn-Si合金的组成与本实施方式的合金的组成而得到的结果示于表1、2。

对于本实施方式与专利文献1、12而言，Sn的含量不同，且专利文献1、12实质上需要大量的Bi。

对于本实施方式与专利文献2～9而言，作为主要元素的Cu、Si的含量不同，且专利文献2～9需要大量的Cu。并且，γ相或κ相为必要金属相。

在专利文献2～4、7～9中，金相组织中的β相被认为会阻碍切削性，作为不优选的金属相而举出。并且，在存在β相的情况下，优选通过热处理使其相变为切削性优异的γ相。

在专利文献4、7～9中，记载了可允许的β相的量，但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，为如下铜合金的铸件：需要含有65质量％以上的量的Cu，且通过与Si一并含有微量的Al、Sb、Sn、Mn、Ni、B等，具备良好的力学性能、铸造性且具有耐腐蚀性。

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

进一步地，在所有专利文献中均没有公开或启示如下内容以及Pb和Bi的配合比例：(1)在本实施方式中作为必要要件的含有Si的β相具有优异的切削性；(2)需要至少β相的量为17％以上；(3)含有P对提高β相的切削性有效，而且β相内存在微细的P与Si、Zn的化合物；(4)小于0.10质量％的量的Bi对切削性有效，且一并添加Bi和少量的Pb对切削性更有效；(5)一并添加少量的Pb和Bi在高速/高进给的切削条件下对切屑分断性发挥效果。并且，在本实施方式中不含γ相，其也为与专利文献1～14的较大的不同点。

[表1]

[表2]

＜金相组织＞

Cu-Zn-Si合金中存在10种以上的相，会发生复杂的相变，仅靠组成范围、元素的关系式，未必能够获得目标特性。最终，通过确定并决定存在于金相组织中的相的种类及其面积率的范围，才能获得目标特性。因此，如下那样规定组织关系式f4及组成/组织关系式f5。

若用数式表示金属相仅由α相和β相这两个相构成等，则如下。

α+β＝100

17≤f4＝β≤75，

7.0≤f5＝([Bi]+[Pb]-0.001)^1/2×10+([P]-0.001)^1/2×5+(β-8)^1/2×([Si]-0.2)^1/2×1.3≤16.0，

(β相、组织关系式f4)

为了在不含γ相、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的量之间的适当的配合比例、β相的量以及含有适量的P或存在P化合物。另外，在此，β相包括β’相。

本实施方式中的组成范围内的β相的延展性比α相差，但远比γ相富有韧性和延展性，而且也比Cu-Zn-Si合金的κ相、μ相富有韧性和延展性。因此，从韧性和延展性的观点出发，能够含有相对较多的β相。并且，尽管β相含有高浓度的Zn和Si，但能够获得良好的传导性。但是，β相的量不仅受组成的影响，而且也受工艺的较大影响。

在本实施方式的易切削铜合金的Cu-Zn-Si-P-Pb-Bi合金中，为了在将Pb、Bi的含量限制在最小限度的同时获得良好的切削性，至少需要17％以上的面积率的通过含有Si而大幅改善切削性的β相。即，若α相为5，则相对于此β相的比例至少需要超过1。β相的面积率(量)优选为25％以上，更优选为30％以上，进一步优选为35％以上。例如，即使β相的量为约40％且切削性差的α相所占的比例为约60％，与含有Si的β单相合金相比，也可维持高等级的切削性。并且，在含有Si和P来提高切削性的β相和切削性差且柔软的α相共存的情况下，柔软的α相发挥如缓冲材料的作用。或者，认为α相与适当分断的β相或β相的相界会成为切削时的应力集中源，即成为切屑分断的起点，即使β相的量为约40％，也保持优异的切削性，反而，在高速切削的情况下，维持切屑分断性。

另一方面，在低速切削等切削温度为约100℃附近的低温下进行切削的情况下，含有Si的β单相合金发挥非常优异的切削性、切屑分断性。然而，若高速切削等切削时的温度变高，则β相的优异的切屑分断功能将会开始受损。即，若切削温度上升至约200℃附近，则含有Si的β单相合金的切屑分断功能将会受损。在此，切削性虽差，但作为合金，为了防止丧失β相的切削性功能，也需要适量的比β相耐热的含有Si的α相。进一步地，β单相合金的延展性、韧性也差，为了确保延展性、韧性，也需要适量的富有延展性、韧性的α相。综上所述，β相的量为75％以下，即，需要α相为25％以上，β相的量优选为64％以下，更优选为58％以下。

含有约1质量％的量的Si的β相在制造时呈现出有用的特性，从500℃的热加工的最低等级的温度开始呈现出优异的热变形能力、低热变形阻力，作为合金，呈现出优异的热变形能力、低热变形阻力。

(组成/组织关系式f5)

组成/组织关系式f5是除了组成关系式f1～f3、组织关系式f4以外的用于综合性地获得优异的切削性和力学性能的与组成和金相组织相关的式子。

在Cu-Zn-Si-P-Pb-Bi合金中，切削性是通过将Pb和Bi的总量(f2)、β相的量和Si的量、P的量和含有P的化合物的存在的各效果相加而成。鉴于Pb和Bi的量及对切削性的影响程度，Pb和Bi对切削性的效果可以由([Bi]+[Pb]-0.001)^1/2表示。

开始发挥切削性效果的Pb和Bi的总量为0.003质量％，但已经开始以该量发挥效果。([Bi]+[Pb]-0.001)^1/2是从Pb和Bi的总量减去0.001质量％而得到的([Bi]+[Pb]-0.001)的1/2次方。

关于β相的量和Si的量，β相的量为约8％时开始发挥切屑分断性的效果，Si的量为0.2质量％时开始发挥效果，这些效果的程度可以由(β-8)^1/2和([Si]-0.2)^1/2的积表示，进一步地可以由乘以系数1.3的(β-8)^1/2×([Si]-0.2)^1/2×1.3来表示。并且，作为P对切削性的效果，考虑P在β相中的固溶量和含有P的化合物的存在，可以由([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]减去0.001质量％而得到的([P]-0.001)的1/2次方。

通过这些各效果的要素乘以由反复深入研究的结果导出的系数来可获得f5，作为对切削性的效果，若不凑齐所有要件，则f5将会不成立。下式f5是通过将与浓度相应的Pb、Bi的作用、与浓度相应的P的作用、与浓度相应的Si的作用相加而得到的式子。

f5＝([Bi]+[Pb]-0.001)^1/2×10+([P]-0.001)^1/2×5+(β-8)^1/2×([Si]-0.2)^1/2×1.3

对于f5而言，为了获得优异的切削性、切屑分断性、高强度，需要至少为7.0以上，优选为8.0以上，更优选为8.5以上。尤其，在切削条件严峻的情况下，f5优选为9.0以上，更优选为9.5以上，进一步优选为10.0以上。另一方面，从对环境和人体的影响、常温及约200℃时的韧性、延展性的观点出发，f5为16.0以下，优选为14.0以下。从减小([Bi]+[Pb])^1/2这一项的观点出发，f5更优选为13.5以下，进一步优选为13.0以下。通过在如此狭窄的范围内控制组成和金相组织，减小Pb+Bi的量，且使后述的Pb和Bi的配合比例适当，可完成具备优异的切削性、切屑分断性、高强度、常温及约200℃时的良好的韧性的合金。

另外，在组织关系式f4及组成/组织关系式f5中，仅以金属相为对象，存在于金相组织中的金属间化合物、Pb粒子、Bi粒子、氧化物、非金属夹杂物、未熔解物质等并不是对象，即，排除在面积率的对象之外。在本实施方式中，以能够用500倍的金相显微镜明显观察到的大小的金属相为对象。因此，能够明显观察到的金属相的大小的最小值为约2μm，即，用显微镜观察时相当于约1mm的大小。若用显微镜观察，则析出物呈约0.2mm的大小，能够识别出其存在，但难以以该大小识别金属相。因此，例如，有时在β相内还会存在小于2μm的γ相，但这些γ相无法用金相显微镜确认，从而将其视为β相。

(α相、组成关系式f3)

α相为与β相一并构成基质的相。在本实施方式中，金相组织由α相和β相这两个相构成，因此100-β成为α相的面积率或β相的剩余部分成为α相。含有Si的α相与不含Si的α相相比，切削性略微提高，富有延展性。并且，通过在α相中含有少量的Si，可提高耐热性。若β相为100％，则在合金的延展性、韧性方面存在问题，并且，在切削温度上升时会在切削性、切屑分断性上存在问题，从而需要适当量的耐热性得到提高的α相。即使β单相合金含有相对较多的α相，例如即使含有约50％的面积率的α相，在进行切削时，α相本身也会发挥缓冲材料的作用。因此，应力进一步集中于β相，提高切屑分断性，维持优异的β单相合金的切削性。并且，认为在高速切削等切削温度上升的情况下弥补β相的问题点。

(γ相、μ相、κ相、其他相)

为了具备优异的切削性、切屑分断性且获得较高的延展性和韧性、较高的强度，α及β相以外的相的存在也很重要，期待不存在除了α相、β相以外的相。在本实施方式中，基本上由α相和β相这两个相构成。但是，在本实施方式中，如上所述，α及β相以外的相限定于能够用500倍的倍率的显微镜明显观察和辨别的相。在金属相的情况下，与Pb粒子或P化合物不同，即使存在小于约2μm的相，也不会对特性造成大的影响。

(含有P的化合物的存在)

通过含有Si，大幅改善β相的切削性，并且，通过含有P及P在β相中固溶，进一步改善切削性。此外，通过使粒径为约0.1μm～约3μm的由P和Zn、Si形成的化合物存在于β相内，能够使β相具备更优异的切屑分断性。关于不含Pb、Bi、且P量为约0.06质量％、Si量为约1质量％的β单相合金的切削性，在切削温度低的情况下，通过P的固溶和含有P的化合物的存在，与未添加P的β单相合金相比，大幅提高切屑分断性。含有P的化合物的大小与Pb粒子大致相同，即使含有P的化合物及Pb粒子均为粒径为约0.1μm左右的大小，也会成为切削时的应力集中源，微观上促进剪断破坏，从而直线性断裂进展，提高切屑分断性。

含有P的化合物是含有P和至少Zn及Si中的任一个或两个的化合物，根据情况，是进一步含有Cu的化合物或进一步含有不可避免的杂质即Fe、Mn、Cr、Co等的化合物。并且，含有P的化合物也会受不可避免的杂质即Fe、Mn、Cr、Co等的影响。若不可避免的杂质的浓度超过前述中规定的量，则含有P的化合物的组成会发生变化，有可能会无助于提高切削性。另外，在约600℃的热加工温度下，不存在含有P的化合物，而会在热加工后的冷却时的临界冷却速度下生成含有P的化合物。因此，热加工后的冷却速度很重要，期待在530℃至440℃的温度域以70℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却，尽管还取决于P的量，但以能够用显微镜辨别的约0.3μm以上的大小的P化合物的形式存在。另一方面，若冷却速度过慢，则会使含有P的化合物容易生长，对切削性的效果会降低。优选前述的温度域内的平均冷却速度为0.1℃/分钟以上，更优选为0.3℃/分钟以上。冷却速度的上限值70℃/分钟也会根据P的量而变动，若P的量多，则即使冷却速度更快，也会形成含有P的化合物。

(切屑分断性、切屑形状指数f6：H2/H1)

作为评价切屑分断性的方法，首先以以下步骤观察切屑的剖面。当用工具(切削刃)对合金进行车削(外周切削)时，若将切屑的生成方向(切屑排出的方向)设为长度方向，则将该切屑以与所生成的切屑的宽度方向垂直(将切屑的宽度方向立起)的方式埋入树脂中，对埋入于树脂中的切屑进行研磨，然后，用显微镜观察切屑的剖面。切屑分断性良好的特征首先可举出观察到的切屑剖面呈之字形状的情况。详细而言，自由表面侧的切屑剖面呈之字形状。进一步地，从微观的角度来看，可在切屑的自由表面侧(和与工具接触的面相对的相反面侧)观察到剪断破坏特有的直线性破坏。其特征在于，若切屑分断性良好，则破坏从自由表面侧直线性地进展，并进展至底面(与工具接触的面、切削面)。根据切屑分断性的好坏，能够观察到仅自由表面侧附近尖锐的情况、直线性剪断明显且贯穿至下表面(与工具接触的面、切削面)的情况、以及切屑似乎已经因直线性剪断破坏而分离的情况。后者的每个粒子呈大致梯形状。朝向自由表面的凸部和朝向切削面的凹部沿着切屑的长度方向交替存在。为了评价这样的切屑分断性，当将从底面(切削面)至凸部的顶点的高度(凸部的高度)的平均值设为H1、将从底面(切削面)至凹部的最深位置的距离(凹部的高度)的平均值设为H2时，将f6＝H2/H1作为切屑分断性的指标。并且，也测定H2和H1的平均值、即平均切屑厚度(切屑平均高度)，以作为切屑分断性的指标(f6A＝(H1+H2)/2)。

图1、图2中显示出具体的切屑剖面。凸部平均高度：H1及凹部平均高度：H2均为靠肉眼划线的高度。在图1、图2中，横轴方向为切屑的长度方向。切屑的下表面(底面)为与工具接触的面(切削面)。切屑的上表面为与切削面相对的自由表面。

平均切屑厚度与材料的强度的乘积与切削阻力密切相关，平均切屑厚度越薄，切削阻力越低。对于除了含有3质量％的Pb的黄铜以外的大部分铜合金而言，几乎不会呈之字形状，切屑的自由表面侧的凹凸少，会生成厚度厚的切屑。因此，切屑分断性差。将该切屑称为连续型切屑。为了借助一些切削工具而使切屑分断，f6为0.80以下。例如，若使用附带一般的断屑器的工具，则切屑将会容易分断。为了使切屑更容易分断，f6优选为0.65以下，更优选为0.60以下。另一方面，若f6小于0.25，则会生成针状的切屑，因此不优选。切屑在长度方向上的长度需要至少为约0.5mm以上，因此，f6为0.25以上，优选为0.35以上。最佳地，f6为0.40～0.55，切屑容易分断，不易生成针状的切屑。切屑剖面呈有规律的之字形状，f6换言之为切削面与之字形状的顶点(凸部)之间的距离与切削面与之字形状的底部(凹部)之间的距离之比。并且，在进行车削时与工具接触的面、即切屑的底面(切削面)为与工具的刀尖相对的面，因此不得不如图1、图2所示那样光滑。另外，剖面为之字形状的切屑在微观上表示如下情况：含有Si和P的β相、存在于β相中的P化合物、以及Pb粒子成为切削时的应力集中源，瞬时间有规律地进行有规律的直线性剪断破坏。例如，在切削速度为172m/分钟的情况下，每秒形成约2万个大致梯形的颗粒，由此在自由表面侧形成有规律的之字形状(凹凸)。并且，如上所述，平均切屑厚度与切削阻力密切相关，并且，平均切屑厚度与进给量联动。尽管还取决于包括切削工具在内的切削条件，但在切削性为良好的合金的情况下，进给量f的值(以下，称为进给量f或f的值)的约0.9～约1.8倍、优选进给量f的值的约1.0～约1.7倍为平均切屑厚度。在本实施方式中的试验结果中，在含有3质量％的Pb的黄铜的情况下，如后述，平均切屑厚度为f的值的约1.1倍。

(黄铜、β黄铜、含有3质量％的Pb的黄铜的切屑剖面形状)

在切削速度40m/分钟、进给量0.11mm/rev、切削深度1.0mm和切削速度172m/分钟、进给量0.21mm/rev、切削深度2.0mm的条件下进行了切削试验，实验方法的细节将在后面叙述。试样合金为α黄铜(65Cu-35Zn)、β黄铜(54Cu-46Zn)、含有1质量％的Si的β黄铜(58.5Cu-1Si-40.5Zn)、含有1质量％的Si和0.06质量％的P的β黄铜(58.5Cu-1Si-0.06P-40.44Zn)、含有3质量％的Pb的黄铜(58.8Cu-3.1Pb-Zn)。将切削试验之后观察切屑的剖面的结果示于表22。

在切削速度40m/分钟、进给量0.11mm/rev的情况下，在α黄铜中，f6为0.98，f6A为0.44。超过f6的规定的范围，且平均切屑厚度为进给量f的4.0倍。

在β黄铜中，f6为0.9，f6A为0.29。与α黄铜相比，观察到一些切屑分断的迹象，切屑厚度也减小。然而，在本实施方式的f6的范围之外，且平均切屑厚度为进给量f的2.6倍，切屑分断性并不充分，平均切屑厚度也较大。

在含有1质量％的Si的β黄铜中，通过含有Si，作为切屑分断性的指标的f6、f6A均比β黄铜得到大幅改善。并且，在含有1质量％的Si和0.06质量％的P的β黄铜中，f6、f6A均进一步得到改善，其数值与含有3质量％的Pb的黄铜相同。如此，通过使β黄铜含有1质量％Si且进一步含有0.06质量％的P，在不含Pb和Bi的情况下得到与含有3质量％的Pb的黄铜大致相同的切屑。然而，若在切削速度172m/分钟、进给量0.21mm/rev的条件下进行切削，则作为切屑分断性的指标的f6的值变大，切屑厚度也变厚。在含有1质量％的Si且含有0.06质量％的P的β黄铜中，f6达到0.82，切屑分断性受损。并且，切屑厚度也达到f的值的1.7倍。为了克服该课题，如上所述，含有适量的α相，且Pb和Bi的作用变得更加重要。

(韧性和强度与韧性之间的平衡、f7)

具有优异的切削性的含有3质量％的Pb的黄铜与不含Pb的黄铜相比，作为韧性的基准之一的冲击值较低。虽然本实施方式的合金的Pb和Bi的含量少，但关于常温下的韧性，与含有大量的β相相结合，冲击值比不含Pb的黄铜低。并且，在进行切削时切屑分断性良好，切屑剖面呈之字形状，且产生如剪断破坏那样的直线性断裂的材料至少具有脆的一面。本实施方式的课题以如下合金为目标，该合金因含有少量的Pb、Bi而具备优异的切屑分断性且与切屑分断性相反的性质即韧性/延展性与切屑分断性之间的平衡优异。关于韧性，在室温(例如10℃～30℃)下实施U型缺口形状的夏比冲击试验时，只要此时的冲击值(I-1)为15J/cm²以上，则在实际使用时不会存在较大的问题。室温(常温)下的冲击值(I-1)优选为20J/cm²以上。若热加工之后实施冷加工，则冲击值下降，但在不实施冷加工的热挤压件、热锻件或铸件的情况下，优选常温下的冲击值(I-1)为25J/cm²以上。并且，关于作为本实施方式的课题的之一的约200℃时的韧性，使用在200℃加热20分钟之后的U型缺口形状的试验片进行夏比冲击试验时的冲击值(I-2)优选为12J/cm²以上，更优选为确保15J/cm²以上即可。若200℃时的冲击值(I-2)为优选的数值以上，则在切削加工或实际使用时不会存在问题。本试验以如下步骤进行：将试验片在炉中加热至200℃，并将试验片设置于试验装置，进行冲击试验。在加热结束之后的5秒之后且20秒以内实施了试验，因此实际温度比200℃低约10℃，但将其定义为本实施方式的试验方法。并且，作为在约200℃变脆的基准，可举出冲击值的热敏性f8＝(I-2)/(I-1)、即f8＝(200℃时的冲击值)/(常温下的冲击值)，(I-2)/(I-1)的值优选为至少0.5以上，更优选为0.65以上，进一步优选为0.8以上。与常温下相比，200℃时的冲击试验值的下降程度越大，表示200℃时的脆性的灵敏度越大。但是，加热至200℃时的冲击值(I-2)的值优先。

本实施方式为以高强度、强度与韧性、延展性之间的平衡优异为目的，作为强度的基准，采用维氏硬度HV，作为韧性的基准，采用U型缺口试验片形状的夏比冲击试验值(I-1)。并且，前提条件设为如下：常温下的U型缺口形状的夏比冲击试验值(I-1)为15J/cm²以上，且维氏硬度HV为110以上。并且，将常温下的冲击值(I-1)的1/2次方的值与维氏硬度HV的乘积定义为特性关系式f7。强度与韧性之间的平衡优异规定为，f7＝(I-1)^1/2×HV为至少550以上，优选为600以上，更优选为650以上。但是，夏比冲击试验片的形状受到限制，例如，无法评价直径小于15mm的棒材。

另外，本实施方式中以电气电子零件的用途为目的，因此至少电导率优选为13％IACS以上，更优选为15％IACS以上，因良好的传导性而在实际使用时几乎不成问题，因此导电率的上限无特别规定。

图3是显示出本实施方式的试验No.T27的易切削合金的金相组织照片。

试验No.T27是对合金No.S02实施工序No.F1而得到的合金。合金No.S02是Zn-62.1质量％Cu-0.91质量％Si-0.071质量％P-0.068质量％Pb-0.030质量％Bi合金。在工序No.F1中，在620℃进行热锻，且将530℃至440℃的平均冷却速度设为28℃/分钟。

如图3所示，用金相显微镜观察到颗粒状且平均晶粒径为约20μm的α相晶粒和α相晶粒内的大小约1～2μm的Pb粒子。并且，观察到大小约0.3～1.5μm的的含有P的化合物存在于β相内。

(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℃对含有Pb的铜合金进行加强加工，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，提高600℃时的变形能力，且变形阻力变低。并且，β相所占的比例较大，因此能够在600℃容易进行热加工。

若热加工温度为约600℃且低于以往的铜合金的热加工温度，则将热挤压用挤压模等工具、挤压机的容器、锻造模具加热至400～500℃来使用。这些工具与热加工材料之间的温度差越小，越能够获得均匀的金相组织，越能够制作出尺寸精度良好的热加工材料，并且工具的温度几乎不会上升，因此工具寿命也变长。并且，同时，可获得高强度、强度与伸长率之间的平衡优异的材料。

＜制造工艺＞

接着，对本发明的第一及第二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而发生变化，而且还根据制造工艺而发生变化。不仅受热挤压、热锻的热加工温度、热处理条件的影响，而且还受热加工和热处理中的冷却过程的平均冷却速度的影响。深入研究的结果，发现在铸造、热加工、热处理的冷却过程中，530℃至440℃的温度区域内的冷却速度及400℃至200℃的温度区域内的冷却速度会对金相组织造成影响。

(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℃的熔态金属浇铸到预定的铸模中，并通过气冷、缓慢冷却、水冷等若干种冷却方案来进行冷却。然后，凝固后变成各种构成相。

(铸件)

在熔解、浇铸之前，与前述相同，但浇铸到由具有预定的形状的砂土形成的模或模具中所得到的铸件有时也会成为最终产品。并且，有时也会连续浇铸熔态金属来制成棒形状的铸件。在下一工序中实施热加工的情况下，不需要以下制造条件，但在铸件成为最终产品的情况下，作为优选的实施方式，推荐以下冷却。

在浇铸后的冷却过程中，将530℃至440℃的温度区域内的平均冷却速度设定为70℃/分钟以下、更优选为55℃/分钟以下、进一步优选为45℃/分钟以下来进行冷却。尽管还取决于P浓度，但通过控制冷却速度，可在β相中析出约0.1～3μm的含有P的化合物，由此能够提高合金的切削性。另外，为了抑制化合物在冷却过程中粗大化，优选所述平均冷却速度设为0.1℃/分钟以上，进一步优选设为0.3℃/分钟以上。

材料温度进一步下降，优选接着限制400℃至200℃的温度区域内的冷却速度。尤其，在Si含量为1质量％以上的情况下，尽管还取决于Cu浓度等，但若所述温度区域内的平均冷却速度较慢，则有可能会析出γ相，因此优选为5℃/分钟以上，更优选为10℃/分钟以上。该温度域内的平均冷却速度不会使α及β相的量发生变化，但冷却速度越快，越提高切屑分断性、强度、韧性。因此，进一步优选将400℃至200℃的温度区域内的平均冷却速度设为75℃/分钟以上。无需特别设置上限，但冷却速度的效果会在500℃/分钟时饱和，因此设为500℃/分钟。另外，440℃至400℃的温度区域为了转移到400℃～200℃的冷却速度而耗费，该温度区域内的冷却速度并不特别重要。

(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，在以下条件下进行最终的热加工工序。

(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，但以实际上进行热加工时的材料温度、具体而言在刚穿过挤压模之后的温度(热加工温度)超过530℃且低于650℃的温度下进行热挤压。热挤压温度的下限与热变形阻力相关，上限与α相的形状相关，通过在更狭窄的温度下进行管理，可获得越稳定的金相组织。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不是颗粒状，或容易出现直径超过50μm的粗大的α相晶粒。若出现针状或粗大的α相晶粒，则强度略微下降，强度与延展性之间的平衡略微变差。并且，含有P的析出物的分布会变得略微不均匀，长边较大的α相晶粒和粗大的α相晶粒会阻碍切削，切削性略微变差。α相晶粒的形状与组成关系式f1和挤压温度相关，在组成关系式f1为58.0以下的情况下，优选挤压温度低于625℃。通过在较低的温度下进行挤压，能够具备比含有Pb的铜合金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功夫，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440℃的温度区域内的平均冷却速度设定为70℃/分钟以下、更优选为55℃/分钟以下、进一步优选为45℃/分钟以下来进行冷却。尽管还取决于P的量，但通过将平均冷却速度限制为70℃/分钟以下，能够用倍率500倍的金相显微镜确认含有P的化合物的存在。另一方面，若冷却速度过慢，则会使含有P的化合物生长，有可能会降低对切削性的效果，因此优选所述平均冷却速度为0.1℃/分钟以上，更优选为0.3℃/分钟以上。

另一方面，温度进一步下降，优选接着限制400℃至200℃的温度区域内的冷却速度。尤其，在Si含量为1质量％以上的情况下，尽管还取决于Cu浓度等，但若所述温度区域内的平均冷却速度慢，则有可能会析出γ相，因此优选为5℃/分钟以上，更优选为10℃/分钟以上。该温度域内的平均冷却速度看上去不会使α及β相的量发生变化，但会抑制含有P的化合物的生长或α晶粒的生长，冷却速度越快，越提高切屑分断性、韧性、强度。具体而言，进一步优选将400℃至200℃的温度区域内的平均冷却速度设为75℃/分钟以上。无需特别设置上限，但冷却速度的效果会在500℃/分钟时饱和，因此设为500℃/分钟。另外，440℃至400℃的温度区域为了转移到400℃～200℃的冷却速度而消耗，该温度区域内的冷却速度并不特别重要。

鉴于能够实际测定的测定位置，热加工温度定义为从热挤压、热锻、热轧的结束时刻开始约3秒后或4秒后的能够实际测定的热加工材料的温度。金相组织受刚经历了较大的塑性变形的加工之后的温度的影响。讨论的热加工后的平均冷却速度为约70℃/分钟，因此3～4秒后的温度下降在计算上为约4℃，几乎不受影响。

(2)热锻

热锻主要使用热挤压材料作为原材料，但也使用连续铸造棒。与热挤压相比，热锻的加工速度快且加工成复杂形状，根据情况，有时壁厚会被加强加工至约3mm，因此锻造温度高。作为优选的实施方式，优选从成为锻造品的主要部位且被施以较大的塑性加工的热锻材料的温度、即刚锻造之后(锻造的结束时刻)开始约3秒后或4秒后的材料温度超过530℃且低于675℃。在作为锻造用黄铜合金而广为使用的含有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℃，但更优选本实施方式的热锻温度低于650℃。热锻也与组成关系式f1和热锻温度相关，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相晶粒的形状越呈颗粒状且α相晶粒的大小越小，因此强度变高，强度与延展性之间的平衡变得更良好，且切削性变得更良好。

并且，通过对热锻后的冷却速度下功夫，会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440℃的温度区域内的平均冷却速度设定为70℃/分钟以下、更优选为55℃/分钟以下、进一步优选为45℃/分钟以下来进行冷却。尽管还取决于P浓度，但通过控制冷却速度，可在β相中析出约0.1～3μm的含有P的化合物，由此能够提高合金的切削性。另外，为了抑制化合物在冷却过程中粗大化，优选所述平均冷却速度设为0.1℃/分钟以上，进一步优选设为0.3℃/分钟以上。

另一方面，材料温度进一步下降，优选接着限制400℃至200℃的温度区域内的冷却速度。尤其，在Si含量为1质量％以上的情况下，尽管还取决于Cu浓度等，但若所述温度区域内的平均冷却速度慢，则有可能会析出γ相，因此优选为5℃/分钟以上，更优选为10℃/分钟以上。该温度域内的平均冷却速度不会使α、β相的量发生变化，但冷却速度越快，越提高切屑分断性、强度、韧性。因此，进一步优选将400℃至200℃的温度区域内的平均冷却速度设为75℃/分钟以上。无需特别设置上限，但冷却速度的效果会在500℃/分钟时饱和，因此设为500℃/分钟。另外，440℃至400℃的温度区域为了转移到400℃～200℃的冷却速度而消耗，该温度区域内的冷却速度并不特别重要。

(3)热轧

在热轧中，加热铸块，反复进行5～15次滚轧。并且，优选最后的热轧结束时的材料温度(从结束时刻开始经过3～4秒后的材料温度)超过530℃且低于650℃，更优选低于625℃。热轧结束后，冷却滚轧材料，但与热挤压同样地，优选530℃至440℃的温度区域内的平均冷却速度为0.1℃/分钟以上且70℃/分钟以下，更优选为0.3℃/分钟以上、或55℃/分钟以下、或45℃/分钟以下。

并且，优选限制400℃至200℃的温度区域内的冷却速度。尤其，在Si含量为1质量％以上的情况下，尽管还取决于Cu浓度等，但若所述温度区域内的平均冷却速度慢，则有可能会析出γ相，因此优选为5℃/分钟以上，更优选为10℃/分钟以上。该温度域内的平均冷却速度看上去不会使α及β相的量发生变化，但冷却速度越快，越提高切屑分断性、强度、韧性。因此，进一步优选将400℃至200℃的温度区域内的平均冷却速度设为75℃/分钟以上。无需特别设置上限，但冷却速度的效果会在500℃/分钟时饱和，因此设为500℃/分钟。

(热处理)

铜合金的主要热处理也称为退火。例如，在加工成无法通过热挤压来挤压的小尺寸的情况下，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、即软化材料为目的而实施。滚轧材料也同样地被实施冷轧和热处理。在本实施方式中，还以进一步控制α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，材料在350℃以上且540℃以下的温度、0.1小时至8小时的条件下被加热。在前工序中未形成含有P的化合物的情况下，热处理中形成含有P的化合物。

(冷加工工序)

在热挤压棒的情况下，为了获得高强度且为了改善尺寸精度，或为了使被挤压的棒材、卷材成为弯曲较少的直线形状，有时会对热挤压材料实施冷加工。例如，会以约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。进一步地，有时会以应力去除退火、矫正等为目的而在200℃至400℃的温度条件下实施低温退火。

细棒、线或滚轧材料被反复实施冷加工和热处理，并在热处理后，被实施最终加工率0％～约30％的冷加工、矫正加工、低温退火。

冷加工的优点是提高合金的强度。由于对热加工材料组合实施冷加工和热处理，因此即使其顺序颠倒，也能够维持强度与延展性的平衡，根据用途，能够获得重视强度或重视延展性的特性。另外，冷加工对切削性几乎没有影响。

根据如上构成的本发明的第一及第二实施方式的易切削合金，如上所述规定了合金组成、组成关系式f1～f3、组织关系式f4、组织/组成关系式f5，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，能够在不脱离其发明的技术要件的范围内适当进行变更。

实施例

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

使用实际操作中使用的低频熔解炉及半连续铸造机来实施了铜合金的试制试验。

并且，使用实验室设备实施了铜合金的试制试验。

将合金组成示于表3～6。并且，将制造工序示于表7～11。另外，在组成中，“MM”表示混合稀土金属，且表示稀土类元素的总量。并且，作为不可避免的杂质，实施例中使用的合金中未检测出Cd。以下示出各制造工序。

(工序No.A1～A4、A10)

如表7所示，通过实际操作的低频熔解炉及半连续铸造机制造出直径240mm的坯料。原料使用的是以实际操作为基准的原料。将坯料切成长度800mm并进行了加热。用标称能力3000吨的热挤压机挤压出两条直径25.6mm的圆棒。然后，以若干个平均冷却速度在530℃至440℃的温度区域、400℃至200℃的温度域内冷却了挤压材料。使用放射温度计以热挤压的中间阶段至最后阶段为中心进行温度测定，测定了由挤压机挤压后的时刻开始约3～4秒后的挤压材料的温度。另外，此后的热挤压、热锻、热轧的温度测定中使用了LumaSenseTechnologies Inc制IGA8Pro/MB20型号的放射温度计。

确认到该挤压材料的温度的平均值为表7所示的温度的±5℃(在(表中所示的温度)-5℃～(表中所示的温度)+5℃的范围内)。

在工序No.A1、A2中，挤压温度为580℃，在工序No.A3中，挤压温度为680℃，在工序No.A4中，挤压温度为620℃。并且，热挤压后的530℃至440℃的平均冷却速度在工序No.A1、A2、A3中设为30℃/分钟，在工序No.A4中设为80℃/分钟。在此后的冷却中，400℃至200℃的温度范围内的冷却速度在工序No.A1、A3中设为25℃/分钟，在工序No.A2中设为120℃/分钟，在工序No.A4中设为30℃/分钟。

热挤压结束后，除了工序No.A10以外，从直径25.6mm冷拉伸至至直径25.0mm(加工率4.6％)。

在工序No.A10中，在550℃进行热挤压至直径45mm，将530℃至440℃的平均冷却速度设为20℃/分钟，将400℃至200℃的平均冷却速度设为40℃/分钟。工序No.A10中得到的挤压材料用于锻造实验。

(工序No.C0、C1～C3、C10)

如表8所示，在实验室中，以预定的成分比熔解了原料。还制作出有意地进一步追加添加有不可避免的杂质元素的试样。将熔态金属浇铸到直径100mm、长度180mm的模具中，制作出坯料(合金No.S11～S31、S41～S44、S51～S63)。

加热该坯料，对于工序No.C1、C2、C3，将挤压温度设为590℃，挤压成直径25.6mm的圆棒。挤压后的530℃至440℃的温度范围内的平均冷却速度在工序No.C1、C3中设为25℃/分钟，在工序No.C2中设为80℃/分钟。在此后的冷却中，400℃至200℃的温度范围内的冷却速度在工序No.C1中设为20℃/分钟，在工序No.C2中设为40℃/分钟，在工序No.C3中设为3℃/分钟。

热挤压结束后，除了工序No.C10以外，从直径25.6mm冷拉伸至至直径25.0mm(加工率4.6％)。

并且，对合金No.S41～S44实施了工序No.C0。详细而言，对于合金No.S41，将挤压温度设为820℃。除了合金No.S41以外，对于合金No.S42～S44，将挤压温度设为590℃。然后，热挤压成直径25.6mm，进行了矫正。挤压后的平均冷却速度与工序No.C1相同。接着，在500℃对合金No.S41～S44进行了2小时热处理。

进一步地，作为比较材料，准备了市售的添加有Pb的黄铜棒(合金No.S45)。

在工序No.C10中，将挤压温度设为590℃，挤压成直径45mm。将530℃至440℃的温度范围内的平均冷却速度设为20℃/分钟，将400℃至200℃的平均冷却速度设为20℃/分钟。将工序No.C10中得到的挤压材料作为锻造用原材料。

(工序D1、D2)

如表9所示，在工序No.D1、D2中，从实验室的熔解炉得到熔态金属，分别浇铸到内径30mm、内径45mm的模具中。在冷却过程中，将530℃至440℃的温度区域内的平均冷却速度设为40℃/分钟，将400℃至200℃的温度区域内的冷却速度设为30℃/分钟。工序No.D1中得到的铸件设为切削试验、机械试验用原材料。工序No.D2中得到的铸件设为工序No.F3的锻造用原材料。

(工序No.E1)

如表10所示，工序No.E1是包括退火的工序。

在工序No.E1中，将挤压温度设为590℃，挤压成直径29.0mm的圆棒。将530℃至440℃的温度范围内的平均冷却速度设为30℃/分钟，将400℃至200℃的平均冷却速度设为25℃/分钟。冷拉伸至直径26.0mm，接着在420℃实施了60分钟热处理。接着，冷拉伸至直径24.5mm。该工序为主要例如获得直径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，并且，无法进行冲击试验，因此用直径大的挤压棒进行了代用试验。

(工序No.F1～F6)

如表11所示，将工序No.A10、C10、D2中得到的直径45mm的圆棒、铸件切成长度180mm。横放该圆棒，并且使用热锻冲压能力150吨的冲压机锻造成厚度16mm。在刚热锻成预定的厚度之后(热锻的结束时刻)经过约3～约4秒之后，使用放射温度计及接触温度计进行了温度测定。确认到热锻温度(热加工温度)在表11所示的温度±5℃的范围(在(表中所示的温度)-5℃～(表中所示的温度)+5℃的范围内)。

将热锻温度在工序No.F5中设为690℃，在除了工序No.F5以外的工序No.F1～F4、F6中设为620℃，实施了热锻。将530℃至440℃的温度区域内的平均冷却速度在工序No.F2、F5中设为40℃/分钟，在除了工序No.F2、F5以外的工序No.F1、F3、F4、F6中设为28℃/分钟，实施了冷却。然后，将400℃至200℃的温度区域内的平均冷却速度在工序No.F1、F2、F3、F5中设为20℃/分钟，在工序No.F4中设为150℃/分钟，在工序No.F6中设为3℃/分钟，实施了冷却。

对热锻材料进行切断而提供于切削试验、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12～25。

(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。

以与长边方向平行或与金相组织的流动方向平行的方式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3vol％的过氧化氢水3mL和14vol％的氨水22mL而得到的水溶液。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。

使用金相显微镜，以倍率500倍观察金相组织，求出各相的比例，检查了含有P的化合物的有无。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，将平均值作为各相的相比率。排除掉氧化物、硫化物、Pb粒子、包含含有P的化合物的析出物、晶出物，将所有构成相的总面积率设为100％。

然后，观察了含有P的化合物。能够使用金相显微镜以500倍观察的最小的析出粒子的大小约为0.3μm。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～几百个含有P的化合物。含有P的化合物大多存在于β相内、α相与β相的相界。进一步地，有时会在β相内存在大小小于2μm的γ相。在本实施方式中，无法用倍率500倍的金相显微镜识别小于2μm的大小的相，因此大小小于2μm的微细的γ相被当作β相。含有P的化合物在金相显微镜下呈黑灰色，由Mn、Fe形成的析出物、化合物呈水色，因此可以区分。

另外，若用本实施方式的蚀刻液蚀刻含有P的试样，则如图3所示，可以明显地看到α相与β相的相界。当P的含量为大致0.01质量％时，相界变得更加明显，P的含有使金相组织发生了变化。

在难以进行相的鉴别、析出物的鉴别、含有P的化合物的判定的情况下，使用场放射型扫描电子显微镜(FE-SEM)(JEOL Ltd.制JSM-7000F)和附带的EDS，在加速电压15kV、电流值(设定值15)的条件下，通过电子背散射绕射图像(FE-SEM-EBSP，Electron BackScattering Diffracton Pattern)法，以倍率500倍或2000倍确定了相、析出物。在通过金相显微镜观察的阶段，在含有P的试样中未观察到含有P的化合物的情况下，以倍率2000倍确认了含有P的化合物的有无。

在用金相显微镜确认到含有P的化合物的情况下，将含有P的化合物的存在评价评价为“A”(良好)。在用500倍的金相显微镜未观察到含有P的化合物而以2000倍的倍率确认到该含有P的化合物的情况下，将含有P的化合物的存在评价评价为“B”(合格)。在未确认到含有P的化合物的情况下，将含有P的化合物的存在评价评价为“C”(不合格)。关于本实施方式的含有P的化合物的存在，视为也包括“B”。在表12、15、18、21、23中，将含有P的化合物的存在评价的结果示于“P化合物的有无”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。

(利用车床的切削性试验)

通过利用车床的切削试验对被切削性进行了如下评价。利用车床的实际的切削条件为各种各样，但在实施例中，在两种条件下进行。一种为在切削速度：40m/分钟、切削深度：1.0mm、进给量：0.11mm/rev的相对较低的速度/进给量/切削深度的条件下进行了切削试验。另一种为在更严峻的切削条件、即切削速度：172m/分钟、切削深度：2.0mm、进给量：0.21mm/rev的相对较高的速度/进给量/切削深度的条件下进行了切削试验。然后，根据切屑分断性评价了切削的好坏。

具体而言，前者为对热挤压棒材、热锻品、铸件实施切削加工，制作出直径14mm的试验材料。将不带断屑器的K10的超硬工具(刀片)安装于车床。使用该车床，在干式条件下，以前角：0°、刀尖半径：0.4mm、后角：6°、切削速度：40m/分钟、切削深度：1.0mm、进给量：0.11mm/rev的条件，切削了直径14mm的试验材料的圆周。

后者为对热挤压棒材、热锻品、铸件实施切削加工，制作出直径22mm的试验材料。将带断屑器的K10的超硬工具(刀片)安装于车床。使用该车床，在干式条件下，以前角：0°、刀尖半径：0.4mm、后角：6°、切削速度：172m/分钟、切削深度：2.0mm、进给量：0.21mm/rev的条件，切削了直径22mm的试验材料的圆周。

切削之后采集切屑，若将切屑的生成方向(切屑排出的方向)设为长度方向，则将该切屑与所生成的切屑的宽度方向垂直地(将切屑的宽度方向立起)埋入树脂中，对埋入于树脂中的切屑进行研磨，精加工成镜面。然后，用显微镜观察了切屑的剖面。为了评价切屑分断性，当将从底面起的凸部的高度的平均值设为H1、将凹部的高度的平均值设为H2时，根据f6＝H2/H1评价了切屑分断性。并且，也测定了H2和H1的平均值(f6A＝(H1+H2)/2)、即平均切屑厚度。另外，H1、H2的单位为mm。

图1、图2中显示出具体的切屑剖面。平均凸部高度：H1、平均的凹部高度：H2均为靠肉眼划线的高度。观察视场设为五个视场，以这些的平均值计算出f6及f6A。

关于切削性优异的材料大体上每10台切削机械用到1人左右的较少人数，从而无需耗费人力即可连续地实施，因此在实际的切削中成为较大问题的是，切屑缠绕于工具及切屑的大体积。在此，为了使切屑容易分断，H2/H1＝f6为0.80以下。只要至少使用带断屑器的工具，则切屑容易分断。f6优选为0.65以下，更优选为0.60以下。另一方面，若f6小于0.25，则切屑会过于分断，生成针状的切屑，会产生切屑进入到切削机械的间隙或处理切屑时伤到人等问题。因此，f6为0.25以上，优选为0.35以上。最佳地，f6为0.40～0.55，即使不带断屑器，也可容易使切屑分断。但是，切屑的剖面形状不仅取决于切削工具，而且还取决于切削条件。在本实施例中，在低速/低进给、高速/高进给这两个条件下，评价了切屑分断性。含有Si和P的β相的低速/低进给的切屑分断性显示出与含有3质量％的Pb的易切削铜合金几乎相同的f6的值，显示出优异的切屑分断性。然而，在高速/高进给的条件下，含有Si和P的β相的f6的值变大，损害了切屑分断性。在本实施方式的合金中，克服了β相的问题点，通过含有适量的α相且利用Pb粒子的效果，即使在高速/高进给的切削条件下，也得到良好的切屑分断性。尤其，在切削速度为172m/分钟的情况下，每秒有规律地形成约2万个有规律的之字形状(凹凸)、大致梯形形状的颗粒。

并且，平均切屑厚度与切削阻力密切相关，并且，平均切屑厚度与进给联动。尽管还取决于包括切削工具在内的切削条件，但在如本实施方式的合金那样切削性、切屑分断性良好的合金的情况下，进给量f的值的约0.9～约1.8倍、优选约1.0～约1.7倍为平均切屑厚度。顺便一提，在含有3质量％的Pb的黄铜的情况下，平均切屑厚度为f的值的约1.1倍。在本实施方式的合金的情况下，平均切屑厚度为在f的值的约1.1～1.6倍的范围内，切屑厚度也较薄，不存在问题。

(力学性能)

(硬度)

使用维氏硬度计，以载荷49kN测定了各试验材料的硬度。为了具有高强度，硬度优选为110Hv以上，更优选为120Hv以上时，可以说在未实施塑性加工的易切削热挤压棒、易切削热锻品、易切削铜合金铸件中硬度为极高的水平。

(冲击特性)

在冲击试验中，采集了基于JIS Z 2242的U型缺口试验片(缺口深度2mm、缺口底部半径1mm)。用半径2mm的冲击刃进行夏比冲击试验，测定了冲击值。若室温(例如10℃～30℃)下的U型缺口形状的夏比冲击试验值(I-1)为15J/cm²以上，则在实际使用时不存在较大问题。常温下的冲击试验值(I-1)优选为20J/cm²以上。若热加工之后实施冷加工，则冲击值下降，但在未实施冷加工的热挤压件、热锻件或铸件的情况下，优选常温下的冲击试验值(I-1)为25J/cm²以上。

200℃时的冲击试验如下那样实施。将上述试验片放入炉中，在试验片达到197℃(200℃-3℃)之后保持了20分钟。接着，取出试验片，将冲击试验片设置于试验机，用半径2mm的冲击刃实施了夏比冲击试验。从炉中取出试验片之后的5秒至20秒后，实施了试验。试验时的实际温度为约190℃。

200℃时的冲击试验值(I-2)为12J/cm²以上，优选确保15J/cm²以上。若为优选的数值以上，则在切削加工或实际使用时不存在问题。作为200℃时的冲击值的下降程度(灵敏度)，采用了f8＝(I-2)/(I-1)。为了使200℃时的韧性的下降灵敏度较低，f8优选为0.5以上，更优选为0.65以上，进一步优选为0.8以上。但是，优先200℃时的冲击值的绝对值(I-2)的值。

(硬度与韧性之间的平衡)

本实施方式以高强度、强度与韧性、延展性之间的平衡优异为目的，作为强度的基准，采用维氏硬度HV，作为韧性的基准，采用U型缺口试验片形状的夏比冲击试验值。并且，作为前提条件，常温下的U型缺口形状的夏比冲击试验值(I-1)为15J/cm²以上，且维氏硬度HV为110以上。并且，作为韧性与强度之间的平衡指数，将(I-1)的1/2次方的值与维氏硬度HV的乘积定义为特性关系式f7。规定f7＝(I-1)^1/2×HV至少为550以上，优选为600以上，更优选为650以上。

[表7]

工序A：实机制造工序(直接挤压、棒材)

[表8]

工序C：实验室中的挤压

[表9]

工序D：铸造(铸造用原材料的铸件的制作)

[表10]

工程E：实验室(棒材)

[表11]

工序F：实验室中的热锻

[表12]

[表13]

[表14]

[表15]

[表16]

[表17]

[表18]

[表19]

[表20]

[表21]

[表22]

[表23]

[表24]

[表25]

由上述测定结果，得到如下见解。

1)通过满足本实施方式的组成，且满足组成关系式f1～f3、组织关系式f4、组成/组织关系式f5，得到良好的切削性、切屑分断性(特性关系式f6、f6A)。并且，200℃时的韧性几乎不会下降，在约600℃得到良好的热加工性、13％IACS以上的高导电率、高强度、良好的韧性。并且，兼具强度与韧性之间的较高的平衡(特性关系式f7)。确认到可得到具有以上的优异的特性的热加工材料(热挤压材料、热锻材料)、铸件(合金No.S01、S02、S11～S31、各工序)。

2)当Cu含量为64.7质量％以上时，出现了γ相，韧性变低，切屑分断性也差(合金No.S51)。

3)当Si含量小于0.6质量％时，切屑分断性差。当Si含量大于0.60质量％时，切屑分断性变得良好，当Si含量超过0.75质量％时，切屑分断性变得进一步良好。当Si含量为1.30质量％以上时，出现了γ相，韧性变低(例如，合金No.S01、S51、S53、S56)。

4)当P为0.001质量％以下时，切屑分断性差。当含有超过0.001质量％的P时，切屑分断性变得良好，即使未观察到P化合物，也勉强通过规定的切屑分断性。当P含量超过0.010质量％时，切削性变得进一步良好。当存在含有P的化合物且能够用金相显微镜观察到含有P的化合物时，切屑分断性进一步提高。认为含有P及含有P的化合物的存在提高β相的切削性，也提高合金的切削性(例如合金No.S01、S23、S31、S55)。

5)当Pb含量超过0.001质量％、Bi含量超过0.001质量％且Bi和Pb的总含量(f2)为0.003质量％以上时，切削性良好。当Bi含量为0.002质量％以上、Pb含量为0.002质量％以上且Bi和Pb的总含量(f2)为0.005质量％以上、进一步为0.020质量％以上时，切削性变得进一步良好(合金No.S01、S14、S58)。即使Bi含量小于0.020质量％，只要f1～f5在规定的范围内，则也显示出良好的切屑分断性，尤其，200℃时的韧性几乎不会下降(例如合金No.S01、S11、S21、S22)。

6)确认到即使含有在实际操作中产生的不可避免的杂质，也不会对各种特性造成较大的影响(合金No.S12、S12.1、S12.4、S18、S24)。认为当含有超过不可避免的杂质的优选的范围的量的Fe、Mn、Co或Cr时，形成了Fe、Mn等与Si的金属间化合物。其结果，认为存在Fe等与Si的化合物，且有效地起作用的Si浓度减少，而且含有P的化合物的组成有可能发生了变化，切屑分断性变差(合金No.S12.3、S18.2)。认为当含有超过不可避免的杂质的优选的范围的量的Sn、Al时，出现了γ相，或β相减少，或β相的性质发生了变化。其结果，冲击值减少，平衡指数f7变低，切屑分断性变差(合金No.S12.5、S24.2)。

7)当组成关系式f1小于56.7时，β相量增加，韧性变低。并且，高速/高进给的条件下的切屑分断性变差。当f1大于59.7时，切屑分断变差(合金No.S54、S57)。

8)在0.08≤[Pb]+[Bi]＝f2＜0.13的情况下，当0.40＜f3＝[Bi]/([Pb]+[Bi])＜0.85时，200℃时的U冲击值较低，冲击值的热敏性(f8)变高，f8的值变小(合金No.S61)。

在0.13≤[Pb]+[Bi]的情况下，当0.33＜f3＝[Bi]/([Pb]+[Bi])时，200℃时的U冲击值较低，冲击值的热敏性(f8)变高，f8的值变小(合金No.S52、S60)。

在0.08≤[Pb]+[Bi]＜0.15的情况下，当f3＝[Bi]/([Pb]+[Bi])≤0.33时，200℃时的韧性几乎不会受损(例如，合金No.S01、S16)。

关于200℃的脆性灵敏度指数f8，实施例合金也显示出f8为0.65以上的较高值，不满足f3的比较例合金大多数为f8小于0.5(例如，合金No.S26、S61)。

9)当β相量(f4)小于17时，切屑分断性差(合金No.S57)。当f4大于75时，在高速/高进给的切削条件下，切屑分断性差，并且，韧性较低(合金No.S54)。当f4为30以上时，切屑分断指数f6变得良好，当f4为64以下时，高速/高进给的切削条件下的切屑分断性变得良好。并且，强度与韧性之间的平衡(f7)变高(例如，合金No.S01)。当含有γ相时，韧性下降(合金No.S51、S15.1)。

10)当不满足组成/组织关系式f5时，即使满足组成和其他关系式，切屑分断性也差(合金No.S59)。当f5为8.5以上、进一步为9.5以上时，切屑分断性进一步提高。在大多数实施例合金中，切屑分断指数f6满足0.35≤f6＝H2/H1≤0.65。同样地，通过使平均切屑厚度(f6A)也满足f1～f5，f6A成为进给量f的约1.1～约1.6倍，当f1～f5在优选范围内时，在大多数实施例合金中，f6A成为进给量f的约1.1～约1.4倍，确认到良好的切屑分断性及实施了良好的切削的情况(例如，合金No.S01)。

11)当包括冷却的热加工条件发生变化时，β相所占的比例发生了变化，根据情况，出现了γ相，对切削性、硬度、韧性、导电率造成了影响(例如，合金No.S01中各工序、S15、S26、S26.1)。

12)在含有0.010质量％以上的量的P的合金中，在热挤压后、热锻后的冷却工序中，当530℃至440℃的平均冷却速度为70℃/分钟以下时，确认到含有P的化合物的存在(合金No.S29)。当含有P的化合物的评价从“B”变为“A”时，切屑分断性提高(例如，合金No.S02中各工序、S21、S21.1)。

13)在热挤压后、热锻后的冷却工序中，当400℃至200℃的平均冷却速度小于5℃/分钟时，在一部分合金中，出现了γ相，冲击值变低。当400℃至200℃的平均冷却速度为75℃/分钟以上时，f7变大，切屑分断性提高(合金No.S15.1、S26.1、工序No.A2、C3、F4、F6)。

由上可知，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～f3、组织关系式f4、组成/组织关系式f5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，在本实施方式的易切削铜合金中，为了获得更优异的特性，能够通过使热挤压、热锻时的制造条件、热处理时的条件成为适当范围来实现。

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，且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、锭子、传感器、螺栓、螺帽、蜗齿轮、端子、接触式听筒、扩口螺帽、控制阀、关断阀、逆止阀、笔尖、嵌入式螺帽、盖型螺帽、螺纹接头、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，

含有超过59.7质量％且小于64.7质量％的Cu、超过0.60质量％且小于1.30质量％的Si、超过0.001质量％且小于0.20质量％的Pb、超过0.001质量％且小于0.10质量％的Bi及超过0.001质量％且小于0.15质量％的P，剩余部分由Zn及不可避免的杂质构成，

56.7≤f1＝[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.7，

0.003≤f2＝[Pb]+[Bi]＜0.25，

在0.13≤[Pb]+[Bi]＜0.25的情况下，0.01≤f3＝[Bi]/([Pb]+[Bi])≤0.33，

17≤f4＝β≤75，

2.根据权利要求1所述的易切削铜合金，其特征在于，

当利用工具对合金进行车削并观察沿着所产生的切屑的长度方向的剖面时，该切屑为切屑剖面呈之字形状的剪断型切屑，当在所述切屑中，将在进行所述车削时与所述工具接触的面作为切削面，将与所述切削面相对的面作为自由表面时，朝向所述自由表面的凸部和朝向所述切削面的凹部沿着所述切屑的长度方向交替存在，当将从所述切削面至所述凸部的顶点的高度的平均值设为H1，将从所述切削面至所述凹部的最深位置的距离的平均值设为H2时，0.25≤f6＝H2/H1≤0.80。

3.一种易切削铜合金，其特征在于，

含有60.5质量％以上且64.0质量％以下的Cu、0.75质量％以上且1.25质量％以下的Si、0.002质量％以上且小于0.15质量％的Pb、0.002质量％以上且小于0.05质量％的Bi及0.005质量％以上且小于0.10质量％的P，剩余部分由Zn及不可避免的杂质构成，

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

0.005≤f2＝[Pb]+[Bi]＜0.15，

在0.08≤[Pb]+[Bi]＜0.15的情况下，0.02≤f3＝[Bi]/([Pb]+[Bi])≤0.33，

30≤f4＝β≤64，

并且，金相组织中存在含有P的化合物。

4.根据权利要求3所述的易切削铜合金，其特征在于，

当利用工具对合金进行车削并观察沿着所产生的切屑的长度方向的剖面时，该切屑为切屑剖面呈之字形状的剪断型切屑，当在所述切屑中，将在进行所述车削时与所述工具接触的面作为切削面，将与所述切削面相对的面作为自由表面时，朝向所述自由表面的凸部和朝向所述切削面的凹部沿着所述切屑的长度方向交替存在，当将从所述切削面至所述凸部的顶点的高度的平均值设为H1，将从所述切削面至所述凹部的最深位置的距离的平均值设为H2时，0.35≤f6＝H2/H1≤0.65。

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，

电导率为13％IACS以上，当进行U型缺口形状的夏比冲击试验时，常温下的冲击试验值I-1为15J/cm²以上，且加热至200℃时的冲击试验值I-2为12J/cm²以上，且维氏硬度HV为110以上，表示常温下的冲击试验值与维氏硬度HV之间的平衡的f7＝(I-1)^1/2×HV为550以上，其中，所述常温下的冲击试验值I-1及所述加热至200℃时的冲击试验值I-2的单位为J/cm²。

6.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电气电子设备零件、机械零件、文具、玩具、仪器零件、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。

7.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、滑动零件及精密机械零件。

8.一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7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，