JP2021042462A - 快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】熱間加工性に優れ、強度が高く、強度と延性のバランスに優れ、鉛の含有量を大幅に減少させた快削性銅合金を提供する。【解決手段】Ｃｕ、Ｓｉ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｐを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量、Ｓｎ及びＡｌの合計量が所定値以下、組成関係式ｆ１，ｆ２を有し、α相、γ相、β相の面積率が、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の関係を有し、α相内にＢｉを含む粒子が存在し、β相内にＰを含む化合物が存在する。【選択図】なし

Description

本発明は、強度が高く、Ｐｂの含有量を大幅に減少させた快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法に関する。本発明は、自動車部品、電気・電子機器部品、機械部品、文具、玩具、摺動部品、計器部品、精密機械部品、医療用部品、飲料用器具・部品、排水用器具・部品、工業用配管部品、及び飲料水、工業用水、排水、水素などの液体や気体に係る部品に用いられる快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法に関連している。具体的な部品名称として、バルブ、継手、コック、給水栓、水栓金具、歯車、軸、軸受け、シャフト、スリーブ、スピンドル、センサー、ボルト、ナット、フレアナット、ペン先、インサートナット、袋ナット、ニップル、スペーサー、ねじなどが挙げられ、本発明は、これら切削が施される部品に用いられる快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法に関連している。

従来から、自動車部品、電気・家電・電子機器部品、機械部品、文具、精密機械部品、医療用部品、および飲料水、工業用水、排水、水素などの液体や気体に関わる器具・部品、具体的な部品名称として、バルブ、継手、歯車、センサー、ナット、ねじなどの部品には、優れた被削性を備えた、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｐｂ合金（いわゆる快削黄銅棒、鍛造用黄銅、鋳物用黄銅）、あるいはＣｕ−Ｓｎ−Ｚｎ−Ｐｂ合金（いわゆる青銅鋳物：ガンメタル）が一般的に使用されていた。
Ｃｕ−Ｚｎ−Ｐｂ合金は、５６〜６５ｍａｓｓ％のＣｕと、１〜４ｍａｓｓ％のＰｂを含有し、残部がＺｎである。Ｃｕ−Ｓｎ−Ｚｎ−Ｐｂ合金は、８０〜８８ｍａｓｓ％のＣｕと、２〜８ｍａｓｓ％のＳｎ、１〜８ｍａｓｓ％のＰｂを含有し、残部がＺｎである。

しかしながら、近年では、Ｐｂの人体や環境に与える影響が懸念されるようになり、各国でＰｂに関する規制の動きが活発化している。例えば、米国カリフォルニア州では、２０１０年１月より、飲料水器具等に含まれるＰｂ含有量を０．２５ｍａｓｓ％以下とする規制が発効されている。米国以外の国においても、その規制の動きは急速であり、Ｐｂ含有量の規制に対応した銅合金材料の開発が求められている。

また、その他の産業分野、自動車、電気・電子機器、機械などの産業分野においても、例えば、欧州のＥＬＶ規制、ＲｏＨＳ規制では、快削性銅合金のＰｂ含有量が例外的に４ｍａｓｓ％まで認められているが、飲料水の分野と同様、例外の撤廃を含め、Ｐｂ含有量の規制強化が活発に議論されている。

このような快削性銅合金のＰｂ規制強化の動向の中、（１）Ｐｂの代わりに被削性（被削性能、被削性機能）を有するＢｉと、場合によっては、Ｂｉと共にＳｅを含有するＣｕ−Ｚｎ−Ｂｉ合金、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｂｉ−Ｓｅ合金、（２）高濃度のＺｎを含有し、β相を増やして被削性の向上を図ったＣｕ−Ｚｎ合金、あるいは、（３）Ｐｂの代わりに被削性を有するγ相、κ相を多く含んだＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ合金、さらには（４）γ相を多く含み、かつＢｉを含有するＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ−Ｂｉ合金などが提唱されている。
例えば、特許文献１、及び、特許文献１２においては、Ｃｕ−Ｚｎ合金に、約１．０〜２．５ｍａｓｓ％のＳｎと、約１．５〜２．０ｍａｓｓ％のＢｉを添加して、γ相を析出させることにより、耐食性と被削性の改善を図っている。

しかしながら、Ｐｂの代わりにＢｉを含有させた合金に関して、Ｂｉは、被削性においてＰｂより劣ること、Ｂｉは、Ｐｂと同様に環境や人体に有害であるおそれがあること、Ｂｉは、希少金属であるので資源上の問題があること、Ｂｉは、銅合金材料を脆くする問題があることなどを含め、多くの問題を有している。
また、特許文献１に示すように、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ合金においてγ相を析出させたとしても、Ｓｎを含有させたγ相は、被削性を持つＢｉの共添加を必要としているように、被削性に劣る。

また、多量のβ相を含むＣｕ−Ｚｎの２元合金は、β相が被削性の改善に貢献するが、β相は、Ｐｂに比べ被削性が劣るので、到底、Ｐｂ含有快削性銅合金の代替にはなりえない。
そこで、快削性銅合金として、Ｐｂの代わりにＳｉを含有したＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金が、例えば特許文献２〜１１に提案されている。

特許文献２，３においては、主として、Ｃｕ濃度が６９〜７９ｍａｓｓ％、Ｓｉ濃度が２〜４ｍａｓｓ％でありＣｕ、Ｓｉ濃度が高い合金で形成されるγ相、場合によってはκ相の優れた被削性を有することにより、Ｐｂを含有させずに、又は、少量のＰｂの含有で、優れた被削性を実現させている。Ｓｎ，Ａｌを、それぞれ、０．３ｍａｓｓ％以上、０．１ｍａｓｓ％以上の量で含有することにより、被削性を有するγ相の形成をさらに増大、促進させ、被削性を改善させる。そして、多くのγ相の形成により、耐食性の向上を図っている。

特許文献４においては、０．０２ｍａｓｓ％以下の極少量のＰｂを含有させ、主として、Ｐｂ含有量を考慮し、単純にγ相、κ相の合計含有面積を規定することにより、優れた快削性を得るものとしている。
特許文献５には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金にＦｅを含有させた銅合金が提案されている。
特許文献６には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金にＳｎ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｍｎを含有させた銅合金が提案されている。

特許文献７には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、κ相を含むα相マトリックスを有し、β相、γ相及びμ相の面積率を制限した銅合金が提案されている。
特許文献８には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、κ相を含むα相マトリックスを有し、β相及びγ相の面積率を制限した銅合金が提案されている。
特許文献９には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、γ相の長辺の長さ、μ相の長辺の長さを規定した銅合金が提案されている。
特許文献１０には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金に、Ｓｎ及びＡｌを添加した銅合金が提案されている。
特許文献１１には、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、γ相をα相及びβ相の相境界の間に粒状に分布させることで、被削性を向上させた銅合金が提案されている。
特許文献１４には、Ｃｕ−Ｚｎ合金に、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｓｉを添加した銅合金が提案されている。

ここで、上述のＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金においては、特許文献１３及び非特許文献１に記載されているように、Ｃｕ濃度が６０ｍａｓｓ％以上、Ｚｎ濃度が４０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉ濃度が１０ｍａｓｓ％以下の組成に絞っても、マトリックスα相の他に、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相の１０種類の金属相、場合によっては、α’、β’、γ’を含めると１３種類の金属相が存在することが知られている。さらに、添加元素が増えると、金属組織はより複雑になることや、新たな相や金属間化合物が出現する可能性があること、また、平衡状態図から得られる合金と実際に生産されている合金では、存在する金属相の構成に大きなずれが生じることが経験上よく知られている。さらに、これらの相の組成は、銅合金のＣｕ、Ｚｎ、Ｓｉ等の濃度、および、加工熱履歴によっても、変化することがよく知られている。

ところで、Ｐｂを含有したＣｕ−Ｚｎ−Ｐｂ合金においては、Ｃｕ濃度が約６０ｍａｓｓ％であるのに対し、これら特許文献２〜９に記載されているＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金では、Ｃｕ濃度がいずれも６５ｍａｓｓ％以上であり、経済性の観点から、高価なＣｕの濃度の低減が望まれている。
特許文献１０においては、熱処理なしに優れた耐食性を得るために、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金に、ＳｎとＡｌを含有することを必須とし、かつ、優れた被削性を実現させるために、多量のＰｂ、またはＢｉを必要としている。
特許文献１１においては、Ｃｕ濃度が、約６５ｍａｓｓ％以上であり、鋳造性、機械的強度が良好なＰｂを含有しない銅合金鋳物であり、γ相によって被削性が改善されるとしており、Ｓｎ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｓｂ，Ｂを多量に含有した実施例が記載されている。

また、従来のＰｂが添加された快削性銅合金には、少なくとも１昼夜の間に切削のトラブルなしに、さらには、１昼夜の間に切削工具の交換や刃具の研磨などの調整なしに、高速で外周切削やドリル穴あけ加工などの切削加工できることが求められている。切削の難易度にもよるが、Ｐｂの含有量を大幅に低減させた合金においても、同等の被削性が求められている。

ここで、特許文献５においては、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金にＦｅを含有させているが、ＦｅとＳｉは、γ相より硬く脆いＦｅ−Ｓｉの金属間化合物を形成する。この金属間化合物は、切削加工時には切削工具の寿命を短くし、研磨時にはハードスポットが形成され外観上の不具合が生じるなど問題がある。また、Ｆｅは添加元素であるＳｉと結合し、Ｓｉは金属間化合物として消費されることから、合金の性能を低下させてしまう。
また、特許文献６においては、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金に、ＳｎとＦｅ，Ｃｏ，Ｍｎを添加しているが、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｍｎは、いずれもＳｉと化合して硬くて脆い金属間化合物を生成する。このため、特許文献５と同様に、切削や研磨時に問題を生じさせる。

国際公開第２００８／０８１９４７号 特開２０００−１１９７７５号公報 特開２０００−１１９７７４号公報 国際公開第２００７／０３４５７１号 特表２０１６−５１１７９２号公報 特開２００４−２６３３０１号公報 国際公開第２０１２／０５７０５５号 特開２０１３−１０４０７１号公報 国際公開第２０１９／０３５２２５号 特開２０１８−０４８３９７号公報 特表２０１９−５０８５８４号公報 国際公開第２００５／０９３１０８号 米国特許第４，０５５，４４５号明細書 特開２０１６−１９４１２３号公報

美馬源次郎、長谷川正治：伸銅技術研究会誌，２（１９６３），Ｐ．６２〜７７

本発明は、斯かる従来技術の問題を解決するためになされたものであり、熱間加工性に優れ、強度が高く、強度と延性のバランスに優れ、鉛の含有量を大幅に減少させた快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法を提供することを課題とする。
なお、本明細書において、特に断りのない限り、熱間加工材には、熱間押出材、熱間鍛造材、熱間圧延材を含んでいる。冷間加工性とは、抽伸、伸線、圧延、かしめ、曲げなど冷間で行われる加工の性能を指す。ドリル切削は、ドリルによる穴あけ切削加工を指す。良好な、優れた被削性とは、旋盤を用いた外周切削やドリル穴あけ加工時、切削抵抗が低く、切屑の分断性が良いこと、或いは優れることを指す。伝導性とは、電気伝導性、熱伝導性を指す。また、β相には、β’相を含み、γ相には、γ’相を含み、α相にはα’相を含む。冷却速度とは、ある温度範囲での平均の冷却速度を指す。さらに、Ｂｉを含む粒子は、Ｂｉ粒子と、ＢｉとＰｂの両方を含む粒子（ＢｉとＰｂの合金の粒子）を指し、単にＢｉ粒子と称することがある。１昼夜は、１日間を意味する。Ｐを含む化合物は、Ｐと、少なくともＳｉ及びＺｎのいずれか一方又は両方とを含む化合物、場合によっては、さらにＣｕを含む化合物や、さらに不可避不純物であるＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｏなどを含む化合物である。Ｐを含む化合物は、例えばＰ−Ｓｉ、Ｐ−Ｓｉ−Ｚｎ、Ｐ−Ｚｎ、Ｐ−Ｚｎ−Ｃｕなどの化合物である。Ｐを含む化合物は、ＰとＳｉ，Ｚｎを含む化合物とも言う。

上述の課題を解決して、前記目的を達成するために、本発明者ら鋭意検討した結果、以下のような知見を得た。
上述の特許文献４では、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、β相は、銅合金の被削性にほとんど貢献することなく、むしろ阻害するとされている。特許文献２、３では、β相が存在する場合、熱処理によりβ相をγ相に変化させるとされている。特許文献７、８、９においても、β相の量は大幅に制限されている。特許文献１、１２では、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ−Ｂｉ合金において、優れた耐脱亜鉛腐食性を実現させるために、耐食性に劣るβ相が制限されている。

本発明者らは、まず、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、従来の技術では、被削性への効果がないとされていたβ相に関し、鋭意研究を重ね、被削性に大きな効果があるβ相の組成を究明した。すなわち、適切な量のＣｕとＺｎに、適切な量のＳｉを含有させたＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金のβ相は、Ｓｉを含有しないβ相に比べ、被削性が著しく向上した。しかしながら、Ｓｉを含有するβ相であっても、切屑の分断性や、切削抵抗では、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有した快削黄銅との被削性の差は依然として大きかった。

そこで、その課題を解決するために、更なる金属組織面からの改善手段があることが分かった。
１つは、β相自身の被削性（被削性能、被削性機能）を向上させるために、さらにＰを含有させ、β相中へＰを固溶し、そして約０．３〜３μｍの大きさのＰとＳｉ，Ｚｎを含む化合物（例えばＰ−Ｓｉ、Ｐ−Ｚｎ、Ｐ−Ｓｉ−Ｚｎ、Ｐ−Ｚｎ−Ｃｕなど）を、適切な量のＳｉを含有したＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金のβ相に析出させた。この結果、β相の被削性はより一層向上した。
しかしながら、被削性を向上させたβ相は、延性や靭性に乏しい。β相の被削性を損なわずに延性の改善を図るため、適正なβ相とα相の量と、α相とβ相の分布、およびα相の結晶粒の形状を制御した。

より重要な改善点は、被削性に乏しいα相の被削性の向上である。Ｓｉを含有したＣｕ−Ｚｎ合金にＢｉを含有させると、Ｓｉの作用により、優先的にα相内に約０．１〜３μｍの大きさのＢｉ粒子を存在させることができる。これにより、α相の被削性が向上し、合金としての被削性が顕著に向上することを見出した。

以上のように、Ｓｉの含有により被削性が改善されたβ相と、Ｂｉの存在により被削性が改善されたα相と、そして、ごく少量のＰｂを含有させることにより、合金としての被削性を向上させることが可能であるとの知見を得た。勿論、前記のβ相内にＰを固溶させ、Ｐを含む化合物を存在させると、さらに合金としての被削性が向上する。そして、場合によっては少量のγ相を含有させることにより、従来の多量のＰｂを含有する銅合金に匹敵する快削性能を有する本発明の快削性銅合金を発明するに至った。

本発明の第１の態様である快削性銅合金は、５８．０ｍａｓｓ％超え６５．０ｍａｓｓ％未満のＣｕと、０．３０ｍａｓｓ％超え１．３０ｍａｓｓ％未満のＳｉと、０．００１ｍａｓｓ％超え０．２０ｍａｓｓ％以下のＰｂと、０．０２０ｍａｓｓ％超え０．１０ｍａｓｓ％以下のＢｉと、０．００１ｍａｓｓ％超え０．２０ｍａｓｓ％未満のＰを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
前記不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量は、０．４５ｍａｓｓ％未満であり、かつＳｎ及びＡｌの合計量は、０．４５ｍａｓｓ％未満であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％とした場合に、
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
の関係を有し、
金属組織は、α相およびβ相を含み、金属間化合物、析出物、酸化物、及び硫化物である非金属介在物を除いた金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、γ相の面積率を（γ）％、β相の面積率を（β）％とした場合に、
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
の関係を有し、
α相内にＢｉを含む粒子が存在していることを特徴とする。

本発明の第２の態様である快削性銅合金は、５９．５ｍａｓｓ％以上６４．５ｍａｓｓ％以下のＣｕと、０．５０ｍａｓｓ％超え１．２０ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．００３ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％未満のＰｂと、０．０３０ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％未満のＢｉと、０．０１０ｍａｓｓ％以上０．１４ｍａｓｓ％以下のＰを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
前記不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量は、０．３５ｍａｓｓ％以下であり、かつＳｎ及びＡｌの合計量は、０．３５ｍａｓｓ％以下であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％とした場合に、
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
の関係を有し、
金属組織は、α相、β相を含み、金属間化合物、析出物、酸化物、及び硫化物である非金属介在物を除いた金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、γ相の面積率を（γ）％、β相の面積率を（β）％とした場合に、
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
の関係を有し、
α相内にＢｉを含む粒子が存在し、かつβ相内にＰを含む化合物が存在していることを特徴とする。

本発明の第３の態様である快削性銅合金は、本発明の第１、２の態様の快削性銅合金において、前記β相中に含有されるＳｉ量が０．４ｍａｓｓ％以上１．７ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする。
本発明の第４の態様である快削性銅合金は、本発明の第１〜３の態様の快削性銅合金において、熱間加工材、または熱間加工材に冷間加工が施された材料、または熱間加工と、焼鈍と、冷間加工とが施された材料であり、電気伝導率が１４％ＩＡＣＳ以上であり、かつ、少なくとも引張強さＳ（Ｎ／ｍｍ^２）が４４０Ｎ／ｍｍ^２以上であって、強度と伸び（Ｅ％）とのバランスを示すｆ８＝Ｓ×（１００＋Ｅ）／１００が５８０以上であることを特徴とする。

本発明の第５の態様である快削性銅合金は、本発明の第１〜４の態様の快削性銅合金において、自動車部品、電気・電子機器部品、機械部品、文具、玩具、摺動部品、計器部品、精密機械部品、医療用部品、飲料用器具・部品、排水用器具・部品、工業用配管部品に用いられることを特徴とする。

本発明の第６の態様である快削性銅合金の製造方法は、本発明の第１〜５の態様の快削性銅合金の製造方法であって、１以上の熱間加工工程を有し、前記熱間加工工程のうち、最終の熱間加工工程においては、熱間加工温度が５３０℃超え６５０℃未満であり、熱間加工後の５３０℃から４５０℃までの温度領域における平均冷却速度が０．１℃／分以上５０℃／分以下であることを特徴とする。

本発明の第７の態様である快削性銅合金の製造方法は、本発明の第６の態様である快削性銅合金の製造方法において、冷間加工工程、矯正加工工程、及び焼鈍工程から選択される１以上の工程を更に有することを特徴とする。

本発明の第８の態様である快削性銅合金の製造方法は、本発明の第６，７の態様である快削性銅合金の製造方法において、前記熱間加工工程、前記冷間加工工程、前記矯正加工工程、及び前記焼鈍工程のうち、最終の工程の後に実施する低温焼鈍工程を更に有し、前記低温焼鈍工程では、保持温度が２５０℃以上４３０℃以下であり、保持時間が１０分以上２００分以下であることを特徴とする。

本発明の一態様によれば、熱間加工性に優れ、強度が高く、強度と延性のバランスに優れ、鉛の含有量を大幅に減少させた快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法を提供することができる。

実施形態における快削性銅合金の組織観察写真である。 実施例のうち、試験Ｎｏ．Ｔ０９の切削試験後の切屑の写真である。

以下に、本発明の実施形態に係る快削性銅合金及び快削性銅合金の製造方法について説明する。
本実施形態である快削性銅合金は、自動車部品、電気・電子機器部品、機械部品、文具、玩具、摺動部品、計器部品、精密機械部品、医療用部品、飲料用器具・部品、排水用器具・部品、工業用配管部品に用いられるものである。具体的には、バルブ、水栓金具、給水栓、継手、歯車、ねじ、ナット、センサー、圧力容器などの、自動車部品、電気・家電・電子部品、機械部品、および、飲料用水、工業用水、水素などの液体、または気体と接触する器具・部品に用いられるものである。

ここで、本明細書では、［Ｚｎ］のように括弧の付いた元素記号は当該元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示すものとする。
そして、本実施形態では、この含有量の表示方法を用いて、以下のように、組成関係式ｆ１及びｆ２を規定している。
組成関係式ｆ１＝［Ｃｕ］−４．７×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｂｉ］−０．５×［Ｐ］
組成関係式ｆ２＝［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］

さらに、本実施形態では、金属間化合物、析出物、酸化物、硫化物などの非金属介在物を除いた金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、β相の面積率を（β）％、γ相の面積率を（γ）％で示すものとする。各相の面積率は、各相の量、各相の割合、各相の占める割合とも言う。
そして、本実施形態では、以下のように、複数の組織関係式、及び、組成・組織関係式を規定している。
組織関係式ｆ３＝（α）
組織関係式ｆ４＝（β）
組織関係式ｆ５＝（γ）
組成・組織関係式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
組成・組織関係式ｆ７＝（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］−０．００２）^１／２×（（β）−７）^１／２×（［Ｓｉ］−０．１）^１／２

本発明の第１の実施形態に係る快削性銅合金は、５８．０ｍａｓｓ％超え６５．０ｍａｓｓ％未満のＣｕと、０．３０ｍａｓｓ％超え１．３０ｍａｓｓ％未満のＳｉと、０．００１ｍａｓｓ％超え０．２０ｍａｓｓ％以下のＰｂと、０．０２０ｍａｓｓ％超え０．１０ｍａｓｓ％以下のＢｉと、０．００１ｍａｓｓ％超え０．２０ｍａｓｓ％未満のＰを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、前記不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量が０．４５ｍａｓｓ％未満であり、かつ、Ｓｎ及びＡｌの合計量が０．４５ｍａｓｓ％未満であり、金属組織は、α相およびβ相を含み、上述の組成関係式ｆ１が５６．５≦ｆ１≦５９．５の範囲内、組成関係式ｆ２が０．０２５≦ｆ２＜０．２５の範囲内、組織関係式ｆ３が２０≦ｆ３＜８５の範囲内、組織関係式ｆ４が１５＜ｆ４≦８０の範囲内、組織関係式ｆ５が０≦ｆ５＜５の範囲内、組成・組織関係式ｆ６が８．０≦ｆ６≦１７．０の範囲内、組成・組織関係式ｆ７が０．９≦ｆ７≦４．０の範囲内とされており、α相内にＢｉを含む粒子が存在している。

本発明の第２の実施形態に係る快削性銅合金は、５９．５ｍａｓｓ％以上６４．５ｍａｓｓ％以下のＣｕと、０．５０ｍａｓｓ％超え１．２０ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．００３ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％未満のＰｂと、０．０３０ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％未満のＢｉと、０．０１０ｍａｓｓ％以上０．１４ｍａｓｓ％以下のＰ、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、前記不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量が０．３５ｍａｓｓ％以下であり、かつ、Ｓｎ，Ａｌの合計量が０．３５ｍａｓｓ％以下であり、金属組織は、α相およびβ相を含み、上述の組成関係式ｆ１が５６．８≦ｆ１≦５９．０の範囲内、組成関係式ｆ２が０．０４≦ｆ２≦０．１９の範囲内、組織関係式ｆ３が３０≦ｆ３≦７５の範囲内、組織関係式ｆ４が２５≦ｆ４≦７０の範囲内、組織関係式５が０≦ｆ５＜３の範囲内、組成・組織関係式ｆ６が１０．０≦ｆ６≦１４．０の範囲内、組成・組織関係式ｆ７が１．２≦ｆ７≦３．０の範囲内とされており、α相内にＢｉを含む粒子が存在し、かつ、β相内にＰを含む化合物が存在している。

ここで、本発明の第１、２の実施形態である快削性銅合金においては、前記β相中に含有されるＳｉ量が０．４ｍａｓｓ％以上１．７ｍａｓｓ％以下であることが好ましい。
さらに、電気伝導率が１４％ＩＡＣＳ以上であり、かつ、少なくとも引張強さＳ（Ｎ／ｍｍ^２）が４４０Ｎ／ｍｍ^２以上であって、引張強度と伸び（Ｅ％）とのバランスを示す特性関係式ｆ８＝Ｓ×（１００＋Ｅ）／１００が５８０以上であることが好ましい。

以下に、成分組成、組成関係式ｆ１，ｆ２、組織関係式ｆ３，ｆ４，ｆ５、組成・組織関係式ｆ６，ｆ７、特性関係式ｆ８等を、上述のように規定した理由について説明する。

＜成分組成＞
（Ｃｕ）
Ｃｕは、本実施形態の合金の主要元素であり、本発明の課題を克服するためには、少なくとも５８．０ｍａｓｓ％超えのＣｕを含有する必要がある。Ｃｕ含有量が、５８．０ｍａｓｓ％以下の場合、Ｓｉ，Ｚｎ，Ｐ，Ｐｂ，Ｂｉの含有量や、製造プロセスにもよるが、β相の占める割合が８０％を超え、材料としての延性に劣る。よって、Ｃｕ含有量の下限は、５８．０ｍａｓｓ％超えであり、好ましくは５８．５ｍａｓｓ％以上、より好ましくは５９．５ｍａｓｓ％以上であり、さらに好ましくは６０．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｕ含有量が６５．０ｍａｓｓ％以上であると、Ｓｉ，Ｚｎ，Ｐ，Ｐｂ，Ｂｉの含有量や、製造プロセスにもよるが、β相の占める割合が少なくなり、γ相の占める割合が多くなる。場合によっては、μ相が出現する。従って、Ｃｕ含有量は、６５．０ｍａｓｓ％未満であり、好ましくは６４．５ｍａｓｓ％以下、より好ましくは６４．０ｍａｓｓ％以下である。

（Ｓｉ）
Ｓｉは、本実施形態である快削性銅合金の主要な元素であり、Ｓｉは、κ相、γ相、μ相、β相、ζ相などの金属相の形成に寄与する。Ｓｉは、本実施形態の合金の被削性、強度、鋳造性、熱間加工性、耐摩耗性、耐応力腐食割れ性を向上させる。
また、Ｓｉの含有によって、被削性、特にβ相の被削性が向上し、α相、β相が固溶強化されるため、合金が強化され、合金の延性や靭性にも影響を与える。そしてＳｉの含有は、α相の導電率を低くするが、β相の形成により、合金の導電率を向上させる。

合金として優れた被削性を有し、高い強度を得て、鋳造性、熱間加工性を向上させるためには、Ｓｉは０．３０ｍａｓｓ％を超えた量で含有する必要がある。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４０ｍａｓｓ％超えであり、より好ましくは０．５０ｍａｓｓ％超え、さらに好ましくは０．７０ｍａｓｓ％以上である。すなわち、合金のＳｉ濃度が高いほど、β相に含有するＳｉ濃度が高くなり、被削性、強度、熱間加工性が向上する。
熱間加工性に関し、Ｓｉの含有により、約５００℃の比較的低温から、α相、β相の熱間変形能を高め、熱間変形抵抗を低くする。その結果、合金の熱間変形能を高め、熱間変形抵抗を低くする。
ところで、α相とβ相からなるＣｕ−Ｚｎ合金に、Ｓｉを０．３０ｍａｓｓ％超え、好ましくは０．５０ｍａｓｓ％を超えた量で含有させると、Ｂｉが少量であっても、Ｂｉ粒子がα相内に存在するようになる。さらにＳｉを多く含有させると、Ｂｉ粒子がα相内に存在する頻度が高くなる。鋳造時の冷却中、熱間加工中、熱間加工後において、Ｂｉを含む銅合金の温度が約２７０℃以上であると、合金中のＢｉは、液状（溶融状態）で存在する。Ｓｉを含まない場合、α相とβ相からなるＣｕ−Ｚｎ−Ｂｉ合金では、Ｂｉ粒子は、主としてα相とβ相の相境界、或いはβ相内に存在する。Ｓｉの作用により、Ｂｉ粒子をα相内に存在させることができるので、α相の被削性を向上させることが可能となっている。

一方、Ｓｉ含有量が多すぎると、γ相が過多になり、場合によっては、κ相、μ相が出現する。γ相は、合金の被削性を向上させるが、β相より延性、靭性に劣り、合金の延性を低下させる。γ相が過多であると、却って被削性を低下させ、ドリル切削時のスラストが悪くなる。Ｓｉの増量（Ｓｉ含有量を増やすこと）は合金の導電率を悪くする。本実施形態では、優れた被削性、高い強度と共に良好な延性、及び電気部品等を対象としていることから伝導性を兼ね備えることも目標としている。したがって、Ｓｉ含有量の上限は、１．３０ｍａｓｓ％未満であり、好ましくは１．２０ｍａｓｓ％以下、より好ましくは１．１０ｍａｓｓ％以下である。製造プロセスやＣｕ濃度、不可避不純物にもよるが、Ｓｉ含有量が、おおよそ１．０ｍａｓｓ％より少なくなると、γ相は、存在しなくなるが、β相の占める割合を増やし、ＢｉとＰｂを少量含有することにより、優れた被削性を確保でき、強度と延性のバランスに優れるようになる。

前記の範囲の量のＣｕとＺｎとＳｉの含有によって形成されるβ相は、優れた被削性を有し、Ｓｉは優先的にβ相に配分されるので、少量のＳｉの含有で効果を発揮する。また、Ｃｕ−Ｚｎ合金にＳｉを含有させると、Ｂｉを含む粒子（以後、Ｂｉ粒子と称す）がα相内に存在しやすくなり、被削性に乏しいα相の被削性を向上させることができる。被削性に優れるβ相の組成としては、例えばＣｕが約５９ｍａｓｓ％、Ｓｉが約１ｍａｓｓ％、Ｚｎが約４０ｍａｓｓ％の組成が挙げられる。α相の組成としては、例えばＣｕが約６８ｍａｓｓ％、Ｓｉが約０．６ｍａｓｓ％、Ｚｎが約３１ｍａｓｓ％の組成が挙げられる。本実施形態の組成範囲で、α相も、Ｓｉの含有により被削性は改善されるが、その改善の度合いはβ相に比べはるかに小さい。α相内に被削性に優れたＢｉ粒子を存在させることにより、α相の被削性を向上させることができる。

Ｃｕ−Ｚｎの２元合金ベースに、第３、第４の元素を含有させると、また、その元素の量を増減させると、β相の特性、性質は、変化する。特許文献２〜５に記載されているように、Ｃｕが約６９ｍａｓｓ％以上、Ｓｉが約２ｍａｓｓ％以上、残部がＺｎの合金で存在するβ相と、例えば、Ｃｕが約６２ｍａｓｓ％、Ｓｉが約０．８ｍａｓｓ％、残部がＺｎの合金で、生成するβ相とは、同じβ相であっても、特性や性質が異なる。さらに、不可避不純物が多く含まれると、β相の性質も変化し、場合によっては、被削性を含む特性が、低下することがある。同様にγ相の場合、形成されるγ相も主要元素の量や配合割合が異なると、γ相の性質は相違し、不可避不純物が多く含まれると、γ相の性質も変化する。そして、同じ組成であっても、温度などの製造条件によって、存在する相の種類、または、相の量、各相への各元素の分配が変化する。

（Ｚｎ）
Ｚｎは、Ｃｕ、Ｓｉとともに本実施形態である快削性銅合金の主要構成元素であり、被削性、強度、高温特性、鋳造性を高めるために必要な元素である。なお、Ｚｎは残部としているが、強いて記載すれば、Ｚｎ含有量は約４１．５ｍａｓｓ％より少なく、好ましくは約４０．５ｍａｓｓ％より少なく、約３２．５ｍａｓｓ％より多く、好ましくは３３．５ｍａｓｓ％より多い。

（Ｐｂ）
本実施形態においては、Ｓｉを含有したβ相によって被削性に優れるようになるが、さらに少量のＰｂ、および少量のＢｉの含有によって、優れた被削性が達成される。本実施形態の組成において、Ｐｂは、約０．００１ｍａｓｓ％の量がマトリックスに固溶し、それを超えた量のＰｂは直径が約０．１〜約３μｍの粒子として存在する。ＰｂとＢｉとの共添加で、主としてＰｂとＢｉを含んだ粒子（Ｂｉを含む粒子）として存在する。Ｐｂは、微量で被削性に効果があり、Ｂｉの含有と相まって、０．００１ｍａｓｓ％超えの含有量で効果を発揮する。Ｐｂ含有量は、好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｐｂは、人体に有害であり、合金の延性、冷間加工性への影響もある。本実施形態においては、特に、現段階では環境や人体への影響が不明なＢｉを少量含有させるため、Ｐｂの量は、自ずと制限する必要がある。よって、Ｐｂの量は、０．２０ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは０．１０ｍａｓｓ％未満、より好ましくは０．０８ｍａｓｓ％未満である。ＰｂとＢｉは、各々単独で存在する場合もあるが、多くは共存し、共存してもＰｂ、Ｂｉの被削性の効果は損なわれない。

（Ｂｉ）
Ｂｉは、約０．００１ｍａｓｓ％の量がマトリックスに固溶し、それを超えた量のＢｉは直径が約０．１〜約３μｍの粒子として存在する。本実施形態においては、人体に有害なＰｂの量を０．２０ｍａｓｓ％以下に制限し、かつ、優れた被削性を目標としている。本実施形態において、Ｓｉの作用により、Ｂｉ粒子を、優先的にα相内に存在させ、α相の被削性を改善する。さらに、Ｓｉ，Ｐの含有により被削性が大幅に改善されたβ相と相まって、合金として高度な被削性を有することが可能となった。Ｂｉによる被削性を改善する機能は、Ｐｂより劣るとされていたが、本実施形態においてはＰｂと同じ、またはＰｂを超える効果を発揮することが、究明された。

α相の被削性を改善するためには、α相内に、Ｂｉ粒子が存在し、そしてＢｉ粒子の存在頻度を高める必要があり、合金として高度な被削性を有するためには、少なくとも０．０２０ｍａｓｓ％超えのＢｉが必要である。Ｂｉ含有量は、好ましくは、０．０３０ｍａｓｓ％以上である。Ｂｉの環境や人体への影響は現段階では不明であるが、環境や人体への影響を鑑み、Ｂｉの量は、０．１０ｍａｓｓ％以下とし、好ましくは０．１０ｍａｓｓ％未満とし、かつ、ＰｂとＢｉの合計含有量（後述する組成関係式ｆ２）を、０．２５ｍａｓｓ％未満とする。Ｃｕ、Ｚｎ、Ｓｉ、Ｐの含有量、β相の量、金属組織の要件をより適切にすることにより、Ｂｉが少量で、非常に限定された量であっても、合金として優れた被削性を得ることが可能になる。なお、α相内以外にもＢｉ粒子が存在することがあるが、その場合においても、Ｂｉは、Ｐｂによる被削性を改善する効果より小さいが、合金の被削性を向上させる。

（Ｐ）
Ｐは、Ｓｉを含有し主としてα相とβ相からなるＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、β相に優先的に配分される。Ｐに関しては、まず、β相中へのＰの固溶により、Ｓｉを含有したβ相の被削性を向上させることができる。そして、Ｐの含有と製造プロセスによって、平均で直径０．３〜３μｍの大きさのＰを含む化合物が形成される。これらの化合物により、外周切削の場合、主分力、送り分力、背分力の３分力を低下させ、ドリル切削の場合では、特にトルクを引き下げる。外周切削の３分力と、ドリル切削のトルクと、切屑形状とは、連動しており、３分力、トルクが小さいほど、切屑は分断される。

Ｐを含む化合物は、熱間加工中には形成されない。Ｐは、熱間加工中、β相中に固溶する。そして、熱間加工後の冷却過程において、ある臨界の冷却速度以下で、主としてβ相内に、Ｐを含む化合物が析出する。α相中に、Ｐを含む化合物が析出することはほとんどない。金属顕微鏡で観察すると、Ｐを含む析出物は、小さな粒状の粒子で、平均粒子径は約０．３〜３μｍである。そして、その析出物を含有したβ相は、さらに優れた被削性を備えることができる。Ｐを含む化合物は、切削工具の寿命にほとんど影響を与えず、合金の延性や靭性をほとんど阻害しない。Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｏと、Ｓｉ，Ｐを含む化合物は、合金の強度や耐摩耗性の向上に寄与するが、合金中のＳｉ，Ｐを消費し、合金の切削抵抗を高め、切屑の分断性を低下させ、工具寿命を悪くし、延性も阻害する。
またＰは、Ｓｉとの共添加で、Ｂｉを含む粒子を、α相内に存在させやすくする働きがあり、α相の被削性の向上に貢献している。

これらの効果を発揮するためには、Ｐの含有量の下限は０．００１ｍａｓｓ％超えであり、好ましくは０．００３ｍａｓｓ％以上、より好ましくは０．０１０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは０．０２０ｍａｓｓ％以上である。０．０１０ｍａｓｓ％を超える量のＰを含有することにより、Ｐを含む化合物の存在が、倍率５００倍の金属顕微鏡で観察できるようになる。
一方、Ｐを、０．２０ｍａｓｓ％以上の量で含有させると、析出物が粗大化して被削性への効果が飽和するだけでなく、β相中のＳｉ濃度が低下し、被削性が悪くなり、延性や靭性も低下する。このため、Ｐの含有量は、０．２０ｍａｓｓ％未満であり、好ましくは０．１４ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．１０ｍａｓｓ％以下である。Ｐの含有量は、０．０５ｍａｓｓ％未満でも、β相へのＰの固溶と、十分な量のＰを含む化合物を形成する。

なお、例えばＰとＳｉの化合物は、Ｍｎ，Ｆｅ，Ｃｒ，ＣｏなどＳｉやＰと化合しやすい元素の量が増えると、徐々に化合物の組成比も変化する。すなわち、β相の被削性を顕著に向上させるＰを含む化合物から、徐々に被削性に効果の少ない化合物に変化する。従って、少なくともＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計含有量を０．４５ｍａｓｓ％未満、好ましくは０．３５ｍａｓｓ％以下にしておく必要がある。

（不可避不純物、特にＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒ／Ｓｎ，Ａｌ）
本実施形態における不可避不純物としては、例えばＭｎ，Ｆｅ，Ａｌ，Ｎｉ，Ｍｇ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｓｎ，Ｃｏ，Ｃａ，Ｚｒ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｉｎ，Ｗ，Ｍｏ，Ｂ，Ａｇ及び希土類元素等が挙げられる。
従来から快削性銅合金、特にＺｎを約３０ｍａｓｓ％以上の量で含む快削黄銅は、電気銅、電気亜鉛など、良質な原料が主原料ではなく、リサイクルされる銅合金が主原料となる。当該分野の下工程（下流工程、加工工程）において、ほとんどの部材、部品に対して切削加工が施され、材料１００に対して４０〜８０の割合で多量に廃棄される銅合金が発生する。例えば切屑、端材、バリ、湯道、および製造上の不良を含む製品などが挙げられる。これら廃棄される銅合金が、主たる原料となる。切削切屑、端材などの分別が不十分であると、Ｐｂが添加された快削黄銅、Ｐｂを含有しないがＢｉなどが添加されている快削性銅合金、或いは、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ａｌを含有する特殊黄銅合金、その他の銅合金から、Ｐｂ，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｓｎ，Ｐ，Ｓｂ，Ａｓ，Ｂｉ，Ｃａ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｎｉおよび希土類元素が、原料として混入する。また切削切屑には、工具から混入するＦｅ，Ｗ，Ｃｏ，Ｍｏなどが含まれる。廃材は、めっきされた製品を含むため、Ｎｉ，Ｃｒ、Ｓｎが混入する。また、電気銅の代わりに使用される純銅系のスクラップの中には、Ｍｇ，Ｓｎ，Ｆｅ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｃｏ，Ｉｎ，Ｎｉ，Ｓｅ，Ｔｅが混入する。電気銅や電気亜鉛の代わりに使用される黄銅系のスクラップには、特に、Ｓｎがメッキされていることが度々あり、高濃度のＳｎが混入する。

資源の再使用の点と、コスト上の問題から、少なくとも特性に悪影響を与えない範囲で、これらの元素を含むスクラップは、原料として使用される。なお、ＪＩＳ規格（ＪＩＳ Ｈ ３２５０）のＰｂが添加された快削黄銅棒Ｃ３６０４において、必須元素のＰｂを約３ｍａｓｓ％の量で含有し、さらに不純物として、Ｆｅ量は０．５ｍａｓｓ％以下、Ｆｅ＋Ｓｎ（ＦｅとＳｎの合計量）は、１．０ｍａｓｓ％まで許容されている。またＪＩＳ規格（ＪＩＳ Ｈ ５１２０）のＰｂが添加された黄銅鋳物において、必須元素のＰｂを約２ｍａｓｓ％の量で含有し、さらに、残余成分の許容限度として、Ｆｅ量は０．８ｍａｓｓ％、Ｓｎ量は１．０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ量は０．５ｍａｓｓ％、Ｎｉ量は１．０ｍａｓｓ％以下とされている。市販のＣ３６０４で、ＦｅとＳｎの合計含有量はおおよそ０．５ｍａｓｓ％であり、さらに高い濃度のＦｅやＳｎが快削黄銅棒に含有されていることがある。

Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒは、Ｃｕ−Ｚｎ合金のα相、β相、γ相にある濃度まで固溶するが、そのときＳｉが存在すると、Ｓｉと化合しやすく、場合によってはＳｉと結合し、被削性に有効なＳｉを消費させる恐れがある。そして、Ｓｉと化合したＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒは、金属組織中にＦｅ−Ｓｉ化合物，Ｍｎ−Ｓｉ化合物，Ｃｏ−Ｓｉ化合物，Ｃｒ−Ｓｉ化合物を形成する。これらの金属間化合物は非常に硬いので、切削抵抗を上昇させるだけでなく、工具の寿命を短くする。このため、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの量は、制限しておく必要があり、それぞれの含有量は、０．３０ｍａｓｓ％未満が好ましく、より好ましくは０．２０ｍａｓｓ％未満であり、０．１５ｍａｓｓ％以下がさらに好ましい。特に、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｃｒの含有量の合計は、０．４５ｍａｓｓ％未満とする必要があり、好ましくは０．３５ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．２５ｍａｓｓ％以下であり、さらに好ましくは０．２０ｍａｓｓ％以下である。

一方、快削性黄銅や、めっきが施された廃製品などから混入するＳｎ，Ａｌは、本実施形態の合金においてγ相の形成を促進させ、一見被削性に有用であるように思われる。しかしながら、ＳｎとＡｌは、Ｃｕ，Ｚｎ，Ｓｉで形成されるγ相本来の性質も変化させる。また、Ｓｎ，Ａｌは、α相より、β相に多く配分され、β相の性質を変化させる。その結果、合金の延性や靭性の低下、被削性の低下を引き起こすおそれがある。そのため、Ｓｎ、Ａｌの量も制限しておくことが必要である。Ｓｎの含有量は、０．４０ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．３０ｍａｓｓ％未満がより好ましく、０．２５ｍａｓｓ％以下がさらに好ましい。Ａｌの含有量は、０．２０ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．１５ｍａｓｓ％未満がより好ましく、０．１０ｍａｓｓ％以下がさらに好ましい。特に、被削性、延性への影響を鑑み、Ｓｎ，Ａｌの含有量の合計は、０．４５ｍａｓｓ％未満にする必要があり、好ましくは０．３５ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．３０ｍａｓｓ％以下であり、０．２５ｍａｓｓ％以下がさらに好ましい。

その他の主要な不可避不純物元素として、経験的に、Ｎｉはメッキ製品などのスクラップからの混入が多いが、特性に与える影響は前記のＦｅ，Ｍｎ，Ｓｎ等に比べて小さい。ＦｅやＳｎが多少混入したとしても、Ｎｉの含有量が０．３ｍａｓｓ％未満であれば特性への影響は小さく、Ｎｉの含有量は０．２ｍａｓｓ％以下がより好ましい。Ａｇについては、一般的にＡｇはＣｕとみなされ、諸特性への影響がほとんどないことから、特に制限する必要はないが、Ａｇの含有量は、０．１ｍａｓｓ％未満が好ましい。Ｔｅ，Ｓｅは、その元素自身が快削性を有し、稀であるが多量に混入する恐れがある。延性や衝撃特性への影響を鑑み、Ｔｅ，Ｓｅの各々の含有量は、０．２ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．０５ｍａｓｓ％以下がより好ましく、０．０２ｍａｓｓ％以下がさらに好ましい。また、耐食性黄銅には、黄銅の耐食性を向上させるためにＡｓやＳｂが含まれているが、延性や衝撃特性への影響を鑑み、Ａｓ，Ｓｂの各々の含有量は、０．０５ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．０２ｍａｓｓ％以下が好ましい。

その他の元素であるＭｇ，Ｃａ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｉｎ，Ｗ，Ｍｏ，Ｂ，および希土類元素等のそれぞれの含有量は、０．０５ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．０３ｍａｓｓ％未満がより好ましく、０．０２ｍａｓｓ％未満がさらに好ましい。
なお、希土類元素の含有量は、Ｓｃ，Ｙ，Ｌａ、Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｔｂ，及びＬｕの１種以上の合計量である。
以上、これら不可避不純物の合計量は、１．０ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．８ｍａｓｓ％未満がより好ましく、０．７ｍａｓｓ％未満がさらに好ましい。

（組成関係式ｆ１）
組成関係式ｆ１＝［Ｃｕ］−４．７×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｐｂ］＋０．５×［Ｂｉ］−０．５×［Ｐ］は、組成と金属組織の関係を表す式で、各々の元素の量が上記に規定される範囲にあっても、この組成関係式ｆ１を満足しなければ、本実施形態が目標とする諸特性を満足できない。組成関係式ｆ１が５６．５未満であると、製造プロセスを工夫したとしても、β相の占める割合が多くなり、延性が悪くなる。よって、組成関係式ｆ１の下限は、５６．５以上であり、好ましくは５６．８以上であり、より好ましくは５７．０以上である。組成関係式ｆ１がより好ましい範囲になるにしたがって、α相の占める割合が増え、優れた被削性を保持するとともに、良好な延性、冷間加工性、耐応力腐食割れ性を備えることができる。

一方、組成関係式ｆ１の上限は、β相の占める割合、または、γ相の占める割合、そして凝固温度範囲に影響し、組成関係式ｆ１が５９．５より大きいと、β相の占める割合が少なくなり、優れた被削性が得られない。同時にγ相の占める割合が多くなり、延性が低下し、強度も下がる。場合によっては、μ相が析出する。そして凝固温度範囲が２５℃を超え、引け巣やざく巣などの鋳造欠陥が発生しやすくなる。よって、組成関係式ｆ１の上限は、５９．５以下であり、好ましくは５９．０以下であり、より好ましくは５８．８以下であり、さらに好ましくは５８．４以下である。
また、約６００℃の熱間加工性に関しても、組成関係式ｆ１は深くかかわっており、組成関係式ｆ１が５６．５より小さいと、熱間変形能に問題が生じる。組成関係式ｆ１が５９．５より大きいと、熱間変形抵抗が高くなり、６００℃での熱間加工が困難になる。

本実施形態である快削性銅合金は、切削時の抵抗を低くし、切屑を細かく分断させるという一種の脆さが求められる被削性と、延性との全く相反する特性を備えたものであるが、組成だけでなく、組成関係式ｆ１，ｆ２および、後述する組織関係式ｆ３〜ｆ５、組成・組織関係式ｆ６，ｆ７を、詳細に議論することにより、より目的や用途に合った合金を提供することができる。
なお、Ｓｎ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｆｅ，Ｍｎおよび別途規定した不可避不純物については、不可避不純物として扱われる範疇の範囲内であれば、組成関係式ｆ１に与える影響が小さいことから、組成関係式ｆ１では規定していない。

（組成関係式ｆ２）
本実施形態においては、少量のＰｂ、Ｂｉの含有、かつ限定された量のＰｂ、Ｂｉで、優れた被削性を得ることを目的としている。本実施形態でのＢｉは、主として、α相の被削性の改善効果に発揮され、Ｐｂと同等以上の被削性の効果がある。被削性を向上させる効果として簡潔に表すために、Ｐｂ、Ｂｉを各々単独で規定するだけでは不十分であり、組成関係式ｆ２＝［Ｐｂ］＋［Ｂｉ］として規定する。
優れた被削性を得るためには、少なくともｆ２は、０．０２５以上であり、好ましくは、０．０３以上である。切削速度が速くなる場合、送りが大きくなる場合、外周切削の切込深さが深くなる場合、ドリル穴径が大きくなる場合などのように、切削条件が厳しくなる場合は、ｆ２は、より好ましくは０．０４以上であり、さらに好ましくは０．０５以上である。上限は、ｆ２が大きいほど、被削性は向上するが、本実施形態においては、Ｂｉの環境や人体への影響度をＰｂと同列に捉えているので、合計含有量で制限する必要がある。環境や人体への影響を鑑み、ｆ２は、０．２５未満が好ましく、より好ましくは、０．１９以下である。前記Ｓｉの含有によって、被削性が顕著に改善されたβ相の効果が絶大で、少量のＢｉ、Ｐｂの含有で優れた被削性を備えることができる。

（特許文献との比較）
ここで、上述した特許文献１〜１４に記載されたＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金と本実施形態の合金との組成を比較した結果を表１，２に示す。
本実施形態と特許文献１、１２とは、Ｓｎの含有量が異なっており、実質的に多量のＢｉを必要としている。
本実施形態と特許文献２〜９とは、主要元素であるＣｕ、Ｓｉの含有量が異なっており、Ｃｕを多量に必要としている。
特許文献２〜４、７〜９では、金属組織においてβ相は、被削性を阻害するとして、好ましくない金属相として挙げられている。そして、β相が存在する場合、熱処理によって、被削性に優れるγ相に、相変化させることが好ましいとされている。
特許文献４、７〜９では、許容できるβ相の量が記載されているが、β相の面積率は、最大で５％である。
特許文献１０では、耐脱亜鉛腐食性を向上させるために、ＳｎとＡｌを少なくとも、各々０．１ｍａｓｓ％以上の量で含有し、優れた被削性を得るためには、多量のＰｂ、Ｂｉの含有を必要としている。
特許文献１１では、Ｃｕを６５ｍａｓｓ％以上の量で必要とし、Ｓｉの含有とともに、Ａｌ，Ｓｂ，Ｓｎ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｂ等を微量含有させることにより、良好な機械的性質、鋳造性を備えた耐食性を有する銅合金の鋳物である。
特許文献１４では、Ｂｉを含有せず、Ｓｎを０．２０ｍａｓｓ％以上の量で含有し、７００℃〜８５０℃の高温に保持し、次いで熱間押出するとしている。
さらにいずれの特許文献においても、本実施形態で必須の要件である、Ｓｉを含有するβ相が被削性に優れていること、少なくともβ相の量が１５％を超えて必要であること、β相の被削性の向上にＰが有効であり、β相内に微細なＰとＳｉ、Ｚｎの化合物が存在すること、Ｂｉを含む粒子がα相内に存在していることに関し、何も開示されておらず示唆もされていない。

＜金属組織＞
Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金には、１０種類以上の相が存在し、複雑な相変化が起こり、組成範囲、元素の関係式だけでは、目的とする特性が必ずしも得られない。最終的には金属組織に存在する相の種類とその面積率の範囲を特定し、決定することによって、目的とする特性を得ることができる。そこで、以下のように、組織関係式、及び、組成・組織関係式を規定している。
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、組織関係式ｆ５）
特許文献２〜９に記載されているように、γ相は、Ｃｕ濃度が約６９〜約８０ｍａｓｓ％、Ｓｉ濃度が約２〜約４ｍａｓｓ％のＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、被削性に最も貢献する相である。本実施形態においても、γ相は被削性に貢献することが確認できたが、延性と強度とのバランスを優れたものにするためには、γ相を大幅に制限しなければならない。具体的には、γ相の占める割合を５％以上にすると、良好な延性や靭性が得られない。γ相は、少量で、ドリル切削のトルクを低くし、切屑の分断性をよくする作用があるが、γ相が多く存在すると、スラスト抵抗値、外周切削の抵抗値を高くする。β相が１５％超えの量（面積率、以下、相の量の単位は面積率である）で存在することを前提に、γ相の被削性への効果は、γ相の量の１／２乗の値に相当し、少量のγ相が含有する場合では、被削性への改善効果は大きいが、γ相の量を増やしても被削性の改善効果は減少していく。同時に、γ相の増加は、β相の減少につながる。延性と、ドリル切削や外周切削の切削抵抗を考慮に入れると、γ相の占める割合は、５％未満にする必要がある。さらにはγ相の面積率は、３％未満であることが好ましく、１％未満であることがより好ましい。γ相が存在しない、すなわち、（γ）＝０の場合でも、Ｓｉを含有するβ相を後述の割合で存在させ、かつＰｂとＢｉを含有させることにより、優れた被削性が得られる。

（β相、組織関係式ｆ４）
γ相を制限し、κ相、μ相を皆無、または含まず、優れた被削性を得るためには、最適なＳｉ量とＣｕ、Ｚｎの量との配合割合、β相の量、β相に固溶するＳｉ量が重要となる。なお、ここで、β相には、β’相が含まれる。
本実施形態における組成範囲にあるβ相は、α相に比べると延性に乏しいが、延性や靭性の面からは、大きな制約を受けるγ相に比べると、遥かに延性に富み、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金のκ相、μ相と比べても延性に富む。したがって、延性の点から、比較的多くのβ相を含有させることができる。また、β相は、高濃度のＺｎとＳｉを含有するにも関わらず、良好な伝導性を得ることができる。但し、β相やγ相の量は、組成だけでなく、プロセスに大きく影響される。

本実施形態の快削性銅合金であるＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ−Ｐ−Ｐｂ−Ｂｉ合金において、Ｐｂ、Ｂｉの含有量を最小限に留めながら良好な被削性にするためには、少なくとも、β相は、１５％超えの面積率で必要であり、β相の面積率は、好ましくは、２５％以上であり、より好ましくは３０％以上であり、さらに好ましくは、４０％以上である。γ相の量が０％であっても、β相が約１５％超えの面積率で存在すると、良好な被削性を備えることができる。β相の量が約５０％、被削性に乏しいα相の占める割合が約５０％であっても、Ｓｉを含有したβ相が１００％の合金と比較しても、高いレベルで被削性が維持され、かつ、良好な延性と強度を得ることができる。例えば、約１ｍａｓｓ％のＳｉを含み、かつ、β相内にＰを含む化合物が存在するβ相と、良好な延性を持つ軟らかなα相が共存する場合、軟らかなα相が、クッション材のような役割を果たす、或いは、α相と硬質のβ相の相境界が切屑の分断の起点になると考えられ、β相の量が約５０％であっても、優れた被削性を保持する、すなわち、低い切削抵抗を維持し、場合によっては切屑の分断性が向上する。

機械的性質については、延性が増すこと、及びβ単相からα相が析出することにより結晶粒が細かくなることが相まって、β相の強度を維持する。β相の強度は、β相に固溶するＳｉ量に関係し、β相にＳｉが約０．４ｍａｓｓ％以上固溶すると高い強度が得られる。延性面では、β相の量が約５０％、または約５０％を超えても、クッション材のα相の作用により、α相の優れた延性が優先され、維持される。但し、β相の量が増えるにしたがって、徐々に、延性が低下する。良好な延性を得て、強度と延性のバランスをよくするためには、β相の占める割合を８０％以下にする必要があり、好ましくは７０％以下である。延性や冷間加工性を重要視するとき、β相の占める割合は、６０％以下が好ましい。使用する目的、用途により、適切なβ相の占める割合は、多少変動する。
なお、Ｓｉを約１ｍａｓｓ％の量で含有したβ相は、５００℃の熱間加工の最低レベルの温度から、優れた熱間変形能、低い熱間変形抵抗を示し、合金として優れた熱間変形能、低い熱間変形抵抗を示す。

（Ｓｉ濃度とβ相の被削性）
本実施形態における組成範囲において、β相に固溶するＳｉ量が増えるほど、被削性が向上し、β相の量が増えるほど、被削性は向上する。β相中に固溶するＳｉの量は、大よそ０．１５ｍａｓｓ％で効果を発揮し始め、Ｓｉの量が約０．４ｍａｓｓ％以上で、被削性への効果が明確になり、Ｓｉの量が、約０．６ｍａｓｓ％以上、さらには約１．０ｍａｓｓ％以上でより一層、被削性への効果が明瞭になる。これらβ相中に固溶するＳｉの量は、製造プロセスやβ相の量に左右されるが、例えば合金のＳｉ濃度が０．８ｍａｓｓ％の場合、β相中のＳｉ濃度は０．９ｍａｓｓ％〜１．２ｍａｓｓ％になる。一方、β相に固溶するＳｉの量が１．７ｍａｓｓ％を超えると、被削性への効果が飽和すると同時に、β相の延性が低下し、合金として延性が低下する。このため、β相に固溶するＳｉ量は１．７ｍａｓｓ％以下が好ましい。
次に、Ｓｉを含有したβ相が、被削性への効果が発揮し始めるのは、含有するＳｉの量によって変動するが、β相の量が大よそ５％〜８％のときであり、β相の量が増えるにしたがって、合金の被削性が急激に向上する。β相の量が１５％超えで、合金の被削性に大きな効果を発揮し、β相が、２５％、３５％、４０％に増えるにしたがってさらに被削性が向上する。
他方、β相に固溶するＳｉ量、β相の量も、それらが増えるにしたがってその効果は徐々に飽和していく。合金のＳｉ濃度と、β相の量と、合金の被削性の関係を鋭意研究の結果、合金の被削性は、簡便的に、Ｓｉ濃度（ｍａｓｓ％）を［Ｓｉ］とし、β相の量（％）を（β）とした時、（（β）−７）^１／２に（［Ｓｉ］−０．１）^１／２を掛け合わせた値（（（β）−７）^１／２×（［Ｓｉ］−０．１）^１／２）とよく適合することが判明した。
β相が、合金の被削性に効果を発揮し始める量は、約７％である。項（（β）−７）^１／２は、β相の面積率（β）から７％を減じた（（β）−７）の１／２乗である。
Ｓｉが、合金の被削性に効果を発揮し始める濃度は、約０．１ｍａｓｓ％である。項（［Ｓｉ］−０．１）^１／２は、Ｓｉ濃度［Ｓｉ］から０．１ｍａｓｓ％を差し引いた（［Ｓｉ］−０．１）の１／２乗である。
すなわち、同じ量のβ相であっても、Ｓｉ濃度が高いほうが、被削性がよい。同じＳｉ濃度であっても、β相の量が多いほど被削性が良く、その効果は、本実施形態で規定するＳｉ濃度、β相の量が前提で、（（β）−７）^１／２×（［Ｓｉ］−０．１）^１／２で表すことができる。

（組成・組織関係式ｆ６、ｆ７）
組成・組織関係式ｆ６、７は、組成関係式ｆ１，２、組織関係式ｆ３〜ｆ５に加え、総合的に優れた被削性と機械的性質を得るための、組成と金属組織が関わった式である。ｆ６は、被削性を得るための加算式であり、ｆ７は、被削性の相互作用、相乗効果を表した関係式である。
Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ−Ｐ−Ｐｂ−Ｂｉ合金において、被削性は、ＰｂとＢｉの合計量（ｆ２）、β相の量とＳｉの量、Ｐの量とＰを含む化合物の存在、γ相の量に影響され、それぞれの効果が加算される。ＰｂとＢｉの量と被削性への影響度を鑑みると、ＰｂとＢｉによる被削性への効果は、（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］−０．００２）^１／２で表わすことができる。
被削性効果を発揮し始めるＰｂとＢｉの合計量は、０．００２ｍａｓｓ％である。（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］−０．００２）^１／２は、ＰｂとＢｉの合計量から０．００２ｍａｓｓ％を差し引いた（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］−０．００２）の１／２乗である。
β相の量とＳｉの量に関しては、前記のとおり、（（β）−７）^１／２×（［Ｓｉ］−０．１）^１／２で表すことができる。γ相の量に関して、被削性の効果は、γ相の量（％）の１／２乗で整理される。そして、Ｐを含む化合物の存在とその量、β相への固溶量を考慮し、Ｐの被削性への効果は、（［Ｐ］−０．００１）^１／２で表わすことができる。
Ｐが効果を発揮し始める量は、０．００１ｍａｓｓ％である。（［Ｐ］−０．００１）^１／２は、Ｐの量［Ｐ］から０．００１ｍａｓｓ％を差し引いた（［Ｐ］−０．００１）の１／２乗である。
これらの、各効果の要素に、鋭意研究を重ねた結果から導き出された係数を掛け合わせてｆ６が得られ、ｆ６は、被削性への効果の加算式である。
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
ｆ６において、優れた被削性、高い強度を得るためには、少なくとも８．０以上必要であり、好ましくは８．５以上であり、より好ましくは９．２以上である。特に切削条件が厳しくなる場合は、ｆ６は、１０．０以上が好ましく、より好ましくは１１．０以上である。一方、ｆ６の上限は、環境や人体への影響、合金の延性、冷間加工性から、１７．０以下であり、好ましくは１５．０以下である。ｆ６の上限は、（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］）^１／２の項を小さくする観点から、より好ましくは１４．０以下であり、さらに好ましくは１３．０以下である。

他方、被削性の相互作用、相乗作用は、ＰｂとＢｉの合計量（ｆ２）と、β相の量と、Ｓｉの量の積で表すことができる。前記のとおり、ＰｂとＢｉの合計量の効果が発揮し始める量、β相が効果を発揮し始める量、Ｓｉが効果を発揮し始める量を鑑み、以下の関係式となる。
ｆ７＝（［Ｂｉ］＋［Ｐｂ］−０．００２）^１／２×（（β）−７）^１／２×（［Ｓｉ］−０．１）^１／２
ｆ７は、ＰｂとＢｉの項と、β相の項と、Ｓｉの項の積であるので、１つ項が小さすぎると、ｆ７が満たせない場合がある。優れた被削性を得るためには、ｆ７は、０．９以上必要であり、好ましくは１．０以上である。特に、切削条件が厳しくなる場合は、ｆ７は、好ましくは１．２以上であり、さらに好ましくは１．４以上である。ｆ７が、４．０を超えると、合金の延性、冷間加工性が低くなる。このため、ｆ７は、４．０以下であり、好ましくは３．０以下であり、Ｐｂ＋Ｂｉの項を小さくすることから、より好ましくは２．５以下である。
ｆ６を、８．０以上１７．０以下、好ましくは１０．０以上１４．０以下、最適には１１．０以上１３．０以下とし、かつ、ｆ７を、０．９以上４．０以下、好ましくは１．２以上３．０以下、より好ましくは１．４以上２．５以下とする。このように狭い範囲で、組成と金属組織を制御することにより、Ｐｂ＋Ｂｉの量を少なくし、優れた被削性、高い強度、良好な延性、冷間加工性を備える合金が完成する。被削性に関しては、β相中に含有されるＳｉ濃度およびβ相の量、β相中でのＰの固溶量およびβ相中に存在するＰを含む化合物の量、α相中にＢｉを含む粒子の存在とその量、その他、微細な粒子として存在するＢｉおよびＰｂの量は、それぞれ別々の作用により合金の被削性を向上させる。これらのすべての要件が揃うと、それらの相互作用、相乗効果により、大きな被削性の改善効果を発揮し、ごく少量のＰｂ、Ｂｉ、Ｐを含有することで、大幅に合金の被削性が向上する。

なお、組織関係式ｆ３〜ｆ５及び組成・組織関係式ｆ６，ｆ７においては、α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相の金属相を対象としており、Ｐを含む化合物を除く金属間化合物、Ｐｂ粒子、Ｂｉ粒子、酸化物、非金属介在物、未溶解物質などは対象としていない、すなわち、面積率の対象から除外される。Ｐを含む化合物は、その大きさが平均で、約０．３〜３．０μｍで微細であり、大部分がβ相内、及びα相とβ相の境界に存在するので、β相内、及びα相とβ相の境界にあるＰを含む化合物は、β相に含めるものとする。稀にＰを含む化合物がα相内に存在する場合は、α相に含めるものとする。一方、ＳｉやＰと不可避的に混入する元素（例えばＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｃｒ）によって形成される金属間化合物は、金属相の面積率の適用範囲外である。本実施形態においては、５００倍の金属顕微鏡で観察できる大きさ、約１０００倍の金属顕微鏡で確認、判別できる析出物、金属相を対象としている。したがって、観察できる析出物、金属相の大きさの最小値は、概ね、約０．５μｍであり、例えば、β相内に、約０．５μｍより小さな、０．１〜０．４μｍの大きさのγ相が存在することもあるが、これらのγ相は、金属顕微鏡では確認できないので、β相と見なす。

（α相、組織関係式ｆ３）
α相は、β相、或いはγ相とともにマトリックスを構成する主要な相である。Ｓｉを含有したα相は、Ｓｉを含有しないものに比べると、被削性は少しの向上に留まり、Ｓｉの量が所定内であれば延性に富む。β相が１００％であると、合金の延性で問題があり、適切な量のα相が必要である。β単相合金から、α相を比較的多く含んでも、例えば約５０％の面積率で含んでも、α相自体がクッション材の役割を果たし、切削時、硬質のβ相との境界が応力集中源になって切屑を分断し、優れたβ単相合金の被削性が維持され、場合によっては被削性が向上すると考えられる。

鋭意研究を重ねた結果、合金の延性、冷間加工性の点から、α相の量は、２０％以上必要であり、好ましくは３０％以上である。本実施形態の対象とする用途において、切削加工後、冷間でカシメ加工が施されることがあり、カシメ時に割れないためには、α相の面積率は、４０％以上であることが好ましい。一方、α相の面積率の上限は、優れた被削性を得るためには、少なくとも、８５％未満であり、好ましくは７５％以下であり、より好ましくは６５％以下である。α相が多いと、被削性が改善されたβ相の量が少なくなり、またα相の被削性を改善するＢｉの量、すなわちα相中に存在するＢｉ粒子が多く必要となる。

（被削性、機械的性質とα相の形状、β相の分布）
合金の被削性、機械的性質に及ぼす、α相の形状、分布、β相の分布に関し、α相結晶粒の形状が針状（結晶粒の長辺／短辺の比が４を超える楕円形）であるとα相の分散状況が悪くなり、針状の、長辺の大きいα相が、切削時の妨げになる。α相の量にもよるが、α相の形状が粒状で、α相結晶粒の平均結晶粒径が約３０μｍ以下で細かいと、α相によってβ相が分断され、切削時に切屑分断の起点となり、β単相合金より切屑の分断性が向上すると思われる。したがって、好ましい実施形態として、長辺／短辺が４以下の粒状のα相結晶粒が全α相結晶粒に占める割合が５０％以上、より好ましくは７５％以上であると、被削性は向上する。厳密には、粒状のα相結晶粒の占める割合は、ある視野内でのα相結晶粒の総数（個数）を分母とし、長辺／短辺が４以下である粒状のα相結晶粒の数（個数）を分子とする割合であり、（長辺／短辺が４以下である粒状のα相結晶粒の数（個数）／α相結晶粒の総数（個数））×１００である。そして、針状の、長辺の大きいα相結晶粒が占める割合が５０％を超えると、延性は概ね維持されるが、合金の強度が下がる。したがって、粒状のα相結晶粒の割合が高くなると、強度が高くなり、強度と延性のバランスが向上する。長辺／短辺が４以下の粒状のα相結晶粒の占める割合が５０％、或いは７５％を超えるか否かは、組成だけでなく、製造プロセスに影響され、熱間加工温度が低いと、長辺／短辺が４以下の粒状のα相結晶粒の占める割合が高くなる。
なお、本実施形態では、結晶粒の長辺と短辺は、例えば５００倍の倍率で結晶粒を観察して画像解析法により測定される。詳細には、結晶粒を楕円形と見立て、長辺（長径）は、結晶粒の輪郭上の２点を結ぶ線分のうち最長の線分の長さであり、短辺（短径）は、長辺に垂直に線を引いた時に粒界（結晶粒の輪郭）によって切断される線分のうち最長の線分の長さである。
α相結晶粒の平均結晶粒径は、以下の方法で測定される。ＪＩＳ Ｈ ０５０１の伸銅品結晶粒度試験方法に記載の求積法に準じて粒径の平均値を測定する。そして、粒径の平均値にα相の面積率を乗じた値を平均結晶粒径とする。
化合物の粒子の粒径は、粒子の輪郭上の２点を結ぶ線分のうち最長の線分の長さであり、画像解析法により測定される。化合物の粒子の平均粒径は、測定された粒径の個数平均である。

（μ相、κ相、その他の相）
優れた被削性を備えるとともに、高い延性や靭性、高い強度を得るには、α、β、γ相以外の相の存在も重要である。本実施形態では、諸特性を鑑み、κ相、μ相、或いはδ相、ε相、ζ相、η相は、必要としない。金属組織を形成する構成相（α）、（β）、（γ）、（μ）、（κ）、（δ）、（ε）、（ζ）、（η）の総和を１００としたとき、好ましくは、（α）＋（β）＋（γ）＞９９であり、測定上の誤差、数字の丸め方を除けば、最適には（α）＋（β）＋（γ）＝１００である。

（α相内に存在するＢｉ粒子（Ｂｉを含む粒子））
Ｓｉを含有させたβ単相合金、さらに、Ｐを含む化合物を存在させたβ単相合金の被削性は、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有する快削黄銅の水準に近づくが、まだ達していない。より優れた被削性を得るためには、α相は、β相間のクッション材、切屑分断の起点の役割を果たし、切屑分断性が向上するものの、やはりα相自体の被削性を向上させる必要がある。本実施形態の合金において、Ｓｉ、さらにＰの含有により、約０．１〜３μｍの大きさのＢｉ粒子をα相に存在させやすくする。Ｂｉ粒子をα相内に存在させることにより、α相の被削性が顕著に向上し、被削性が向上したβ相と相まって、合金としての被削性を顕著に向上させることができる。
なお、Ｂｉは、銅合金にほとんど固溶せず、金属顕微鏡で観察すると０．３μｍ〜３μｍの大きさの円形状の粒子として存在する。Ｂｉは、Ｃｕや、ＣｕとＺｎの合金である黄銅に比べ、融点が低く、原子番号が大きく、原子サイズが大きい。このため、Ｓｉを含まず、β相の割合が、おおよそ２０％を超える黄銅合金の場合、Ｂｉ粒子は、α相には、ほとんど存在せず、主としてα相とβ相の相境界に存在し、β相の量が増すにしたがって、β相内にも多く存在する。本実施形態において、Ｃｕ−Ｚｎ合金へのＳｉの作用により、Ｂｉ粒子がα相内に存在する頻度が高くなることを究明した。その作用は、Ｓｉ含有量が、大よそ０．１ｍａｓｓ％で効果を発揮し始めるが不十分であり、Ｓｉ含有量が、０．３ｍａｓｓ％超え、０．５ｍａｓｓ％超え、０．７ｍａｓｓ％以上と増すに従って、明確になる。そして、Ｐの含有によって、Ｂｉ粒子がα相中に存在する頻度が高められる。Ｂｉは、Ｐｂより被削性が劣るとされていたが、本実施形態においては、α相内にＢｉ粒子を存在させることにより、Ｐｂと同等以上の被削性を得ることができる。ＢｉとＰｂを共に添加すると、その多くの粒子には、ＢｉとＰｂが共存するが、Ｂｉを単独で含有する場合と類似の効果を発揮する。なお、α相中へのＢｉ粒子が存在する頻度を高め、α相の被削性を高めるためには、Ｂｉは、０．０２０ｍａｓｓ％を超えた量で含有しなければならない。さらに、Ｂｉ粒子をα相中に存在させると、Ｂｉ粒子がα相とβ相の相境界に存在する場合に比べ、常温、約３００℃、約５００℃での延性、加工性がよくなる。

（Ｐを含む化合物の存在）
Ｓｉを含有することによりβ相の被削性は大きく改善し、そしてＰの含有、Ｐのβ相への固溶で被削性はさらに改善される。加えて、β相内に、粒径が約０．３〜約３μｍのＰとＳｉ，Ｚｎによって形成される化合物を存在させることによって、β相は、一段と優れた被削性を備えることができる。Ｂｉを含有せず、Ｐｂ量が０．０１ｍａｓｓ％、Ｐ量が０．０５ｍａｓｓ％、Ｓｉ量が約１ｍａｓｓ％のβ単相合金の被削性は、Ｐを含む化合物が十分存在することによって、Ｐが無添加のβ単相合金に比べると、被削性指数で、約１０％向上する。
Ｓｉを含有させたβ相に、Ｐを含む化合物を存在させることにより、β相の被削性がさらに高められる。またＢｉ粒子の存在によってα相の被削性が高められる。単純に１０％の被削性が向上する効果は期待できないが、より好ましい実施形態として、これら被削性がさらに高められたβ相と、被削性が高められたα相の組み合わせにより、より被削性の優れた合金になる。

Ｐを含む化合物は、Ｐと、少なくともＳｉ及びＺｎのいずれか一方又は両方とを含む化合物、場合によっては、さらにＣｕを含む化合物や、さらに不可避不純物であるＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｏなどを含む化合物である。そして、Ｐを含む化合物は、不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｏなどにも影響される。不可避不純物の濃度が、前記で規定した量を超えると、Ｐを含む化合物の組成が変化し、被削性の向上に寄与しなくなるおそれがある。なお、約６００℃の熱間加工温度では、Ｐを含む化合物は存在せず、熱間加工後の冷却時の臨界の冷却速度で生成する。したがって、熱間加工後の冷却速度が重要となり、５３０℃から４５０℃の温度域を、５０℃／分以下の平均冷却速度で冷却することが望ましい。一方、冷却速度が遅すぎると、Ｐを含む化合物が成長し易くなり、被削性への効果が低下する。前記の平均冷却速度の下限は、０．１℃／分以上が好ましく、０．３℃／分以上がより好ましい。冷却速度の上限値５０℃／分は、Ｐの量によっても多少変動し、Ｐの量が多いとより早い冷却速度でもＰを含む化合物が形成される。

ここで、図１に、本実施形態である快削性合金の金属組織写真を示す。
図１は、Ｚｎ−６３．１ｍａｓｓ％Ｃｕ−１．１３ｍａｓｓ％Ｓｉ−０．０４７ｍａｓｓ％Ｐ−０．０５３ｍａｓｓ％Ｐｂ−０．０７３ｍａｓｓ％Ｂｉ合金であって、６４０℃で熱間鍛造し、５３０℃から４５０℃の平均冷却速度を１０℃／分として得られた合金である。
図１に示すように、金属顕微鏡で、粒状で平均結晶粒径が約２０μｍのα相結晶粒内に、約１μｍの大きさのＢｉを含む粒子が観察され、小さな粒状の粒子で約０．５〜１．５μｍの大きさのＰを含む化合物が、β相内に存在していることが観察される。金属組織写真から、同じ粒状であっても、Ｂｉを含む粒子とＰを含む化合物の区別がつく。別の見方をすれば、α相にＰを含む化合物がほとんど存在しないので、α相に存在する粒子は、Ｂｉを含む粒子と言える。

（β相に固溶するＳｉ量と被削性）
本実施形態である組成範囲において生成するα相、β相、γ相のＣｕ，Ｚｎ、Ｓｉの量には、おおよそ、次の関係がある。
Ｃｕ濃度は、α＞β≧γ
Ｚｎ濃度は、β＞γ＞α
Ｓｉ濃度は、γ＞β＞α

（１）量産設備で、５８０℃でφ２５．６ｍｍに熱間押出した試料（Ｚｎ−６３．１ｍａｓｓ％Ｃｕ−１．１３ｍａｓｓ％Ｓｉ−０．０４７ｍａｓｓ％Ｐ−０．０５３ｍａｓｓ％Ｐｂ−０．０７３ｍａｓｓ％Ｂｉ合金）、（２）前記（１）の熱間押出材をφ２１．６ｍｍに冷間抽伸、４８０℃で６０分間焼鈍、φ２０．５に冷間抽伸した試料、（３）実験室で、５９０℃でφ２４ｍｍに押出した試料（Ｚｎ−６１．９ｍａｓｓ％Ｃｕ−０．８５ｍａｓｓ％Ｓｉ−０．０３９ｍａｓｓ％Ｐ−０．０８９ｍａｓｓ％Ｐｂ−０．０５０ｍａｓｓ％Ｂｉ合金）、及び（４）実験室で、５９０℃でφ４５ｍｍに押出し、次いで６００℃で熱間鍛造した試料（Ｚｎ−５９．９ｍａｓｓ％Ｃｕ−０．５８ｍａｓｓ％Ｓｉ−０．０４６ｍａｓｓ％Ｐ−０．０４５ｍａｓｓ％Ｐｂ−０．０４４ｍａｓｓ％Ｂｉ合金）について、α、β相中の、Ｃｕ，Ｚｎ，Ｓｉの濃度を、２０００倍の倍率で、２次電子像、組成像を撮影し、Ｘ線マイクロアナライザーで定量分析した。測定は、日本電子製「ＪＸＡ−８２３０」を用い、加速電圧２０ｋＶ、電流値３．０×１０^−８Ａの条件で行った。結果を表３〜６に示す。

表３〜６から、β相に固溶するＳｉ濃度は、概ねα相の１．５倍、すなわち、β相には、α相の１．５倍のＳｉが配分される。なお、Ｚｎ−６３．１ｍａｓｓ％Ｃｕ−１．１３ｍａｓｓ％Ｓｉ−０．０４７ｍａｓｓ％Ｐ−０．０５３ｍａｓｓ％Ｐｂ−０．０７３ｍａｓｓ％Ｂｉ合金で、低温焼鈍で形成されたγ相を分析したところ、Ｃｕが６０ｍａｓｓ％、Ｓｉが３ｍａｓｓ％、Ｚｎが３７ｍａｓｓ％であった。
特許文献２の代表組成のＺｎ−７６ｍａｓｓ％Ｃｕ−３．１ｍａｓｓ％Ｓｉ合金を作製し、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）で分析したところ、γ相の組成は、７３ｍａｓｓ％Ｃｕ−６ｍａｓｓ％Ｓｉ−２０．５ｍａｓｓ％Ｚｎであった。本実施形態の快削性銅合金のγ相の組成例である６０ｍａｓｓ％Ｃｕ−３ｍａｓｓ％Ｓｉ−３７ｍａｓｓ％Ｚｎと大きな相違があり、両者のγ相の性質も異なることが予想される。

（被削性指数）
一般に、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有する快削黄銅を基準とし、その被削性を１００％として、様々な銅合金の被削性が数値（％）で表されている。一例として、１９９４年、日本伸銅協会発行、「銅および銅合金の基礎と工業技術（改訂版）」、ｐ５３３、表１、及び１９９０年、ASM International発行、“Metals Handbook TENTH EDITION Volume２ Properties and Selection: Nonferrous Alloys and Special-Purpose Materials”、ｐ２１７〜２２８の文献に銅合金の被削性が記載されている。
表７の合金は、後述する実験室で作製したＰｂを０．０１ｍａｓｓ％の量で含む合金で、同じく実験室の押出試験機でφ２２ｍｍに熱間押出されたものである。Ｃｕ−Ｚｎの２元合金では、Ｐｂを少量含んでも、被削性にほとんど影響がないことから、本実施形態の成分範囲内の０．０１ｍａｓｓ％の量のＰｂをそれぞれ含有させた。熱間押出温度は、合金Ａ，Ｄでは、７５０℃であり、その他の合金Ｂ，Ｃ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈでは、６３５℃であった。押出後、金属組織を調整するため、５００℃で２時間熱処理した。後述する切削試験に従って、外周切削、ドリル切削の試験を行い、被削性を求めた。評価結果を表８に示す。なお、基準材の快削黄銅としては、市販されているＣ３６０４（Ｚｎ−５９ｍａｓｓ％Ｃｕ−３ｍａｓｓ％Ｐｂ−０．２ｍａｓｓ％Ｆｅ−０．３ｍａｓｓ％Ｓｎ）を用いた。

前記文献では、α単相黄銅である７０Ｃｕ−３０Ｚｎの被削性は３０％であると記されている。本実施形態において、表７及び表８に示すとおり、同じα単相黄銅である６５Ｃｕ−３５Ｚｎ（合金Ａ）の総合の被削性指数は３１％であった。そして、Ｃｕ、Ｚｎの量を調整し、Ｓｉを０．６ｍａｓｓ％の量で含有したα単相黄銅（合金Ｄ）、すなわち、α相中にＳｉを０．６ｍａｓｓ％の量で固溶させたα単相黄銅では、Ｓｉを含まないα黄銅に比べ、被削性指数は約４％向上した。合金Ａ，Ｄともに、外周切削とドリル穴あけ切削の両者の試験で、切屑は連続した。
外周切削は、主分力、送り分力、背分力に分解できるが、それらの合力（３分力）を切削抵抗とした。ドリル切削については、トルク、スラストに分解し、それらの平均値をドリルの切削抵抗の「総合」として記載した。さらに、合金の被削性として、外周の切削抵抗とドリル切削抵抗を平均し、被削性「総合」指数（評価）とした。

Ｃｕ、Ｚｎを調整しＳｉを含まないβ単相黄銅（合金Ｃ、５４Ｃｕ−４６Ｚｎ）は、Ｓｉを含まないα相に比べ、被削性「総合」指数は、約２０％向上するが、５１％に留まり、切屑形状の改善はほとんどなく、切屑評価は変わらなかった。

０．５ｍａｓｓ％のＳｉを含有したβ単相合金（合金Ｅ）では、Ｓｉを含まないβ単相黄銅（合金Ｃ）に比べ、被削性「総合」指数で、約１７％向上した。その中でも、外周切削の切削抵抗は、約２８％向上し、トルクは、約９％向上した。Ｓｉを約１ｍａｓｓ％の量で含有したβ相合金（合金Ｆ）では、Ｓｉを含まないβ単相合金に比べ、被削性「総合」指数で約２１％向上した。このようにβ相に含まれるＳｉの量が０ｍａｓｓ％から０．５ｍａｓｓ％の間で、β相の被削性が改善された。Ｓｉの量が０．１〜０．２ｍａｓｓ％の間で、被削性への効果が発揮し始め、Ｓｉの量が０．４ｍａｓｓ％以上で被削性への効果が明確になり、Ｓｉの量が０．６ｍａｓｓ％以上で被削性への効果がより明確になり、Ｓｉ量が０．８ｍａｓｓ％以上、合金Ｆの結果から１．０ｍａｓｓ％以上で、被削性への効果が顕著になると考えられる。

β単相黄銅に、０．５ｍａｓｓ％のＳｉに加え、０．０５ｍａｓｓ％のＰを添加すると（合金Ｇ）、合金Ｅに比べて被削性「総合」指数は、約８％良くなり、切屑の形状は、外周切削とドリル穴あけ切削の両者の試験で良くなった。そして、０．０５ｍａｓｓ％のＰを含有し、１ｍａｓｓ％のＳｉを含有するβ単相合金（合金Ｈ）は、Ｐを含まずＳｉを約１ｍａｓｓ％の量で含むβ単相合金に比べ、被削性「総合」指数で約１０％向上する。Ｐ含有の有無、β相中へのＰの固溶と、Ｐを含む化合物の存在により、外周切削の切削抵抗の向上は、約１４％で、ドリル穴あけ切削でのトルクは、約９％向上した。外周切削の切削抵抗、およびドリル穴あけ切削でのトルクの大小は、切屑形状に関連し、０．０５ｍａｓｓ％のＰの含有により、外周切削、ドリル穴あけ切削の両者の試験で切屑形状の評価結果が「×」から「〇」に向上した。外周切削時の切削抵抗は、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有する快削黄銅との差が小さくなり、外周切削、ドリル穴あけ切削の切屑も、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有する快削黄銅の切屑に近づき、大幅に改善された。なお、切削抵抗は、材料の強度に影響され、強度が高いほど、切削抵抗が大きくなる。β単相黄銅や本実施形態の快削性銅合金は、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有する快削黄銅よりも、約１．２倍、高い強度を有するので、それを考慮に入れると、１ｍａｓｓ％のＳｉと０．０５ｍａｓｓ％のＰを含有するβ単相合金の被削性、特に外周切削時の被削性は、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有する快削黄銅の被削性に近づき、おおよそ同等といえる。
合金Ｂは、Ｐｂを０．０１ｍａｓｓ％含むが、Ｓｉ，Ｐを含まない黄銅で、β相の占める割合が約４８％であった。合金Ｂは、被削性「総合」指数が３１％のα単相黄銅（合金Ａ）と、被削性「総合」指数が５１％のβ単相黄銅（合金Ｃ）からなり、合金Ｂの被削性「総合」指数は４４％で、面積比率に比べ、β相の影響を少し強く受ける。β相を４８％含む黄銅の切屑形状は連続し、被削性「総合」指数、および切屑の形状から、到底、３ｍａｓｓ％のＰｂを含有した快削黄銅の代替にはなり得ない。３ｍａｓｓ％のＰｂを含む快削黄銅棒は、β相の占める割合が約２０％で、マトリックスの被削性は、少なくとも合金Ｂより悪い。Ｐｂを含有する快削黄銅棒は、Ｐｂの作用により、マトリックスに比べ、被削性「総合」指数で６０％以上向上し、切屑は分断される。

β単相合金Ｅ〜Ｈは、おおよそ本実施形態の快削性銅合金のβ相に相当し、合金Ｄは、おおよそα相に相当する。すなわち、β相の被削性は、ＳｉとＰの含有により、高いレベルにある。そして、Ｂｉ粒子がα相内に存在することにより、α相の被削性が高められ、合金としての被削性は、高いレベルに達していると考えられる。

＜特性＞
（常温強度及び高温特性）
自動車部品を始め本実施形態の使用対象となる部材、部品に対し、薄肉化、軽量化の強い要請がある。必要な強度としては、引張強さが重要視され、延性とのバランスも重要とされている。
そのためには、熱間押出材、熱間圧延材及び熱間鍛造材は、冷間加工を施さない熱間加工あがりの状態で、引張強さが４４０Ｎ／ｍｍ^２以上の高強度材であることが好ましい。引張強さは、より好ましくは４８０Ｎ／ｍｍ^２以上で、さらに好ましくは５２０Ｎ／ｍｍ^２以上である。バルブ、継手、圧力容器、空調・冷凍機に使用される多くの部品は、熱間鍛造で作られている。現行使用されている２ｍａｓｓ％Ｐｂを含有する鍛造用黄銅Ｃ３７７１の引張強さは、β相を含むにも拘らず、約４００Ｎ／ｍｍ^２、伸びが３０〜３５％である。Ｓｉの含有と組織関係式ｆ３〜ｆ５の金属組織の要件を満たすことにより、高い強度が得られ、軽量化が図れる。

熱間加工後、冷間加工が行われることもあり、冷間加工の影響を加味し、以下の範囲にある材料を高強度・高延性の材料と定義する。
熱間加工材、熱間加工後にさらに加工率３０％以内で冷間加工された材料、或いは、冷間加工と熱処理が施され、場合によっては繰り返し行われ、最終加工率３０％以内で冷間加工された材料の場合、以下の特性を有する。以下、冷間加工率を［Ｒ］％とするが、冷間加工されない場合は、［Ｒ］＝０である。引張強さＳ（Ｎ／ｍｍ^２）は、好ましくは、（４４０＋８×［Ｒ］）Ｎ／ｍｍ^２以上、より好ましくは、（４８０＋８×［Ｒ］）Ｎ／ｍｍ^２以上である。伸びＥ（％）は、好ましくは、（０．０２×［Ｒ］^２−１．１５×［Ｒ］＋１８）％以上、より好ましくは、（０．０２×［Ｒ］^２−１．２×［Ｒ］＋２０）％以上である。そして、強度と延性のバランスを示す特性関係式ｆ８＝Ｓ×（１００＋Ｅ）／１００は、５８０以上であることが好ましく、より好ましくは６２０以上であり、さらに好ましくは６５０以上である。
なお、Ｐｂを含有した熱間加工あがりの快削黄銅は、上述の特性関係式ｆ８が約５３０である。このため、本実施形態の快削性銅合金の特性関係式ｆ８は、Ｐｂを含有した熱間加工あがりの快削黄銅の特性関係式ｆ８よりも、少なくとも５０以上、さらには９０以上大きく、強度と延性のバランスに優れている。

（導電率）
本実施形態の用途には、電気・電子機器部品、ＥＶ化が進む自動車部品、その他高い伝導性部材・部品が含まれる。現在、これらの用途には、Ｓｎを約５ｍａｓｓ％、約６ｍａｓｓ％、或いは約８ｍａｓｓ％の量で含有する、りん青銅（ＪＩＳ規格、Ｃ５１０２，Ｃ５１９１，Ｃ５２１０）、が多く使用され、それらの導電率は、各々、約１５％ＩＡＣＳ、約１４％ＩＡＣＳ、約１２％ＩＡＣＳである。したがって、本実施形態の銅合金の導電率は、１４％ＩＡＣＳ以上、好ましくは１５％ＩＡＣＳ以上であれば、電気・電子部品、自動車部品用途において、電気伝導性に関し大きな問題は生じない。導電率を悪くする元素であるＳｉを含有し、かつ、高濃度のＺｎを含有するにも関わらず、高い伝導性を示すのは、β相の量とβ相中に固溶するＳｉが影響している。β相は、α相より、Ｚｎ濃度が高いにもかかわらず、β相を多く含むほど、電気伝導性が向上する。なお、導電率の上限は、伝導性が良くなることで、実用上、問題となることはほとんどないから、特に規定しない。

以上の検討結果から、以下の知見を得た。
第１に、従来からＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において生成するβ相は、合金の被削性の向上に効果がないか、或いは、合金の被削性を妨げるとされていた。しかしながら、鋭意研究の結果、一例として、Ｓｉ量が約１ｍａｓｓ％、Ｃｕ量が約５９ｍａｓｓ％、Ｚｎ量が約４０ｍａｓｓ％のβ相が優れた被削性を有することを究明した。

第２に、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金にＢｉを少量含有させると、平均で約０．２〜約２μｍの大きさのＢｉ粒子を、Ｓｉの作用によりα相内に存在させることができた。Ｂｉ粒子の存在により、被削性に乏しいα相を、被削性が改善されたα相に変化させた。前記の優れた被削性を備えたβ相と合わせ、合金として優れた被削性を備えることができた。

第３に、Ｐｂは、平均で約０．２〜約２μｍの大きさのＢｉとＰｂが共存する粒子、または、Ｐｂ粒子として存在し、切屑の分断性を向上させ、切削抵抗を下げる効果を発揮することを明らかにした。

第４に、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金にＰを含有させると、優先的にＰがβ相内に固溶し、β相の被削性をさらに向上させた。そして、β相中に平均粒径が約０．３〜約３μｍの大きさのＰを含む化合物を存在させると、Ｐを含む化合物がないものに比べ、さらに被削性が向上することを究明した。

第５に、本実施形態の快削性銅合金で生成するγ相にも、切屑の分断性に効果があることを究明した。特許文献と本実施形態の快削性銅合金では組成が異なり、同じγ相であっても、前記のβ相のように組成が異なると被削性に大きな差が生じるが、本実施形態の快削性銅合金の組成範囲で存在するγ相に、優れた被削性があることを見出した。

第６に、環境などに問題のあるＰｂ、およびＢｉの量を少なくするために、被削性と、β相の量、Ｓｉの量、ＢｉとＰｂの量、β相に固溶するＳｉの量、β相中でのＰを含む化合物の存在、Ｐの量、γ相の量との関係を明確にし、機械的諸特性を含め、組成と金属組織をより適切にすることにより、本実施形態の快削性銅合金を完成させた。

最後に、従来のＰｂ含有銅合金は、熱間加工温度で多量のＰｂが溶けているので、６５０℃以下での熱間変形能に問題があった。本実施形態の快削性銅合金は、Ｂｉ，Ｐｂを含んでも、その量を大幅に制限しているので、６５０℃より低い温度、約６００℃で、優れた熱間変形能を有し、熱間変形抵抗が低く、容易に熱間加工でき、熱間での延性に富む銅合金に仕上げられた。

（熱間加工性）
本実施形態の快削性銅合金は、約６００℃で優れた変形能を有していることが特徴であり、断面積が小さな棒に熱間押出でき、複雑な形状に熱間鍛造できる。Ｐｂを含有する銅合金は、約６００℃で強加工すると大きな割れが発生するので、適正な熱間押出温度は６２５〜８００℃とされ、適正な熱間鍛造温度は６５０〜７７５℃とされている。本実施形態の快削性銅合金の場合、６００℃で８０％以上の加工率で熱間加工した場合に割れないことが特徴であり、好ましい熱間加工温度は、６５０℃より低い温度であり、より好ましくは、６２５℃より低い温度である。

本実施形態の快削性銅合金では、Ｓｉを含有することにより、６００℃で、変形能が向上し、変形抵抗が低くなる。そしてβ相の占める割合が大きいので、６００℃で容易に熱間加工できる。
熱間加工温度が約６００℃であり、従来の銅合金の加工温度より低いと、熱間押出用の押出ダイスなどの工具、押出機のコンテナー、鍛造金型は、４００〜５００℃に加熱され使用されている。それらの工具と熱間加工材の温度差が小さいほど、均質な金属組織が得られ、寸法精度の良い熱間加工材が作れ、工具の温度上昇がほとんどないので、工具寿命も長くなる。また、同時に、高い強度、強度と伸びのバランスに優れた材料が得られる。

＜製造プロセス＞
次に、本発明の第１、２の実施形態に係る快削性銅合金の製造方法について説明する。
本実施形態の合金の金属組織は、組成だけでなく製造プロセスによっても変化する。熱間押出、熱間鍛造の熱間加工温度、熱処理条件に影響されるだけでなく、熱間加工や熱処理における冷却過程での平均冷却速度が影響する。鋭意研究を行った結果、鋳造、熱間加工、熱処理の冷却過程において、５３０℃から４５０℃の温度領域における冷却速度に金属組織が影響されることが分かった。

（溶解、鋳造）
溶解は、本実施形態の合金の融点（液相線温度）より約１００〜約３００℃高い温度である約９５０〜約１２００℃で行われる。融点より、約５０〜約２００℃高い温度である約９００〜約１１００℃の溶湯が、所定の鋳型に鋳込まれ、空冷、徐冷、水冷などの幾つかの冷却手段によって冷却される。そして、凝固後は、様々に構成相が変化する。

（熱間加工）
熱間加工として、熱間押出、熱間鍛造、熱間圧延が挙げられる。それぞれの工程について、以下に説明する。なお、２以上の熱間加工工程を行う場合、最終の熱間加工工程を以下の条件で行う。

（１）熱間押出
まず、熱間押出に関して、好ましい実施形態として、押出比（熱間加工率）、設備能力にもよるが、実際に熱間加工される時の材料温度、具体的には押出ダイスを通過直後の温度（熱間加工温度）が５３０℃を超えて６５０℃より低い温度で熱間押出する。熱間押出温度の下限は、熱間での変形抵抗に関係し、上限は、α相の形状に関連し、より狭い温度で管理することにより、安定した金属組織が得られる。６５０℃以上の温度で熱間押出すると、α相結晶粒の形状が粒状でなく、針状になりやすくなるか、或いは、直径５０μｍを超える粗大なα相結晶粒が出現し易くなる。針状や、粗大なα相結晶粒が出現すると、強度がやや低くなり、強度と延性のバランスが少し悪くなる。またＰを含む析出物の分布がやや不均一になり、長辺の大きなα相結晶粒や、粗大なα相結晶粒が切削の障害となり、被削性が少し悪くなる。α相結晶粒の形状は、組成関係式ｆ１と関係があり、組成関係式ｆ１が５８．０以下の場合は、押出温度が６２５℃より低いことが好ましい。Ｐｂ含有銅合金より、低い温度で押出することにより、より良好な被削性と高い強度を備えることができる。

そして熱間押出後の冷却速度の工夫により、より優れた被削性を備えた材料を得ることができる。すなわち、熱間押出後の冷却過程で、５３０℃から４５０℃の温度領域における平均冷却速度を、５０℃／分以下、好ましくは４５℃／分以下に設定して冷却する。平均冷却速度を５０℃／分以下に制限することにより、倍率５００倍、または倍率１０００倍の金属顕微鏡でＰを含む化合物の存在が確認できる。一方、冷却速度が遅すぎると、Ｐを含む化合物が成長し、被削性への効果が低下するおそれがあるので、前記の平均冷却速度は、０．１℃／分以上が好ましく、０．３℃／分以上がより好ましい。
実測が可能な測定位置に鑑みて、熱間加工温度は、熱間押出、熱間鍛造、熱間圧延の終了時点から約３秒後または４秒後の実測が可能な熱間加工材の温度と定義する。金属組織は、大きな塑性変形を受けた加工直後の温度に影響を受ける。議論されている熱間加工後の平均冷却速度が約５０℃／分であるので、３〜４秒後の温度低下は、計算上、約３℃であり、ほとんど影響を受けない。

（２）熱間鍛造
熱間鍛造は、素材として、主として熱間押出材が用いられるが、連続鋳造棒も用いられる。熱間押出に比べ、熱間鍛造は、加工速度が速く、複雑形状に加工し、場合によっては、肉厚が約３ｍｍにまで強加工することがあるので、鍛造温度は高い。好ましい実施形態として、鍛造品の主要部位となる大きな塑性加工が施された熱間鍛造材の温度、すなわち鍛造直後（鍛造の終了時点）から約３秒後または４秒後の材料温度は、５３０℃を超えて６７５℃より低いことが好ましい。鍛造用の黄銅合金として広く使用されているＰｂを２ｍａｓｓ％の量で含有する黄銅合金（５９Ｃｕ−２Ｐｂ−残部Ｚｎ）では、熱間鍛造温度の下限は６５０℃とされるが、本実施形態の熱間鍛造温度は、６５０℃より低いことがより好ましい。熱間鍛造においても、組成関係式ｆ１と関係があり、組成関係式ｆ１が５８．０以下の場合は、熱間鍛造温度が６５０℃より低いことが好ましい。熱間鍛造の加工率にもよるが、温度が低いほど、α相結晶粒の形状が粒状で、α相結晶粒の大きさが小さくなるので、強度が高くなり、強度と延性のバランスがより良くなり、かつ、被削性がより良くなる。

そして、熱間鍛造後の冷却速度の工夫により、より良好な被削性を備えた材料になる。すなわち、熱間鍛造後の冷却過程で、５３０℃から４５０℃の温度領域における平均冷却速度を、５０℃／分以下、好ましくは４５℃／分以下に設定して冷却する。冷却速度を制御することにより、β相中に、約０．３〜３μｍのＰを含む化合物を析出させ、これにより、合金の被削性を向上させることができる。なお、前記の平均冷却速度の下限は、冷却過程で化合物の粗大化が生じることを抑制するために、０．１℃／分以上とすることが好ましく、０．３℃／分以上とすることがさら好ましい。

（３）熱間圧延
熱間圧延では、鋳塊を加熱し、５〜１５回、繰り返し圧延される。そして、最終の熱間圧延終了時の材料温度（終了時点から３〜４秒経過後の材料温度）が、５３０℃を超えて６２５℃より低いことが好ましい。熱間圧延終了後、圧延材が冷却されるが、熱間押出と同様、５３０℃から４５０℃の温度領域における平均冷却速度は、０．１℃／分以上５０℃／分以下が好ましく、より好ましくは、０．３℃／分以上、または４５℃／分以下である。

（熱処理）
銅合金の主たる熱処理は、焼鈍とも呼ばれ、例えば熱間押出では押出できない小さなサイズに加工する場合、冷間抽伸、或は冷間伸線後に、必要に応じて熱処理が行われ、この熱処理は、再結晶、すなわち材料を軟らかくすることを目的として実施される。圧延材も同様で、冷間圧延と熱処理が施される。本実施形態においては、さらに、γ相、β相の量を制御することも目的として熱処理が施される。
再結晶を伴う熱処理が必要な場合は、材料の温度が４００℃以上６００℃以下で、０．１時間から８時間の条件で加熱される。前工程で、Ｐを含む化合物が形成されていない場合、熱処理中に、Ｐを含む化合物が形成される。なお、５３０℃を超える温度で長時間、熱処理すると、Ｐを含む化合物が再固溶し、消失する。熱処理温度が５３０℃を超える場合、冷却過程において、５３０℃から４５０℃の温度領域での平均冷却速度を５０℃／分以下、好ましくは４５℃／分以下に設定して冷却し、Ｐを含む化合物を形成することが好ましい。前記の平均冷却速度の下限は、０．１℃／分以上が好ましい。

（冷間加工工程）
熱間押出棒の場合、高い強度を得るため、寸法精度を良くするため、または押出された棒材、コイル材を曲がりの少ない直線形状にするために、熱間押出材に対して冷間加工を施されることがある。例えば熱間押出材に対して、約０％〜約３０％の加工率で冷間抽伸、冷間伸線、矯正加工が施される。
細い棒、線、或いは、圧延材は、冷間加工と熱処理が繰り返し実施され、熱処理後、最終加工率０％〜約３０％の冷間加工、矯正加工、低温焼鈍が施される。
冷間加工の利点は、合金の強度を高めることである。熱間加工材に対して、冷間加工と、熱処理を組み合わせることにより、その順序が逆であっても、強度、延性のバランスを取ることができ、用途に応じ、強度重視、または延性重視の特性を得ることができる。なお、冷間加工による、被削性への影響はほとんどない。

（低温焼鈍）
低温焼鈍は、棒、線、鍛造品、圧延材を対象に、残留応力の除去、矯正、金属組織の調整と改善を主たる目的として、再結晶温度以下の温度で熱処理することであり、必要に応じて実施される。本実施形態の場合、前記熱処理と区別するため、金属組織中で再結晶する割合が５０％より小さい場合を低温焼鈍と定義する。低温焼鈍は、保持温度が２５０℃以上４３０℃以下で、保持時間が１０〜２００分の条件で行われる。下限の条件は、残留応力が十分に除去できる最低の温度、または時間である。また、断面が凹状で、底面が平滑な面の型枠、例えば、幅約５００ｍｍ、高さ約３００ｍｍ、厚み約１０ｍｍ、長さ約４０００ｍｍの鋼製の型枠（凹状のくぼみの深さは（高さ）−（厚み））に、棒材を整列して並べ、２５０℃以上４３０℃以下の温度で、１０〜２００分保持することにより、直線性に優れた棒材を得ることができる。温度をＴ℃、時間をｔ分とすると、３００≦焼鈍条件式ｆ９＝（Ｔ−２００）×（ｔ）^１／２≦２０００の条件で実施することが好ましい。条件式ｆ９が３００より小さいと、残留応力の除去、または矯正が不十分である。焼鈍条件式ｆ９が２０００を超えると強度が低下する。焼鈍条件式ｆ９は、好ましくは、４００以上であり、１６００以下である。前工程の冷却速度に関わらず、焼鈍条件式ｆ９が４００以上であると、微細なＰを含む化合物が、低温焼鈍中に形成される。また、合金組成にもよるが、２５０℃以上４３０℃以下の温度で、１０〜２００分保持すると、β相内、またはβ相とα相の相境界に、微細なγ相が析出することがあり、穴あけ切削の切屑を微細にする。

このような製造方法によって、本発明の第１，２の実施形態に係る高強度快削性銅合金が製造される。
熱間加工工程、熱処理工程（焼鈍とも言う）、低温焼鈍工程は、銅合金を加熱する工程である。基本となる製造工程は、溶解・鋳造、熱間加工（押出、鍛造、圧延）、冷間加工（抽伸、伸線、圧延）、矯正加工、低温焼鈍であり、矯正加工、冷間加工、低温焼鈍を含まない場合もある。なお、矯正加工は、通常、冷間で行われるため、冷間加工とも言う。φ５〜７ｍｍ以下の細い棒、線、厚みが８ｍｍ以下の板は、前記工程に熱処理が含まれることがある。熱処理は、主として冷間加工後に行われ、最終寸法に応じ、熱処理と冷間加工が繰り返される。最終製品の直径が小さいほど、厚みが薄いほど、冷間加工性が重要視される。熱処理は、熱間加工後、冷間加工前に行われることもある。
低温焼鈍工程は、熱間加工工程、冷間加工工程、矯正加工工程、及び焼鈍工程のうち、最終の工程の後に実施する。低温焼鈍工程を行う場合、通常、焼鈍工程は、加工工程の間に行うため、低温焼鈍工程は、熱間加工工程、冷間加工工程、及び矯正加工工程のうち、最終の加工工程の後に実施するともいえる。
具体的には、以下の製造工程の組み合わせが挙げられる。なお、熱間押出の代わりに、熱間圧延を行ってもよい。
（１）熱間押出−低温焼鈍
（２）熱間押出−冷間加工（抽伸、伸線、圧延）−低温焼鈍
（３）熱間押出−冷間加工（抽伸、伸線、圧延）−矯正加工−低温焼鈍
（４）熱間押出−冷間加工（伸線、圧延）と焼鈍の繰り返し−冷間加工−低温焼鈍
（５）熱間押出−冷間加工（冷間伸線、圧延）と焼鈍の繰り返し−冷間加工−矯正加工−低温焼鈍
（６）熱間押出−焼鈍−冷間加工（抽伸、伸線、圧延）−低温焼鈍
（７）熱間押出−焼鈍−冷間加工（抽伸、伸線、圧延）−矯正加工−低温焼鈍
（８）熱間押出−焼鈍−冷間加工（抽伸、伸線、圧延）と焼鈍の繰り返し−冷間加工−低温焼鈍
（９）熱間押出−焼鈍−冷間加工（抽伸、伸線、圧延）と焼鈍の繰り返し−冷間加工−矯正加工−低温焼鈍
（１０）熱間押出−冷間抽伸−矯正加工（矯正加工は無くともよい）−熱間鍛造−低温焼鈍
（１１）熱間押出−矯正加工−熱間鍛造−低温焼鈍
（１２）熱間押出−熱間鍛造−低温焼鈍
（１３）鋳造−熱間鍛造−低温焼鈍
（１４）鋳造−矯正加工−熱間鍛造−低温焼鈍

以上のような構成とされた本発明の第１、第２の実施形態に係る快削性合金によれば、合金組成、組成関係式ｆ１、ｆ２、組織関係式ｆ３〜ｆ５、組成・組織関係式ｆ６、ｆ７を上述のように規定しているので、ＰｂおよびＢｉの含有量が少なくても優れた被削性を得ることができ、優れた熱間加工性、高い強度、強度と延性のバランスに優れている。

以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明はこれに限定されることはなく、その発明の技術的要件を逸脱しない範囲で適宜変更することが可能である。

以下、本実施形態の効果を確認すべく行った確認実験の結果を示す。なお、以下の実施例は、本実施形態の効果を説明するためのものであって、実施例に記載された構成要件、プロセス、条件が、本実施形態の技術的範囲を限定するものでない。

実操業で使用している低周波溶解炉及び半連続鋳造機を用いて銅合金の試作試験を実施した。
また、実験室設備を用いて銅合金の試作試験を実施した。
合金組成を表９〜１１に示す。また、製造工程を表１２〜１７に示す。なお、組成において、“ＭＭ”は、ミッシュメタルを示し、希土類元素の合計量を示す。各製造工程について以下に示す。

（工程Ｎｏ．Ａ１〜Ａ６，Ａ１０）
表１２に示すように、実操業の低周波溶解炉及び半連続鋳造機により直径２４０ｍｍのビレットを製造した。原料は、実操業に準じたものを使用した。ビレットを長さ８００ｍｍに切断して加熱した。公称能力３０００トンの熱間押出機で、直径２５．６ｍｍの丸棒を２本押出した。そして押出材を、５３０℃から４５０℃の温度領域を幾つかの冷却速度で冷却した。温度測定は、熱間押出の中盤から終盤を中心に放射温度計を用いて行い、押出機より押出されたときから約３〜４秒後の押出材の温度を測定した。なお、以後の熱間押出、熱間鍛造、熱間圧延の温度測定には、LumaSense Technologies Inc製の型式ＩＧＡ８Ｐｒｏ／ＭＢ２０の放射温度計を用いた。

その押出材の温度の平均値が表１２に示す温度の±５℃（（表に示す温度）−５℃〜（表に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。
工程Ｎｏ．Ａ１、Ａ２、Ａ６では、押出温度が５８０℃であり、Ｎｏ．Ａ３、Ａ５では押出温度が６２０℃、Ｎｏ．Ａ４では押出温度が６８０℃であった。そして、熱間押出後、５３０℃から４５０℃の平均冷却速度は、工程Ｎｏ．Ａ３では４０℃／分、工程Ｎｏ．Ａ５では７０℃／分とした。工程Ｎｏ．Ａ３、Ａ５、Ａ１０以外の工程では、前記平均冷却速度は３０℃／分であった。

熱間押出終了後、工程Ｎｏ．Ａ１では、熱間押出上がりとし、冷間で矯正した。矯正では、実質的な冷間加工率は０％であった。工程Ｎｏ．Ａ１、Ａ１０以外では、直径２５．６ｍｍから直径２５．０ｍｍに冷間で抽伸した（加工率４．６％）。さらに、工程Ｎｏ．Ａ６では、工程Ｎｏ．Ａ１の素材を用い、３１０℃で１００分間の条件で、型枠に材料を入れ低温焼鈍した。
工程Ｎｏ．Ａ１０では、５７０℃で、直径４５ｍｍに熱間押出を行い、５３０℃から４５０℃の平均冷却速度を２０℃／分で実施した。工程Ｎｏ．Ａ１０は、鍛造実験に使用した。

ここで、低温焼鈍を実施したものについては、以下に示す焼鈍条件式ｆ９を算出した。
ｆ９＝（Ｔ−２００）×（ｔ）^１／２
Ｔ：温度（材料温度）（℃）、ｔ：加熱時間（分）

また、断面が凹状、幅５００ｍｍ、高さ３００ｍｍ、厚み１０ｍｍで、長さが４０００ｍｍの鋼製の型枠に、棒材を４段積みに整列して並べた状態で低温焼鈍し、次いで、棒材の曲がりを測定した。
曲がり測定結果は、合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２に低温焼鈍を施して得られた試料の全ての曲がりが、棒材１メートルあたり０．１ｍｍ以下で、良好であった。

（工程Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ５，Ｃ１０）
表１３に示すように、実験室において、所定の成分比で原料を溶解した。意図的に、不可避不純物元素をさらに追加で添加させた試料も作製した。直径１００ｍｍ、長さ１８０ｍｍの金型に溶湯を鋳込み、ビレットを作製した（合金Ｎｏ．Ｓ１１〜Ｓ３４、Ｓ５１〜Ｓ６５）。
このビレットを加熱し、押出温度を、工程Ｎｏ．Ｃ１、Ｃ３、Ｃ１０では５９０℃とし、工程Ｎｏ．Ｃ２、Ｃ５では６２０℃とし、工程Ｎｏ．Ｃ４では６８０℃とし、直径２４ｍｍ又は４５ｍｍの丸棒に押出した。押出後の５３０℃から４５０℃の温度範囲での平均冷却速度を、工程Ｎｏ．Ｃ５では６５℃／分とし、工程Ｎｏ．Ｃ１，Ｃ２，Ｃ４では２５℃／分とした。次に、直線度の良いものは、矯正していないが、直線度の悪いものは、矯正した（加工率０％）。工程Ｎｏ．Ｃ３では、工程Ｎｏ．Ｃ１の棒を用い、型枠に入れずに、３２０℃、６０分の条件で低温焼鈍した。
また、前述した合金Ａ〜合金Ｈは、熱間押出温度は異なるが、工程Ｎｏ．Ｃ１に準じた方法で作製され、５００℃で２時間熱処理した。さらに比較材として、市販のＰｂ添加黄銅棒、Ｐｂ添加鍛造用黄銅棒（合金Ｎｏ．ＳＩ）を準備した。
工程Ｎｏ．Ｃ１０では、押出温度を５９０℃とし、直径４５ｍｍに押出し、５３０℃から４５０℃の温度範囲での平均冷却速度を２０℃／分とし、鍛造用素材とした。

（工程Ｄ）
表１４に示すように、工程Ｎｏ．Ｄ１では、実験室の溶解炉から溶湯を得て、内径４５ｍｍの金型に鋳込んだ。冷却過程において、５３０℃から４５０℃の温度領域での平均冷却速度を４０℃／分とし、工程Ｎｏ．Ｆの鍛造用素材とした。

（工程Ｎｏ．Ｅ１、Ｅ２）
表１５、１６に示すように、工程Ｎｏ．Ｅ１、Ｅ２は焼鈍を含む工程である。
工程Ｎｏ．Ｅ１では、工程Ｎｏ．Ａ１の条件にしたがって、直径２５．６ｍｍに熱間押出したものを使用し、冷間抽伸で２１．６ｍｍとし、４８０℃、６０分の熱処理した。次いで、冷間抽伸で直径２０．５ｍｍとした。この工程は、主として、例えば直径７ｍｍ以下の細い棒材の工程であるが、棒材が細いと切削試験ができないので、直径の大きな押出棒で代用試験した。
工程Ｎｏ．Ｅ２では、実操業している溶解炉から溶湯の一部を取鍋に移し、断面が３５ｍｍ×７０ｍｍの鋳型に鋳込んだ。得られた３５ｍｍ×７０ｍｍ×２１０ｍｍの鋳物の表面を面削して、３２ｍｍ×６５ｍｍ×１８０ｍｍとした。鋳物を６５０℃に加熱し、２パスの熱間圧延を施して厚みを１５ｍｍにした。最終の熱間圧延の終了時点から約３〜約４秒後の材料温度は５５０℃であり、その後に空冷した。５３０℃から４５０℃の温度範囲での平均冷却速度が２０℃／分の条件で冷却を行った。そして得られた圧延板を厚み１０ｍｍまで冷間圧延し、電気炉を用いて４８０℃で６０分の条件で熱処理し、冷間圧延で厚み９ｍｍ（加工率１０％）に仕上げた。厚みが薄いので、試験はドリル切削だけ行った。

（工程Ｎｏ．Ｆ１〜６）
表１７に示すように、工程Ｎｏ．Ａ１０、Ｃ１０、Ｄ１で得られた直径４５ｍｍの丸棒、鋳物を長さ１８０ｍｍに切断した。この丸棒を横置きにして、熱間鍛造プレス能力１５０トンのプレス機で、厚み１６ｍｍに鍛造した。所定の厚みに熱間鍛造された直後（熱間鍛造の終了時点）から約３〜約４秒経過後に、放射温度計、および接触温度計を用いて温度の測定を行った。熱間鍛造温度（熱間加工温度）は、表１７に示す温度±５℃の範囲（（表に示す温度）−５℃〜（表に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。
熱間鍛造温度を、工程Ｎｏ．Ｆ１、Ｆ６では６４０℃とし、Ｆ２、Ｆ３、Ｆ５では、それぞれ６００℃、６２５℃、６９０℃として熱間鍛造を実施した。５３０℃から４５０℃の温度領域での冷却速度を、工程Ｎｏ．Ｆ１では１０℃／分とし、工程Ｎｏ．Ｆ２、Ｆ３、Ｆ５では２８℃／分とし、工程Ｎｏ．Ｆ６では７０℃／分として冷却を実施した。なお、工程Ｎｏ．Ｆ４では、工程Ｎｏ．Ｆ１の鍛造品を用い、３４０℃、２５分の条件で、低温焼鈍した。
熱間鍛造材は、切断し、切削試験、機械的性質の実験に供した。

上述の試験材について、以下の項目について評価を実施した。評価結果を表１８〜３６に示す。

（金属組織の観察）
以下の方法により金属組織を観察し、α相、β相、γ相、κ相、μ相など各相の面積率（％）を画像解析により測定した。なお、α’相、β’相、γ’相は、各々α相、β相、γ相に含めることとした。
各試験材の棒材、鍛造品を、長手方向に対して平行に、または金属組織の流動方向に対して平行に切断した。次いで表面を研鏡（鏡面研磨）し、過酸化水素とアンモニア水の混合液でエッチングした。エッチングでは、３ｖｏｌ％の過酸化水素水３ｍＬと、１４ｖｏｌ％のアンモニア水２２ｍＬを混合した水溶液を用いた。約１５℃〜約２５℃の室温にてこの水溶液に金属の研磨面を約２秒〜約５秒浸漬した。

金属顕微鏡を用いて、倍率５００倍で金属組織を観察し、各相の割合を求め、Ｂｉ粒子の存在場所、Ｐを含む化合物の有無を調べた。金属組織の状況によっては１０００倍で観察し、金属相、Ｂｉ粒子とＰを含む化合物を確認した。５視野の顕微鏡写真において、画像処理ソフト「Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ ＣＣ」を用いて各相（α相、β相、γ相、κ相、μ相）を手動で塗りつぶした。次いで画像解析ソフト「ＷｉｎＲＯＯＦ２０１３」で２値化し、各相の面積率を求めた。詳細には、各相について、５視野の面積率の平均値を求め、平均値を各相の相比率とした。酸化物、硫化物、Ｂｉ粒子とＰｂ粒子、Ｐを含む化合物を除く析出物、晶出物は、除外され、全ての構成相の面積率の合計を１００％とした。

そして、Ｐを含む化合物を観察した。金属顕微鏡を用い、５００倍で観察できる最小の析出粒子の大きさは、おおよそ０．５μｍである。相の割合と同様に、５００倍の金属顕微鏡で観察でき、１０００倍で判別、確認できる析出物で、まず、Ｐを含む化合物の有無の判断を行った。Ｐの含有量、製造条件にもよるが、１つの顕微鏡視野の中に、数個〜数百個のＰを含む化合物が存在する。Ｐを含む化合物は、ほとんどがβ相内、α相とβ相の相境界に存在するので、β相に含めた。さらに、β相内に、大きさが０．５μｍ未満のγ相が存在することがある。本実施形態においては、倍率５００倍、場合によっては１０００倍の金属顕微鏡で、０．５μｍ未満の大きさの相の識別が不可能なので、超微細なγ相は、β相として処理された。Ｐを含む化合物は、金属顕微鏡で、黒灰色を呈し、Ｍｎ、Ｆｅで形成される析出物、化合物は、水色を呈するので、区別がつく。
なお、Ｐを含有した試料を、本実施形態のエッチング液でエッチングすると、図１に示す通り、α相とβ相の相境界が明瞭に見える。Ｐの含有量が、大よそ０．０１ｍａｓｓ％を境にして、相境界がより明瞭になり、Ｐの含有が、金属組織に変化を生じさせている。

Ｂｉ粒子を、Ｐを含む化合物と同様、金属顕微鏡で観察した。金属顕微鏡写真から、Ｂｉ粒子と、Ｐを含む化合物は、明瞭に区別がつく、特に、Ｐを含む化合物は、α相中にほとんど存在しないので、α相に存在する粒子は、Ｂｉ粒子である。両者の区別が困難な場合は、分析機能を備える電子顕微鏡、ＥＰＭＡなどで判断した。顕微鏡写真で、α相結晶粒内に、Ｂｉ粒子が観察できれば、α相内にＢｉ粒子が存在するとし、「〇」（good）と評価した。Ｂｉ粒子が、α相とβ相の境界に存在する場合は、α相内に存在しないと判定した。α相内にＢｉ粒子が存在しない場合、「×」（poor）と評価した。
α相の形状に関しては、以下のように評価した。
一つのα相の結晶粒において、長辺／短辺が４を超える場合を針状（楕円形状）のα相結晶粒として定義した。α相の結晶粒の長辺／短辺が４以下の場合を粒状のα相結晶粒として定義した。前記金属組織の観察のなかで、α相全体に対する粒状のα相結晶粒の個数の割合を調べた。粒状のα相結晶粒の占める割合が５０％未満の場合を「×」（poor）、粒状のα相結晶粒の占める割合が５０％以上７５％未満の場合を「△」（fair）、粒状のα相結晶粒の占める割合が７５％以上を「〇」（good）とそれぞれ評価した。α相の形状は、機械的性質、被削性に影響し、粒状のα相結晶粒が多くなるほど、機械的性質、被削性が良くなる。

相の同定、析出物の同定、Ｐを含む化合物、およびＢｉ粒子の判定が困難な場合は、電界放出形走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）（日本電子株式会社製のＪＳＭ−７０００Ｆ）と付属のＥＤＳを用いて、加速電圧１５ｋＶ、電流値（設定値１５）の条件で、ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）法により、倍率５００倍又は２０００倍で、相、析出物を特定した。Ｐを含有した試料で、金属顕微鏡による観察の段階でＰを含む化合物が観察されなかった場合、倍率２０００倍でＰを含む化合物の有無を確認した。
また、幾つかの合金について、α相、β相、γ相、特にβ相に含有されるＳｉ濃度を測定する場合、Ｐを含む化合物の判断が困難な場合、及びＢｉ粒子が小さい場合、２０００倍の倍率で、２次電子像、組成像を撮影し、Ｘ線マイクロアナライザーで定量分析、または定性分析した。測定には、日本電子製「ＪＸＡ−８２３０」を用い、加速電圧２０ｋＶ、電流値３．０×１０^−８Ａの条件で行った。
Ｐを含む化合物が、金属顕微鏡で確認された場合、Ｐを含む化合物の存在評価を「〇」（good）と評価した。Ｐを含む化合物が２０００倍の倍率で確認された場合、Ｐを含む化合物の存在評価を「△」（fair）と評価した。Ｐを含む化合物が確認されなかった場合、Ｐを含む化合物の存在評価を「×」（poor）と評価した。本実施形態のＰを含む化合物の存在については、「△」も含むものとする。表では、Ｐを含む化合物の存在評価の結果を項目「Ｐ化合物」に示す。

（導電率）
導電率の測定は、日本フェルスター株式会社製の導電率測定装置（SIGMATEST D2.068）を用いた。なお、本明細書においては、「電気伝導」と「導電」の言葉を同一の意味に使用している。また、熱伝導性と電気伝導性は強い相関があるので、導電率が高い程、熱伝導性が良いことを示す。

（引張強さ／伸び）
各試験材をＪＩＳ Ｚ ２２４１の１０号試験片に加工し、引張強さ及び伸びの測定を行った。
冷間加工工程を含まない熱間押出材、或いは熱間鍛造材の引張強さが、好ましくは４４０Ｎ／ｍｍ^２以上、より好ましくは４８０Ｎ／ｍｍ^２以上、さらに好ましくは５２０Ｎ／ｍｍ^２以上であれば、快削性銅合金の中で最高の水準であり、各分野で使用される部材の薄肉・軽量化、或いは許容応力の増大を図ることができる。また、強度と伸びとのバランスにおいても、引張強さをＳ（Ｎ／ｍｍ^２）、伸びをＥ（％）とすると、強度と延性のバランスを示す特性関係式ｆ８＝Ｓ×（１００＋Ｅ）／１００が、好ましくは５８０以上、より好ましくは６２０以上、さらに好ましくは６５０以上であると、被削性を有し熱間加工された銅合金の中で非常に高い水準であるといえる。

＜旋盤による被削性試験＞
被削性の評価は、以下のように、旋盤を用いた切削試験で評価した。
熱間押出棒材、熱間鍛造品について、切削加工を施して直径を１４ｍｍとして試験材を作製した。チップブレーカーの付いていないＫ１０の超硬工具（チップ）を旋盤に取り付けた。この旋盤を用い、乾式下にて、すくい角：０°、ノーズ半径：０．４ｍｍ、逃げ角：６°、切削速度：４０ｍ／分、切り込み深さ：１．０ｍｍ、送り速度：０．１１ｍｍ／ｒｅｖ．の条件で、直径１４ｍｍの試験材の円周上を切削した。

工具に取り付けられた３部分から成る動力計（三保電機製作所製、ＡＳＴ式工具動力計ＡＳＴ−ＴＬ１００３）から発せられるシグナルが、電気的電圧シグナルに変換され、レコーダーに記録された。次にこれらのシグナルは切削抵抗（主分力、送り分力、背分力、Ｎ）に変換された。切削試験は、チップの摩耗の影響を抑えるために、Ａ→Ｂ→Ｃ→・・・Ｃ→Ｂ→Ａの往復を２回実施し、各試料について４回測定した。切削抵抗は、以下の式によって求められる。
切削抵抗（主分力、送り分力、背分力の合力）＝（（主分力）^２＋（送り分力）^２＋（背分力）^２）^１／２
なお、各サンプルで４回測定し、その平均値を採用した。Ｚｎ−５９ｍａｓｓ％Ｃｕ−３ｍａｓｓ％Ｐｂ−０．２ｍａｓｓ％Ｆｅ−０．３ｍａｓｓ％Ｓｎ合金からなる市販の快削黄銅棒Ｃ３６０４の切削抵抗を１００とし、試料の切削抵抗の相対値（被削性指数）を算出し、相対評価をした。被削性指数が、高いほど良好な被削性を有する。「３分力」の記載は、主分力、送り分力、背分力の合力を指し、被削性指数を示す。
なお、被削性指数は下記のようにして求めた。
試料の切削試験結果の指数（被削性指数）＝（Ｃ３６０４の切削抵抗／試料の切削抵抗）×１００

同時に切屑を採取し、切屑形状により被削性を評価した。実用の切削で問題となるのは、切屑の工具への絡みつき、及び、切屑の嵩張りである。このため、切屑形状として、平均で長さが４ｍｍより短い切屑が生成した場合を良好“○”（good）と評価した。切屑形状として、平均で長さが４ｍｍ以上１０ｍｍ未満の切屑が生成した場合を、実用上多少問題があるが外周切削可能と判断し、可“△”（fair）と評価した。平均で長さが１０ｍｍ以上の切屑が生成した場合を“×”（poor）と評価した。なお、最初に生成された切屑は除外して評価した。本実施形態では、前記の外周切削の条件のもと、「〇」、「△」を合格とした。

切削抵抗は、材料のせん断強さ、引張強さに依存し、強度が高い材料ほど切削抵抗が高くなる傾向がある。高強度材の場合、Ｐｂを１〜４ｍａｓｓ％含有する快削黄銅棒の切削抵抗に対して、切削抵抗が約４０％高くなる程度であれば、実用上良好とされる。本実施形態においては、３ｍａｓｓ％Ｐｂを含有する快削黄銅Ｃ３６０４に比べ、押出材のせん断強さが、おおよそ１．２倍あり、そのため本実施形態における被削性の評価基準を、被削性指数が７０を基準として評価した。本実施形態においては、優れた被削性を目指しているので、被削性指数が８４以上であれば、被削性に優れる（評価：◎、excellent）と評価した。被削性指数が７５以上８４未満であれば、被削性が良好である（評価：○、good）と評価した。被削性指数が６８以上７５未満であれば、被削性が可である（評価：△、fair）とし、大よそ基準に達している。被削性指数が６８未満であれば、被削性が不可である（評価：×、poor）と評価した。
同じ強度であれば、切屑形状と被削性指数とは、相関関係があり、被削性指数が大きいと、切屑の分断性が良い傾向があり、数値化できる。前記の外周切削の条件のもと、「◎」、「〇」、「△」を合格とした。

因みに、Ｚｎ濃度が高く、Ｐｂを０．０１ｍａｓｓ％含み、β相を約５０％含む快削性銅合金であるＺｎ−５８．１ｍａｓｓ％Ｃｕ−０．０１ｍａｓｓ％Ｐｂ合金の被削性指数は３９であり、切屑の長さは１０ｍｍを超えた。同様に、Ｓｉを含まず、０．０１ｍａｓｓ％のＰｂを含むβ単相の銅合金であるＺｎ−５５ｍａｓｓ％Ｃｕ−０．０１ｍａｓｓ％Ｐｂ合金の被削性指数は４１であり、切屑の長さは１０ｍｍを超えた。
試験Ｎｏ．Ｔ０９（合金Ｎｏ．Ｓ０１）では、６３．１ｍａｓｓ％のＣｕ、１．１３ｍａｓｓ％のＳｉ、０．０７３ｍａｓｓ％のＢｉ、０．０５３ｍａｓｓ％のＰｂ、０．０４７ｍａｓｓ％のＰを含み、６４０℃で熱間鍛造され、Ｂｉ粒子がα相内に存在し、Ｐを含む化合物が存在した。この試験Ｎｏ．Ｔ０９（合金Ｎｏ．Ｓ０１）の切屑の外観を図２に示す。試験Ｎｏ．Ｔ０９（合金Ｎｏ．Ｓ０１）の切屑の平均長さは１ｍｍより短く、細かく分断されている。

＜ドリル切削試験＞
ボール盤でφ３．５ｍｍハイス製ＪＩＳ標準ドリルを使用し、深さ１０ｍｍのドリル加工を回転数：１２５０ｒｐｍ、送り：０．１７ｍｍ／ｒｅｖ．の条件で、乾式で切削した。ドリル加工時にＡＳＴ式工具動力計で電圧変化を円周方向、軸方向で採取し、ドリル加工時のトルク・スラストを算出した。尚、各サンプルで４回測定し、その平均値を採用した。Ｚｎ−５９ｍａｓｓ％Ｃｕ−３ｍａｓｓ％Ｐｂ−０．２ｍａｓｓ％Ｆｅ−０．３ｍａｓｓ％Ｓｎ合金からなる市販の快削黄銅棒Ｃ３６０４のトルク、スラストを１００とし、試料のトルク、スラストの相対値（トルク指数、スラスト指数）を算出し、相対評価をした。被削性指数（トルク指数、スラスト指数、ドリル指数）が、高いほど良好な被削性を有する。ドリル加工は、ドリルの摩耗の影響を抑えるために、Ａ→Ｂ→Ｃ→・・・Ｃ→Ｂ→Ａの往復を２回実施し、各試料で４回測定した。
すなわち、被削性指数を下記のようにして求めた。
試料のドリル試験結果の指数（ドリル指数）＝（トルク指数＋スラスト指数）／２
試料のトルク指数＝（Ｃ３６０４のトルク／試料のトルク）×１００
試料のスラスト指数＝（Ｃ３６０４のスラスト／試料のスラスト）×１００

３回目の試験時に、切屑を採取した。切屑形状により被削性を評価した。実用の切削で問題となるのは、切屑の工具への絡みつき、及び、切屑の嵩張り、である。このため、切屑形状が、切屑の平均で、１巻き以下の切屑が生成した場合を良好“○”（good）と評価した。切屑形状が１巻き超え２巻き以下までの切屑が生成した場合を可“△”（fair）と評価し、実用上多少問題があるがドリル切削可能と評価した。切屑形状が２巻き超えの切屑が生成した場合を“×”（poor）と評価した。なお、最初に生成された切屑は除外した。前記のドリル切削条件のもと、「〇」、「△」を合格とした。

高強度材のトルク、スラストは、Ｐｂを１〜４ｍａｓｓ％含有する快削黄銅棒の切削抵抗に対して約４０％高くなる程度であれば、実用上良好とされる。本実施形態においては、被削性指数が約７０％を基準に評価した。詳細には、ドリル指数が７６以上であれば、被削性に優れる（評価：◎、excellent）と評価した。ドリル指数が７１以上７６未満であれば、被削性が良好である（評価：〇、good）と評価した。ドリル指数が６８以上７１未満であれば、大よそ基準に達しており、被削性が可である（評価：△、fair）と評価し、実用上多少問題があるがドリル切削が可能であると評価した。ドリル指数が６８未満であれば、被削性が不可である（評価：×、poor）と評価した。前記のドリル切削の条件のもと、「◎」、「〇」を合格とし、トルク指数、スラスト指数とともに、被削性指数（ドリル指数）が、６７以上であることを条件として、「△」を合格とした。

同じ強度であれば、切屑形状とトルク指数とは、強い関係がある。トルク指数が大きいと、切屑の分断性が良い傾向にあるので、切屑形状をトルク指数で数値比較できる。ただし、本実施形態の合金は、３ｍａｓｓ％Ｐｂを含有する快削黄銅に比べ、引張強さと概ね比例関係にあるせん断強さが、おおよそ１．２倍ある。切削抵抗は、せん断強さと強い関係を持つので、材料強度を考慮に入れる必要がある。

因みに、Ｚｎ濃度が高く、Ｐｂを０．０１ｍａｓｓ％を含み、β相を約５０％含む快削性銅合金であるＺｎ−５８．１ｍａｓｓ％Ｃｕ−０．０１ｍａｓｓ％Ｐｂ合金のドリル指数は４９であり（トルク指数は４６、スラスト指数は５２）、切屑は３巻きを超えた。同様に、Ｓｉを含まず０．０１ｍａｓｓ％Ｐｂを含むβ単相の銅合金であるＺｎ−５５ｍａｓｓ％Ｃｕ−０．０１ｍａｓｓ％Ｐｂ合金のドリル指数は６１であり（トルク指数は５３、スラスト指数は６８）、切屑は３巻きを超えた。

精密穴加工用の専用工具として、近年ますます各種の機器が小型化し、それらの部品に対する微細な穴加工の必要性が高まっている。例えば、金型のピン穴、紡孔、プリント基板等の半導体関連の装置部品、光デバイス関連の装置部品など幅広いニーズが挙げられる。情報家電や医療機器、自動車部品など、さまざまな工業製品の軽薄短小化は今後ますます加速する。このような流れの中にあって、ドリルメーカー各社は０．１ｍｍ以下の超硬ドリルのラインアップの充実を図る。これまでは加工穴の直径と深さの比率は１０倍程度が限界であったが、最近では０．５ｍｍ以下の穴でも、加工穴の直径と深さの比率が１００倍程度まで加工できるドリルが数多く登場している。小径・深穴あけ加工の可能性を広げており、これらの分野で、被削性の良い材料が求められている。

（熱間加工試験）
工程Ｎｏ．Ａ１、工程Ｎｏ．Ｃ１、工程Ｎｏ．Ｃ１０（工程Ｎｏ．Ｆ１）の各棒材、そして、工程Ｎｏ．Ｄ１の鋳物材（工程Ｎｏ．Ｆ３）、および市販の合金Ｎｏ．ＳＩを切削によって直径１５ｍｍとし、長さ２５ｍｍに切断した。この試験材を６００℃で２０分間保持した。次いで試験材を縦置きにして、熱間圧縮能力１０トンで電気炉が併設されているアムスラー試験機を用いて、ひずみ速度０．０２／秒、加工率８０％で圧縮し、厚み５ｍｍとした。熱間加工中、試験材は６００℃で維持された。
熱間変形能は、肉眼で割れの有無と表面に大きなしわが生じるかどうかで評価した。熱間変形抵抗は、加工率２０％の時の変形抵抗を測定し、３０Ｎ／ｍｍ^２を境に評価した。３０Ｎ／ｍｍ^２は、設備能力や押出比などの熱間加工率にもよるが、一般的に製造される範囲の熱間押出棒が、問題がなく製造される熱間変形抵抗の境界値である。６００℃の熱間加工試験で、割れがなく、大きなしわが生じず、熱間変形抵抗が３０Ｎ／ｍｍ^２以下の場合、熱間加工性が良好：“○”（good）と評価した。熱間変形能、熱間変形抵抗のいずれか一方が上記基準を満たされない場合、条件付きで可“△”（fair）と評価した。熱間変形能、熱間変形抵抗の両方とも上記基準を満たさない場合、不適“×”（poor）と評価した。評価結果を表３６に示す。

６００℃での熱間押出や熱間鍛造は、一般的な銅合金で実施されることは、ほとんどない。Ｐｂを含有する快削銅合金の場合、６００℃で試験すると、割れが発生し、熱間変形抵抗は３０Ｎ／ｍｍ^２を超える。低い温度で熱間加工することにより、高い強度、高い強度と伸びのバランス、良好な被削性が得られ、寸法精度の向上、工具の長寿命化が図れ、地球環境にも優しい。
組成関係式ｆ１の値が５６．３より低い場合、大きなしわが生じ、組成関係式ｆ１の値が５９．５より高い場合、変形抵抗が３０Ｎ／ｍｍ^２を超えた。

上述の測定結果から、以下のような知見を得た。
１）本実施形態の組成を満足し、組成関係式ｆ１、ｆ２、組織関係式ｆ３〜ｆ５、組成・組織関係式ｆ６、ｆ７を満たし、Ｂｉ粒子がα相内に存在すことにより、少量のＰｂとＢｉの含有で優れた被削性が得られ、約６００℃で良好な熱間加工性、１４％ＩＡＣＳ以上の高い導電率、且つ高強度で、良好な延性、そして強度と延性の高いバランス（特性関係式ｆ８）を持ち合せる熱間加工材（熱間押出材、熱間鍛造材）が得られることが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ１１〜Ｓ３４）。

２）Ｃｕ含有量が６５．０ｍａｓｓ％以上であると、γ相が多くなり、伸びが低くなり、被削性もよくなかった（合金Ｎｏ．Ｓ５７、Ｓ５８）。
３）Ｓｉ含有量が０．３ｍａｓｓ％より少ないと、被削性が悪く、引張強さが低かった。Ｓｉ含有量が０．５ｍａｓｓ％を超え、さらに０．７ｍａｓｓ％を超えると、被削性、機械的性質が、さらに良くなった。Ｓｉ含有量が１．３ｍａｓｓ％以上であると、γ相が多くなり、伸びが低くなった（例えば、合金Ｎｏ．Ｓ１４、Ｓ２８、Ｓ５３、Ｓ５８）。
４）Ｐを含まないと、被削性が悪かった。Ｐを０．００１ｍａｓｓ％を超えて含有すると、被削性が良くなり、Ｐ含有量が０．０１０ｍａｓｓ％を超えると、さらに被削性が良くなった。Ｐを含む化合物が存在し、さらに金属顕微鏡でＰを含む化合物が観察できると、より一層被削性が向上した。Ｐの含有、そしてＰを含む化合物の存在は、β相の被削性を向上させ、合金としての被削性も向上させていると考えられる（例えば合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ２４、Ｓ３３、Ｓ５２、Ｓ６３）。
５）Ｂｉ含有量が０．０２０ｍａｓｓ％を超え、Ｐｂ含有量が０．００１ｍａｓｓ％を超え、かつＢｉとＰｂの含有量の合計（ｆ２）が０．０２５ｍａｓｓ％を超えると、被削性が良好であった。Ｂｉ含有量が０．０３０ｍａｓｓ％を超え、Ｐｂ含有量が０．００３ｍａｓｓ％以上であり、かつＢｉとＰｂの含有量の合計（ｆ２）が０．０４ｍａｓｓ％以上であると、被削性がさらに良好となった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ１１〜Ｓ３４）。Ｂｉ含有量が０．０２０ｍａｓｓ％以下で、ｆ２が０．０２５より少ないと、被削性が悪かった（合金Ｎｏ．Ｓ５６）。

６）実操業で行われる程度の不可避不純物を含有しても、諸特性に大きな影響を与えないことが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ１２、Ｓ１７、Ｓ２２、Ｓ２６、Ｓ３０）。不可避不純物の好ましい範囲を超えるＦｅ，Ｍｎ，ＣｏまたはＣｒを含有すると、Ｆｅ，Ｍｎ等とＳｉの金属間化合物を形成していると考えられる。その結果、Ｆｅ等とＳｉの化合物の存在と、有効に働くＳｉ濃度が減少し、さらに、Ｐを含む化合物の組成が変化している可能性があり、被削性が悪くなったと考えられる（合金Ｎｏ．Ｓ１２．３、Ｓ２２．２、Ｓ２６．２）。不可避不純物の好ましい範囲を超える量のＳｎ，Ａｌを含有すると、γ相が出現するか、またはγ相が多くなり、β相が減少する、或いは、β相、γ相の性質が変化すると思われ、その結果、伸び値が減少し、バランス指数ｆ８が低くなり、被削性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１２．６、Ｓ１７．２、Ｓ３０．２）。

７）α相中に、Ｂｉ粒子が存在すると、被削性がよかった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２等）。たとえＢｉ含有量が０．０２０ｍａｓｓ％を超えていても、Ｂｉ粒子が、α相中に存在しないと、被削性が悪かった。α相中にＢｉ粒子が存在するか否かは、合金のＳｉ含有量と、Ｂｉ含有量に関係しているものと考えられる（合金Ｎｏ．Ｓ５６、Ｓ６３、Ｓ６５）。
８）組成関係式ｆ１が５６．５より小さいと、伸び値が低くなった。ｆ１が５９．５より大きいと、被削性が悪くなり、引張強さが低くなった。そして両者ともに、６００℃での熱間加工性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ５１、Ｓ５４、Ｓ６２、Ｓ６６）。
９）ｆ３が、８５以上、または、ｆ４が１５以下であると、被削性が悪く、引張強さ、バランス指数ｆ８が低かった。ｆ３が２０未満、または、ｆ４が８０超えであると、伸びが低かった。ｆ３が、３０以上７５以下、または、ｆ４が２５以上７０以下であると、被削性が良くなり、引張強さ、伸びが高く、バランス指数ｆ８が高くなった。特に、ｆ４が３５以上、さらには、ｆ４が４０以上であると、さらに被削性がよくなった（合金Ｎｏ．Ｓ１１〜Ｓ３４、Ｓ５１〜Ｓ６５）。
１０）γ相の量、ｆ５が５以上となると、伸びが低くなり、被削性も悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ５７）。ｆ５が３より小さいと、伸びの低下が少なくなり、トルク被削性指数が向上した（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２）。

１１）ｆ６の値が８．０より小さいと、被削性が悪く、ｆ６の値が１７．０より大きいと、伸びが低かった。ｆ７の値が０．９より小さいと、被削性が悪く、４．０より大きいと、伸びが低かった。組成、ｆ１、ｆ２、ｆ３〜ｆ５の要件を満たしても、ｆ６、ｆ７の両方を満たさないと、被削性に問題が生じた。ｆ６が、１０．０以上であり、ｆ７が、１．２以上であると、被削性がさらに優れるようになった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ１１〜Ｓ３４、Ｓ５３、Ｓ５６、５９〜６４）。
１２）γ相を含まず、β相の面積率が約４０％〜約５０％であっても、ｆ６が１０．０以上であり、ｆ７が１．２以上であると、β単相合金である合金Ｈの被削性が維持、或いは上回った（例えば、合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ１４、Ｓ１８、Ｓ２０、Ｓ２１、Ｓ２３）。
１３）β相中のＳｉ濃度が、０．４ｍａｓｓ％以上であると、被削性が良くなり、０．６ｍａｓｓ％以上、さらには、１．０ｍａｓｓ％以上であると、一層被削性が良くなった。製造条件により、同じ組成の合金であっても、また不可避不純物の量によっても、β相中のＳｉ濃度が少し変動した（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ１１〜Ｓ３４）。
１４）α相の形状に関し、長辺／短辺が４以下の粒状のα相結晶粒が全α相結晶粒に占める割合が７５％以上であると、引張強さ、伸び、ｆ８が高くなり、被削性が良くなった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ１１〜Ｓ３４、Ｓ５１、Ｓ６２）。
１５）組成および、ｆ１〜ｆ７を満たすと、引張強さが４４０Ｎ／ｍｍ^２以上、バランス指数ｆ８は、５８０以上であった。ｆ１〜ｆ７が好ましい範囲であると、ほとんどの合金で、引張強さが４８０Ｎ／ｍｍ^２以上、かつ、バランス指数ｆ８は、６２０以上を達成した（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ１１〜Ｓ３４）。
１６）熱間加工後に加工率４．６％で冷間抽伸した材料（工程Ｎｏ．Ａ２〜Ａ６）および、熱間加工後に冷間加工と熱処理を施し、冷間加工率１０％で冷間加工した材料（工程Ｎｏ．Ｅ１、Ｅ２）の機械的性質は、冷間加工率を［Ｒ］％としたとき、以下の特性を満足した。引張強さＳ（Ｎ／ｍｍ^２）は、（４４０＋８×［Ｒ］）Ｎ／ｍｍ^２以上であり、伸びＥ（％）は、（０．０２×［Ｒ］^２−１．１５×［Ｒ］＋１８）％以上であり、高い強度と良好な伸びを示した（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２）。

１７）冷却を含む熱間加工条件が変わると、β相、γ相の占める割合が変化し、被削性や、引張強さ、伸び、導電率に影響を与えた（例えば、合金Ｎｏ．Ｓ０１、各工程）。
１８）熱間押出後、熱間鍛造後の冷却で、５３０℃から４５０℃の平均冷却速度が、５０℃／分以下であると、Ｐを含む化合物の存在が確認できた。Ｐを含む化合物の評価が、「△」から「〇」になると、被削性がさらに向上した（各工程）。
１９）熱間押出し、次いで冷間抽伸した棒を、熱処理条件式ｆ９が１１００の条件で低温焼鈍すると、曲がりの測定結果が１ｍあたり０．１ｍｍ以下であり曲がりの少ない棒材が得られた。低温焼鈍の条件によっては、γ相が析出する合金があり、γ相が適量であると、トルク指数が向上した（合金Ｎｏ．Ｓ０１、工程Ｎｏ．Ａ６）。

以上のことから、本実施形態の合金のように、各添加元素の含有量および組成関係式ｆ１、ｆ２、組織関係式ｆ３〜ｆ５、組成・組織関係式ｆ６、ｆ７が適正な範囲にある本実施形態の快削性銅合金は、熱間加工性（熱間押出、熱間鍛造）に優れ、被削性、機械的性質も良好である。また、本実施形態の快削性銅合金において優れた特性を得るためには、熱間押出、熱間鍛造での製造条件、熱処理での条件を適正範囲とすることで達成できる。

本実施形態の快削性銅合金は、Ｐｂ、Ｂｉの含有量を少量に留め、被削性、熱間加工性に優れ、高強度で、強度と伸びとのバランスに優れる。このため、本実施形態の快削性銅合金は、自動車部品、電気・電子機器部品、機械部品、文具、玩具、摺動部品、計器部品、精密機械部品、医療用部品、飲料用器具・部品、排水用器具・部品、工業用配管部品、及び飲料水、工業用水、排水、水素などの液体や気体に係る部品に好適である。
具体的には、前記分野に用いられるバルブ、継手、コック、給水栓、歯車、軸、軸受け、シャフト、スリーブ、スピンドル、センサー、ボルト、ナット、フレアナット、ペン先、インサートナット、袋ナット、ニップル、スペーサー、ねじなど名称で使用されているものの構成材等として好適に適用できる。

本発明の第１の態様である快削性銅合金は、５８．０ｍａｓｓ％超え６５．０ｍａｓｓ％未満のＣｕと、０．３０ｍａｓｓ％超え１．３０ｍａｓｓ％未満のＳｉと、０．００１ｍａｓｓ％超え０．２０ｍａｓｓ％以下のＰｂと、０．０２０ｍａｓｓ％超え０．１０ｍａｓｓ％以下のＢｉと、０．００１ｍａｓｓ％超え０．２０ｍａｓｓ％未満のＰを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
前記不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量は、０．４５ｍａｓｓ％未満であり、かつＳｎ及びＡｌの合計量は、０．４５ｍａｓｓ％未満であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％、Ｂｉの含有量を［Ｂｉ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％とした場合に、
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
の関係を有し、
非金属介在物を除いた金属組織の構成相において、α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相の１０相の金属相を対象とし、α相の面積率を（α）％、γ相の面積率を（γ）％、β相の面積率を（β）％、μ相の面積率を（μ）％、κ相の面積率を（κ）％、δ相の面積率を（δ）％、ε相の面積率を（ε）％、ζ相の面積率を（ζ）％、η相の面積率を（η）％、χ相の面積率を（χ）％とし、（α）+（β）+（γ）+（μ）+（κ）+（δ）+（ε）+（ζ）+（η）+（χ）＝１００としたときに、
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
の関係を有し、
α相内にＢｉを含む粒子が存在し、かつ、前記β相内に、粒径が３μm以下で、少なくとも２０００倍の倍率で電子顕微鏡による調査で観察可能な大きさのＰを含む化合物が存在していることを特徴とする。

本発明の第２の態様である快削性銅合金は、５９．５ｍａｓｓ％以上６４．５ｍａｓｓ％以下のＣｕと、０．５０ｍａｓｓ％超え１．２０ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．００３ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％未満のＰｂと、０．０３０ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％未満のＢｉと、０．０１０ｍａｓｓ％以上０．１４ｍａｓｓ％以下のＰを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
前記不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量は、０．３５ｍａｓｓ％以下であり、かつＳｎ及びＡｌの合計量は、０．３５ｍａｓｓ％以下であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％、Ｂｉの含有量を［Ｂｉ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％とした場合に、
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
の関係を有し、
非金属介在物を除いた金属組織の構成相において、α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相の１０相の金属相を対象とし、α相の面積率を（α）％、γ相の面積率を（γ）％、β相の面積率を（β）％、μ相の面積率を（μ）％、κ相の面積率を（κ）％、δ相の面積率を（δ）％、ε相の面積率を（ε）％、ζ相の面積率を（ζ）％、η相の面積率を（η）％、χ相の面積率を（χ）％とし、（α）+（β）+（γ）+（μ）+（κ）+（δ）+（ε）+（ζ）+（η）+（χ）＝１００としたときに、
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
の関係を有し、
α相内にＢｉを含む粒子が存在し、かつ、前記β相内に、粒径が３μm以下で、少なくとも２０００倍の倍率で電子顕微鏡による調査で観察可能な大きさのＰを含む化合物が存在していることを特徴とする。

本発明の第８の態様である快削性銅合金の製造方法は、本発明の第６，７の態様である快削性銅合金の製造方法において、最終の加工工程の後に実施する低温焼鈍工程を更に有し、前記低温焼鈍工程では、保持温度が２５０℃以上４３０℃以下であり、保持時間が１０分以上２００分以下であることを特徴とする。

Claims (8)

1. ５８．０ｍａｓｓ％超え６５．０ｍａｓｓ％未満のＣｕと、０．３０ｍａｓｓ％超え１．３０ｍａｓｓ％未満のＳｉと、０．００１ｍａｓｓ％超え０．２０ｍａｓｓ％以下のＰｂと、０．０２０ｍａｓｓ％超え０．１０ｍａｓｓ％以下のＢｉと、０．００１ｍａｓｓ％超え０．２０ｍａｓｓ％未満のＰを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
   前記不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量は、０．４５ｍａｓｓ％未満であり、かつＳｎ及びＡｌの合計量は、０．４５ｍａｓｓ％未満であり、
   Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％とした場合に、
   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
   の関係を有し、
   金属組織は、α相およびβ相を含み、金属間化合物、析出物、酸化物、及び硫化物である非金属介在物を除いた金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、γ相の面積率を（γ）％、β相の面積率を（β）％とした場合に、
   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
   の関係を有し、
   α相内にＢｉを含む粒子が存在していることを特徴とする快削性銅合金。
2. ５９．５ｍａｓｓ％以上６４．５ｍａｓｓ％以下のＣｕと、０．５０ｍａｓｓ％超え１．２０ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．００３ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％未満のＰｂと、０．０３０ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％未満のＢｉと、０．０１０ｍａｓｓ％以上０．１４ｍａｓｓ％以下のＰを含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
   前記不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ及びＣｒの合計量は、０．３５ｍａｓｓ％以下であり、かつＳｎ及びＡｌの合計量は、０．３５ｍａｓｓ％以下であり、
   Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％とした場合に、
   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
   の関係を有し、
   金属組織は、α相、β相を含み、金属間化合物、析出物、酸化物、及び硫化物である非金属介在物を除いた金属組織の構成相において、α相の面積率を（α）％、γ相の面積率を（γ）％、β相の面積率を（β）％とした場合に、
   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
   の関係を有し、
   α相内にＢｉを含む粒子が存在し、かつβ相内にＰを含む化合物が存在していることを特徴とする快削性銅合金。
3. 前記β相中に含有されるＳｉ量が０．４ｍａｓｓ％以上１．７ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の快削性銅合金。
4. 熱間加工材、または熱間加工材に冷間加工が施された材料、または熱間加工と、焼鈍と、冷間加工とが施された材料であり、電気伝導率が１４％ＩＡＣＳ以上であり、かつ、少なくとも引張強さＳ（Ｎ／ｍｍ^２）が４４０Ｎ／ｍｍ^２以上であって、強度と伸び（Ｅ％）とのバランスを示すｆ８＝Ｓ×（１００＋Ｅ）／１００が５８０以上であることを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の快削性銅合金。
5. 自動車部品、電気・電子機器部品、機械部品、文具、玩具、摺動部品、計器部品、精密機械部品、医療用部品、飲料用器具・部品、排水用器具・部品、工業用配管部品に用いられることを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか一項に記載の快削性銅合金。
6. 請求項１から請求項５のいずれか一項に記載された快削性銅合金の製造方法であって、
   １以上の熱間加工工程を有し、
   前記熱間加工工程のうち、最終の熱間加工工程においては、熱間加工温度が５３０℃超え６５０℃未満であり、熱間加工後の５３０℃から４５０℃までの温度領域における平均冷却速度が０．１℃／分以上５０℃／分以下であることを特徴とする快削性銅合金の製造方法。
7. 冷間加工工程、矯正加工工程、及び焼鈍工程から選択される１以上の工程を更に有することを特徴とする請求項６に記載の快削性銅合金の製造方法。
8. 前記熱間加工工程、前記冷間加工工程、前記矯正加工工程、及び前記焼鈍工程のうち、最終の工程の後に実施する低温焼鈍工程を更に有し、
   前記低温焼鈍工程では、保持温度が２５０℃以上４３０℃以下であり、保持時間が１０分以上２００分以下であることを特徴とする請求項６又は請求項７に記載の快削性銅合金の製造方法。

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