JP2021511435A - 鉛とビスマスが添加されていない快削性無鉛銅合金 - Google Patents

Abstract

本発明は、切削性及び耐腐食性に優れた高強度の快削性無鉛銅合金に関し、鉛を含有せず、銅（Ｃｕ）５８〜７０重量％、スズ（Ｓｎ）０．５〜２．０重量％、シリコン（Ｓｉ）０．１〜２．０重量％、残部量の亜鉛（Ｚｎ）及び不可避な不純物からなる快削性無鉛銅合金に関する。

Description

本発明は、切削性及び耐腐食性に優れた快削性無鉛銅合金に関し、鉛とビスマスを含有せず、銅（Ｃｕ）５８〜７０重量％、スズ（Ｓｎ）０．５〜２．０重量％、シリコン（Ｓｉ）０．１〜２．０重量％、残部量の亜鉛（Ｚｎ）及びその他の不可避な不純物から組成される快削性無鉛銅合金に関する。

銅（Ｃｕ）は、非鉄金属材料の１つであって、使用目的に応じて様々な添加物が添加されて用いられる。今まで黄銅の加工性を高めるために、黄銅に１．０〜４．５重量％程度の鉛（Ｐｂ）を添加して切削性を確保していた。鉛（Ｐｂ）は、銅（Ｃｕ）金属中に固溶性を有していないため、結晶構造に影響を及ぼさず、加工中に工具と被削物との接触界面において潤滑の役割、切削チップ粉砕の役割を果たす。この鉛（Ｐｂ）を含有した快削黄銅は、切削性に優れることから、バルブ、ボルト、ナット、自動車用部品、ギヤ、カメラ部品などに広く用いられている。

しかし、鉛は、人体及び環境に悪影響を及ぼす有害物質であって、２００３年ヨーロッパにおいて、ＲｏＨＳ（Ｒｅｓｔｒｉｃｔｉｏｎ ｏｆ Ｈａｚａｒｄｏｕｓ Ｓｕｂｓｔａｎｃｅｓ、有害物質の制限指針）が制定されるにつれて、環境規制が厳しくなり、人体への有害性元素の規制が施されて、その使用が規制されている。かかる実情下、鉛（Ｐｂ）を添加して切削性を向上させた快削性黄銅を代替する新たな合金に対する研究が進まれていた。

その結果、銅（Ｃｕ）に鉛（Ｐｂ）の代わりにビスマス（Ｂｉ）を添加した無鉛黄銅が開発されたが、粗大な結晶粒及び粒界偏析による亀裂が発生するため、熱処理による結晶粒の微細化及び球状化処理を行わなければならないという問題があり、その使用が憚られている。のみならず、ビスマス（Ｂｉ）は人体への有害が明確に究明されていないものの、鉛（Ｐｂ）のような重金属物質であって、これから鉛と同様に規制対象として選定される余地が多い。

近来、アメリカでは、水栓金具用の銅合金において鉛（Ｐｂ）の含有量を大幅に制限しており、今後、先進国を中心として鉛（Ｐｂ）の含有量の制限がさらに強化することと見込まれる。鉛を含有しない従来の銅合金の場合、切削性が足りず、快削用素材として用いることができないため、無鉛快削性銅合金の開発が非常に必要である。

一方、快削性銅合金は、耐腐食性が脆弱で、水栓金具及びバルブ、計量器部品など流体を伴う製品に用いることができない。これを解決するために、Ｎｉなどでめっきして用いているが、めっきは永久ではなく、めっきが剥がれた後に内部の銅合金が急激に腐食するという問題が依然として残っている。

また、快削性銅合金は、鉛（Ｐｂ）及びビスマス（Ｂｉ）が組織内に固溶されず、強度を確保することができないため、高強度が求められる製品に使用し難い。

上述のような問題点を解決するために、優れた切削性を有すると同時に、耐腐食性に優れる無鉛快削性銅合金の開発が要求されている。

韓国公開特許公報 第１０−２０１２−０１０４９６３号には、銅（Ｃｕ）６５〜７５%、シリコン（Ｓｉ）１〜１.６%、アルミニウム（Ａｌ）０．２〜３．５％、亜鉛（Ｚｎ）
及び不可避な不純物からなるその他を含むことを特徴とするビスマスが添加されていない無鉛快削性銅合金が開示されている。一般に、銅合金においてアルミニウム（Ａｌ）を添加したときには、強度向上及び耐腐食性向上に効果があるが、この特許文献の銅合金は、アルミニウムを最大３．５％まで添加することで、高い亜鉛当量によってβ相分率が増加して、脆性及び強度が高くなり、加工性を確保することが難しい。

韓国公開特許公報 第１０−２００１−００３３１０１号には、銅（Ｃｕ）６９〜７９
％、シリコン（Ｓｉ）２〜４％、鉛（Ｐｂ）０．０２〜０．０４％及び亜鉛（Ｚｎ）からなる快削性銅合金が開示されている。この特許文献の銅合金は、鉛を含有しており、金属組織中にγ相を形成させることで、切削性を改善するものであるが、融点が高く比重の小さいシリコン（Ｓｉ）を３％以上添加すると、シリコン酸化物が多量に発生してしまい、良質なインゴットを製造することが難しい。また、γ相を形成するために、６９％以上の銅（Ｃｕ）を必要とするため、従来の快削性銅合金に比べて原材料コストが非常に高くなる。

韓国公開特許公報 第１０−２０１３−００３５４３９号には、銅（Ｃｕ）５６〜７７
％、マンガン（Ｍｎ）０．１〜３．０％、シリコン（Ｓｉ）１．５〜３．５％、カルシウム（Ｃａ）０．１〜１．５％及び亜鉛（Ｚｎ）からなる快削性無鉛銅合金が開示されている。カルシウムを添加することで切削性が向上する面があるが、カルシウムの高い酸化性により、大気鋳造作業の際、酸化物が大量に発生して、狙い成分を確保することが難しくて、良質なインゴットを製造することが難しい。

本発明は、鉛（Ｐｂ）又はビスマス（Ｂｉ）の成分を含有せずにもかかわらず、優れた切削性及び耐腐食性を有する銅合金を提供することを目的とする。

本発明による快削性無鉛銅合金は、銅（Ｃｕ）５８〜７０重量％、スズ（Ｓｎ）０．５〜２．０重量％、シリコン（Ｓｉ）０．１〜２．０重量％、残部量の亜鉛（Ｚｎ）及び不可避な不純物からなり、シリコン（Ｓｉ）とスズ（Ｓｎ）の含量の和が１．０重量％≦Ｓｎ＋Ｓｉ≦３．０重量％である。

前記銅合金は、リン（Ｐ）０．０４〜０．２０％をさらに含んでもよい。前記銅合金は、アルミニウム（Ａｌ）を０．２重量％未満にさらに含んでもよい。前記銅合金は、ニッケル（Ｎｉ）又はマンガン（Ｍｎ）をそれぞれ０．１重量％未満にさらに含んでもよい。

前記銅合金は、α相、β相及びε相をいずれも含む。前記ε相の面積比率は、銅合金の金属基地中において３〜２０％である。

上述した本発明による快削性無鉛銅合金を製造する方法は、４５０〜７５０℃において３０分〜４時間の間に熱処理するステップを含む。

本発明による快削性無鉛銅合金は、切削性及び耐腐食性を有する。また、本発明の快削性無鉛銅合金に添加される全ての元素は環境にやさしく、従来に用いていた鉛とビスマスを含有した快削黄銅を十分に代替することができる。

切削性試験条件及び実施例２の試験結果グラフを示す。 ドリル加工により生成される切削チップの形態を分類した切削チップの写真である。 実施例１、比較例２及び比較例４のε相（ε ｐｈａｓｅ）が分布した組織を示した走査電子顕微鏡写真である。 実施例９の組織、比較例９及び１０の金属間化合物が分布した組織を示した走査電子顕微鏡写真である。 実施例６及び比較例１５の脱亜鉛試験結果を示した光学顕微鏡写真である。 実施例１３の脱亜鉛試験結果を示した光学顕微鏡写真である。

以下、本発明をより詳細に説明する。しかし、以下の説明は、本発明の具現のための最適な実施形態として理解されるべきであり、本発明の範囲は、後述する特許請求の範囲に記載された内容によって定義される。

本発明は、銅（Ｃｕ）５８〜７０重量％、スズ（Ｓｎ）０．５〜２．０重量％、シリコン（Ｓｉ）０．１〜２．０重量％、残部量の亜鉛（Ｚｎ）及び不可避な不純物からなり、スズ（Ｓｎ）とシリコン（Ｓｉ）の含量の和が１．０重量％≦Ｓｎ＋Ｓｉ≦３．０重量％である快削性無鉛銅合金を開示する。

本発明による銅合金は、Ｃｕ−Ｚｎ合金にスズ（Ｓｎ）、シリコン（Ｓｉ）の添加により、金属組織中にε相が分散して生成されることで、向上した切削性を示す。

本発明による快削性無鉛銅合金の組成及び含量の具体的な意義は、以下のようである。

（１）銅（Ｃｕ）：５８〜７０重量％

本発明による快削性無鉛銅合金において、銅（Ｃｕ）は、銅合金の主成分であって、亜鉛（Ｚｎ）及び添加元素の含量に応じて、亜鉛及び添加元素とα相、β相及びε相の組織を形成して、切削性及び加工性を向上させる役割を果たす。本発明による快削性無鉛銅合金において、銅の含量は５８〜７０重量％である。銅（Ｃｕ）の含量が５８重量％未満では、ε相及びβ相が過度に生成されて、冷間加工性を低下させ、脆性を増加させることになり、腐食性も悪化する。銅（Ｃｕ）の含量が７０重量％を超える場合は、原材料コストを上昇させて、さらにε相の形成が足りず、軟質のα相が過度に生成されて、切削性を十分に確保することができない。

（２）スズ（Ｓｎ）：０．５〜２．０重量％

本発明による快削性無鉛銅合金において、スズ（Ｓｎ）は、ε相の生成に寄与して、ε相の大きさ及び分率を増加させて切削性を向上させ、耐脱亜鉛腐食性などの耐腐食性を向上させる役割を果たす。本発明の銅合金において、スズ（Ｓｎ）の含量は０．５〜２．０重量％の範囲である。スズの含量が０．５重量％未満では、ε相の生成が十分ではなく、切削性の向上に寄与することができず、また耐腐食性の向上の効果が得られない。一方、スズ含量が２．０重量％を超える場合は、材料を硬化させて、ε相の粗大化及び分率を増加させて、冷間加工性及び切削性に悪影響を及ぼすことになる。

（３）シリコン（Ｓｉ）：０．１〜２．０重量％

本発明による快削性無鉛銅合金において、シリコン（Ｓｉ）は、ε相の生成促進及び耐腐食性を向上させる役割を果たす。本発明による快削性無鉛銅合金において、シリコン（Ｓｉ）の含量は０．１〜２．０重量％の範囲である。シリコン（Ｓｉ）の含量が０．１重
量％未満では、ε相の生成促進及び耐腐食性の向上に寄与することができない。シリコン（Ｓｉ）含量が増加するほどε相の生成量及び切削性が向上するものの、２．０重量％超えでは、ε相が過度に生成され、最終に得られる銅合金が硬化して、切削性の改善効果が低下するのみならず、鋳造性及び冷間加工性にも悪影響を及ぼすことになる。

（４）亜鉛（Ｚｎ）：残部

亜鉛は、銅（Ｃｕ）と共にＣｕ−Ｚｎ系合金を形成して、添加含量に応じて、α相、β相及びε相の組織生成に寄与して、鋳造性及び加工性に影響を及ぼす。本発明では、残部として添加される。亜鉛の含量が多過ぎる場合は、製品が硬化して脆性が高くなるだけではなく、耐腐食性も減少する。なお、少な過ぎる場合は、α相が過度に生成されて、切削性が低下するというデメリットがある。

（５）スズ（Ｓｎ）とシリコン（Ｓｉ）の合計範囲

スズ（Ｓｎ）とシリコン（Ｓｉ）の含量の和は、１．０重量％≦Ｓｎ＋Ｓｉ≦３．０重量％を満たさなければならない。シリコンとスズの和が１．０重量％未満である場合は、ε相の生成が十分ではなく、切削性及び耐腐食性の改善に大きい効果がなく、３．０重量％超えの場合は、ε相の大きさが粗大化して分率が増加して、製品が硬化してしまい、切削加工性及び冷間加工性に悪影響を及ぼすことになる。

（６）リン（Ｐ）：０．０４〜０．２０重量％

本発明による快削性無鉛銅合金はリン（Ｐ）をさらに含んでもよい。リン（Ｐ）は、α相の安定化及び組織微細化により耐腐食性を向上させて、鋳造の際、脱酸剤の役割を果たして溶湯の流動性を向上させる。リンを含む場合、リンの含量は０．０４〜０．２０重量％である。リン（Ｐ）の含量が０．０４重量％未満では、組織微細化及び耐腐食性の向上の効果が殆どなく、０．２０重量％超えでは、組織微細化に限定があり、熱間加工性を低下させて、シリコン（Ｓｉ）とＳｉ−Ｐ系化合物を形成して硬度を上昇させ、組織中のＳｉの固溶度を減少させて耐腐食性が低下するというデメリットがある。

（７）アルミニウム（Ａｌ）：０．２重量％未満

アルミニウム（Ａｌ）は、一般に、耐腐食性及び溶湯の流れ性を向上させる効果があるものの、本発明では、冷間加工性の減少及びε相の生成を抑制して切削性を減少させるという結果をもたらし、０．２重量％未満に添加を制限する。０．２重量％未満の添加では、発明合金の切削性に大きく影響を及ぼさない。

（８）ニッケル（Ｎｉ）とマンガン（Ｍｎ）：それぞれ０．１重量％未満

ニッケル（Ｎｉ）とマンガン（Ｍｎ）は、固溶元素及びその他の元素と微細化合物を形成して、強度を向上させるという効果を有するものの、本発明では、Ｎｉ−Ｓｉ系化合物又はＭｎ−Ｓｉ系化合物を生成させてＳｉを消費して、切削性及び耐腐食性を減少させる。また、マンガン（Ｍｎ）は、脱亜鉛性を減少させるため、ニッケル（Ｎｉ）とマンガン（Ｍｎ）の添加量をそれぞれ０．１重量％未満に制限する。ニッケルとマンガンがそれぞれ０．１重量％未満と微量添加される場合は、本発明による快削性無鉛銅合金の化合物生成及び特性に大きい影響を及ぼさない。

（９）不可避な不純物

不可避な不純物は、製造工程において不可避に添加される元素であって、例えば、鉄（Ｆｅ）、クロム（Ｃｒ）、セレニウム（Ｓｅ）、マグネシウム（Ｍｇ）、砒素（Ａｓ）、アンチモン（Ｓｂ）、カドミウム（Ｃｄ）などであり、総０．５重量％以下に制限され、この含量範囲では、銅合金の特性に大きく影響を及ぼさない。

本発明による快削性無鉛銅合金はε相を含む。この場合、ε相の生成によって強度及び耐摩耗性が向上して、ε相がチップブレーカの役割を果たし、切削性を向上させる。ε相の面積比率は、銅合金の金属基地中で３％〜２０％である。しかし、ε相の面積比率が銅合金の金属基地中で３％未満である場合、工業的に使用可能な切削性を十分に確保することができず、ε相の面積比率が銅合金の金属基地中で２０％を超える場合、銅合金材料の強度及び脆性が急激に増加して、切削性及び加工性に悪影響を及ぼす。必要に応じて、４５０〜７５０℃で３０分〜４時間の熱処理を行うことで、ε相の面積比率を減少又は増加して、切削性を確保することができる。

本発明による快削性無鉛銅合金の製造方法

本発明による快削性無鉛銅合金は、以下の方法に従って製造できる。

上述した本発明による快削性無鉛銅合金の合金成分を約９５０〜１０５０℃の温度にて溶解して溶湯を製造して、所定時間の間、例えば、２０分間静置してから鋳造する。本発明による銅合金の構成成分は、鋳造時に少し多い酸化物を含むため、溶解後の溶湯の酸化物を最大に取り除いた後、鋳造を行った方が好ましい。

鋳造工程を通じて製造されたインゴットを所定の長さに切断して、５００〜７５０℃の温度で１〜４時間の間に加熱した後、変形率７０％以上に熱間押出して、酸洗工程を通じて表面の酸化膜を取り除く。

上述の工程から得られた熱間材を、引抜機を用いて所望の直径及び公差を有するように冷間加工を行う。その後、必要に応じて、４５０〜７５０℃で３０分〜４時間の熱処理を施してもよい。ε相は、熱間押出においても生成されるが、このとき、狙いよりもε相分率が少ないか多い場合は、更なる熱処理により、狙いのレベルに調整することができる。この熱処理ステップは、熱間押出ステップを通じて良質の製品が得られるときには省略してもよい。この熱処理が４５０℃又は３０分未満の場合は、加熱が十分ではなく、ε相の相変態が良好に行われない。この熱処理が７５０℃超え又は４時間超えの場合は、β相の過度な生成及び組織粗大化により切削性及び冷間加工性が減少する。

その後、当業者は、最終製品の用途及び必要に応じて、熱処理及び引抜加工を繰り返して施すか、求められる規格への加工及び校正器を用いて直進度を確保するなどの必要な加工を加えてもよい。

表１は、本発明の実施例及び比較例の組成を示すものである。本発明では、表１に示された組成に基づいてインゴットを鋳造して、熱間押出工程などを通じて実施例及び比較例の銅合金試片を製造し、後述する試験方法に従って、得られた銅合金試片の特性を評価した。

実施例１〜１９

具体的に、実施例１〜１９による試片は、表１に示された各々の組成に従って合金成分を約１０００℃の温度にて溶解して溶湯を製造し、溶解後、溶湯の酸化物を取り出してで
きる限り除去した後、２０分間静置してから直径５０ｍｍに鋳造した。鋳造工程を通じて製造されたインゴットを所定の長さに切断して、６５０℃の温度で２時間の間に加熱した後、直径１４ｍｍ（変形率７１％）に熱間押出した後、酸洗工程を通じて表面の酸化膜を９５％以上取り除いた。

上述の工程から得られる熱間材を、引抜機を用いて１２．９６〜１３．００ｍｍの範囲の直径を有するように冷間加工を行った。

比較例１〜１７

比較例１〜１７は、表２に示された組成に基づいて、上述した実施例１〜１９の試片を製造する方法と同様な方法に従って各々の試片を製造した。

一方、表２において、比較例１５は、快削黄銅であるＪＩＳ Ｃ３６０４であり、比較例１６は、鍛造黄銅であるＪＩＳ Ｃ３７７１、比較例１７は、耐食性に優れたネーバル黄銅であるＪＩＳ Ｃ４６２２である。

試験例

（１）切削性試験（切削トルク及びチップ形態）

銅合金の切削性は、切削トルクとチップ形態によって評価した。

先ず、図１のように、切削性試験機を用いて、ドリル（Ｄｒｉｌｌｉｎｇ）加工の際、ドリル工具に伝達されるトルク（ｔｏｒｑｕｅ）を測定して評価した。切削時、切削ドリル（ｄｒｉｌｌ）の規格はΦ８ｍｍであって、回転速度は７００ｒｐｍ、移動速度は８０ｍｍ／ｍｉｎ、移動距離は１０ｍｍ、移動方向は重力方向であり、４〜１０ｍｍ切削区間のトルク平均値（Ｎ.ｍ単位）を以下の表３及び表４に示した。切削トルクが大きいこと
は、切削加工性が低いことを意味して、切削トルクが小さいことは、同一長さを加工しても、少ない力がかかるため、切削加工性が高いことを意味する。実施例２の試料で施した切削性試験の結果を図１の右側のグラフに示した。

また、チップ形態は、上述したドリル加工時に発生する切削チップの形態を観察して、以下の表３及び表４に示した。切削性判断の目安は、図２のようである。即ち、切削チップの形態を最良（◎）、良し（○）、悪い（△）、最悪（Ｘ）の４つに区分した。ここで、最良（◎）及び良し（○）に該当する切削チップの形態は、分散性及びチップ排出性に
優れて、産業現場において使用するに適するが、悪い（△）及び最悪（Ｘ）に該当する切削チップの形態は、切削表面及び切削工具を損傷して、チップ排出性が悪いため、産業現場において使用することは不適である。

以下の表３及び表４から確認できるように、実施例１〜１９に従って製造された試片の切削性は、切削トルクとチップ形態の比較において、鉛を含有しない比較例１７（Ｃ４６２２）に比べて非常に優れた切削性を有していることが確認できた。のみならず、鉛を含有する従来の合金の比較例１５（Ｃ３６０４）及び比較例１６（Ｃ３７７１）に比べても、本発明の実施例に従って製造された銅合金の切削性が同等又は類似することが確認できた。

一方、比較例２の試料は、シリコンとスズを含有するにもかかわらず、シリコン（Ｓｉ）＋スズ（Ｓｎ）の含量が１重量％未満であるため、切削性が改善されていないことが確認できる（表４）。これに関連して、図３を参照すると、シリコンとスズのそれぞれの含量が本発明で定義する含量に属しても、シリコン（Ｓｉ）＋スズ（Ｓｎ）の含量が１重量％未満である場合、ε相が３％未満となり、その形成が十分ではなく、切削性の改善に効果がないと判断された。また、図３のように、シリコン（Ｓｉ）＋スズ（Ｓｎ）の含量が３重量％を超えて添加された比較例４の試片において、２０％以上の過度なε相が生成されたことが確認され、この過度なε相の生成は、かえって加工性及び切削性を減少させた。これは、表４の切削性試験の結果からも確認できた。

比較例７において、アルミニウム（Ａｌ）の含量が０．２重量％を超える場合、ε相の形成を抑制して切削性を減少させることが確認でき、比較例８〜１０において、マンガン（Ｍｎ）又はニッケル（Ｎｉ）が０．１重量％を超える場合、Ｍｎ−Ｓｉ系、Ｎｉ−Ｓｉ系化合物を形成していることが確認でき、化合物の形成によるシリコン（Ｓｉ）の消費によって、ε相の形成を減少させ、切削性を減少させることが確認できた。これに関連して、図４を参照すると、比較例９及び比較例１０による試片において、Ｍｎ−Ｓｉ系、Ｎｉ−Ｓｉ系化合物（点線の円）を形成していることが分かる。

（２）組織画像観測

上述した実施例及び比較例に従って得られた試片を光学顕微鏡（Ｏｐｔｉｃａｌ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）及び走査電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を用いてその組織画像を確認した。

（３）脱亜鉛腐食試験

銅合金試片の耐腐食性は、ＫＳ Ｄ ＩＳＯ６５０９（金属及び合金の腐食−黄銅の脱亜鉛腐食試験）方法によって平均脱亜鉛腐食深さを測定した。脱亜鉛腐食は、黄銅合金から脱合金又は選択浸出腐食によって亜鉛が選択的に除去される現象である。一般に、例えば、水道配管材料用黄銅では、優れた耐脱亜鉛の腐食性が求められている。韓国の水道配管材料用無鉛耐蝕黄銅の脱亜鉛腐食試験に対する合格基準は、平均で最大３００μｍであって、脱亜鉛深さは最大３００μｍ以下では優れた耐腐食性を有していると評価する。

実施例及び比較例による試片に対してＫＳ Ｄ ＩＳＯ６５０９に従って脱亜鉛深さを測定するために、各試片の表面を研磨紙で２０００回まで研磨した後、純水で超音波洗浄して乾燥した。洗浄した試片を１%のＣｕＣｌ２水溶液中に浸漬し、７５℃の温度に加熱
して、２４時間維持した後、最大の脱亜鉛深さを測定した。得られた結果を表３及び表４に示した。

表３の脱亜鉛腐食試験の結果より、本発明の実施例１〜１９による試片がいずれも３００μｍ以下を満たして、無鉛耐蝕黄銅の特性を有していることが確認できた。

表３及び表４の脱亜鉛深さの結果を比較すると、鉛を含有する従来の合金である比較例１５（Ｃ３６０４）、比較例１６（Ｃ３７７１）に比べて、本発明の実施例１〜１９による試片は、優れた耐腐食性を有していることが確認でき、従来の銅合金のうち耐腐食性に最も優れる比較例１７（Ｃ４６２２）に比べても、本発明の実施例による試片の方がずっと優れた耐腐食性を有していることが確認できた。

これに関連して、図５には、実施例６及び比較例１５（Ｃ３６０４）の脱亜鉛腐食試験の結果を示した。図５より、実施例６による試片の脱亜鉛深さが比較例１５による試片の脱亜鉛深さよりも浅く、脱亜鉛腐食性に優れていることが確認できた。

また、表３及び表４に示された実施例１と比較例２を比較すると、スズ（Ｓｎ）とシリコン（Ｓｉ）の添加によって脱亜鉛深さが減少することが確認でき、実施例７と比較例６を比較すると、特に、スズ（Ｓｎ）の添加量が増加するほど、合金の脱亜鉛腐食性を向上させることが確認できた。

また、図６は、実施例１３の脱亜鉛腐食試験の結果を示し、β相は選択的に腐食されることが確認でき、即ち、実施例１３において、リン（Ｐ）の添加が、得られた試片でα相を強化させて、耐腐食性を向上させることが分かる。

（４）硬度試験

銅合金の硬度は、ビッカース硬さ試験機（Ｖｉｃｋｅｒｓ Ｈａｒｄｎｅｓｓ Ｔｅｓｔｅｒ）を用いて荷重１ｋｇを加えて測定した。表３と表４の硬度（Ｈｖ）測定の結果において、実施例１〜１９の銅合金試片は、従来の合金である比較例１５（Ｃ３６０４）、比較例１６（Ｃ３７７１）及び比較例１７（Ｃ４６２２）に比べて高い硬度を有していることが確認できた。

よって、本発明による快削性無鉛銅合金は、優れた切削性及び耐腐食性を同時に達成して、さらに高強度を有することが確認できる。

上述のように、本発明による快削性無鉛銅合金は、高強度、優れた切削性及び耐腐食性が求められる製品に使用することができる。

Claims (7)

1. 銅（Ｃｕ）５８〜７０重量％、スズ（Ｓｎ）０．５〜２．０重量％、シリコン（Ｓｉ）０．１〜２．０重量％、残部量の亜鉛（Ｚｎ）及び不可避な不純物からなり、シリコン（Ｓｉ）とスズ（Ｓｎ）の含量の和が１．０重量％≦Ｓｎ＋Ｓｉ≦３．０重量％である快削性無鉛銅合金。
2. 前記銅合金は、リン（Ｐ）０．０４〜０．２０重量％をさらに含む、請求項１に記載の快削性無鉛銅合金。
3. 前記銅合金は、アルミニウム（Ａｌ）を０．２重量％未満にさらに含む、請求項１に記載の快削性無鉛銅合金。
4. 前記銅合金は、ニッケル（Ｎｉ）又はマンガン（Ｍｎ）をそれぞれ０．１重量％未満にさらに含む、請求項１に記載の快削性無鉛銅合金。
5. 前記銅合金は、α相、β相及びε相をいずれも含む、請求項１に記載の快削性無鉛銅合金。
6. ε相の面積比率は、銅合金の金属基地中において３〜２０%である、請求項５に記載の
   快削性無鉛銅合金。
7. ４５０〜７５０℃で３０分〜４時間の間に熱処理を行うステップを含む請求項１〜６のうちのいずれか１項に記載の快削性無鉛銅合金の製造方法。

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