JP6448166B1 - 快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法 - Google Patents

Abstract

この快削性銅合金は、Ｃｕ：７６．０〜７８．７％、Ｓｉ：３．１〜３．６％、Ｓｎ：０．４０〜０．８５％、Ｐ：０．０５〜０．１４％、Ｐｂ：０．００５％以上０．０２０％未満を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、組成は以下の関係を満たし、
７５．０≦ｆ１＝Ｃｕ＋０．８×Ｓｉ−７．５×Ｓｎ＋Ｐ＋０．５×Ｐｂ≦７８．２
６０．０≦ｆ２＝Ｃｕ−４．８×Ｓｉ−０．８×Ｓｎ−Ｐ＋０．５×Ｐｂ≦６１．５
０．０９≦ｆ３＝Ｐ／Ｓｎ≦０．３０
構成相の面積率（％）は以下の関係を満たし、
３０≦κ≦６５、０≦γ≦２．０、０≦β≦０．３、０≦μ≦２．０、９６．５≦ｆ４＝α＋κ、９９．４≦ｆ５＝α＋κ＋γ＋μ、０≦ｆ６＝γ＋μ≦３．０、３５≦ｆ７＝１．０５×κ＋６×γ^１／２＋０．５×μ≦７０
α相内にκ相が存在し、γ相の長辺が５０μｍ以下、μ相の長辺が２５μｍ以下である。

Description

本発明は、優れた耐食性、高い強度、高温強度、良好な延性および衝撃特性を備えるとともに、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に関する。特に、給水栓、バルブ、継手などの人や動物が毎日摂取する飲料水に使用される器具、さらには、高速の流体が流れる厳しい環境で使用されるバルブ、継手などの電気・自動車・機械・工業用配管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。
本願は、２０１７年８月１５日に、出願された国際出願ＰＣＴ／ＪＰ２０１７／２９３６９、ＰＣＴ／ＪＰ２０１７／２９３７１、ＰＣＴ／ＪＰ２０１７／２９３７３、ＰＣＴ／ＪＰ２０１７／２９３７４、ＰＣＴ／ＪＰ２０１７／２９３７６に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

従来から、飲料水の器具類を始め、バルブ、継手、圧力容器など電気・自動車・機械・工業用配管に使用されている銅合金として、５６〜６５ｍａｓｓ％のＣｕと、１〜４ｍａｓｓ％のＰｂを含有し、残部がＺｎとされたＣｕ−Ｚｎ−Ｐｂ合金（いわゆる快削黄銅）、あるいは、８０〜８８ｍａｓｓ％のＣｕと、２〜８ｍａｓｓ％のＳｎ、２〜８ｍａｓｓ％のＰｂを含有し、残部がＺｎとされたＣｕ−Ｓｎ−Ｚｎ−Ｐｂ合金（いわゆる青銅：ガンメタル）が一般的に使用されていた。
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、また、全米においては、２０１４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。また、飲料水類へ浸出するＰｂの浸出量についても、将来、幼児等への影響を鑑み、０．０５ｍａｓｓ％程度までの規制がなされるであろうと言われている。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、さらにはより一層Ｐｂ含有量を減少させ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、機械や電気・電子機器の分野においても、例えば、欧州のＥＬＶ指令、ＲｏＨＳ指令では、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に、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、Ｐｂの代わりに被削性機能を有するＢｉ及びＳｅを含有する銅合金、あるいは、ＣｕとＺｎの合金においてβ相を増やして被削性の向上を図った高濃度のＺｎを含有する銅合金などが提唱されている。
例えば、特許文献１においては、Ｐｂの代わりにＢｉを含有させるだけでは耐食性が不十分であるとし、β相を減少させてβ相を孤立させるために、熱間押出後の熱間押出棒を１８０℃になるまで徐冷し、さらには、熱処理を施すことを提案している。
また、特許文献２においては、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｂｉ合金に、Ｓｎを０．７〜２．５ｍａｓｓ％添加してＣｕ−Ｚｎ−Ｓｎ合金のγ相を析出させることにより、耐食性の改善を図っている。

しかしながら、特許文献１に示すように、Ｐｂの代わりにＢｉを含有させた合金は、耐食性に問題がある。そして、Ｂｉは、Ｐｂと同様に人体に有害であるおそれがあること、希少金属であるので資源上の問題があること、銅合金材料を脆くする問題などを含め、多くの問題を有している。さらに、特許文献１、２で提案されているように、熱間押出後の徐冷、或いは熱処理により、β相を孤立させて耐食性を高めたとしても、到底、厳しい環境下での耐食性の改善には繋がらない。
また、特許文献２に示すように、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ合金のγ相を析出させたとしても、このγ相は、元来、α相に比べ耐食性に乏しく、到底、厳しい環境下での耐食性の改善には繋がらない。また、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｎ合金では、Ｓｎを含有させたγ相は、被削性機能を持つＢｉを共に添加することを必要としているように、被削性機能に劣る。

一方、高濃度のＺｎを含有する銅合金については、β相は、Ｐｂに比べ被削性の機能が劣るので、到底、Ｐｂを含有する快削性銅合金の代替にはなりえないばかりか、β相を多く含むので、耐食性、特に耐脱亜鉛腐食性、耐応力腐食割れ性がすこぶる悪い。また、これら銅合金は、高温（例えば１５０℃）での強度が低いため、例えば、炎天下でかつエンジンルームに近い高温下で使用される自動車部品や、高温・高圧下で使用される配管などにおいては、薄肉、軽量化に応えられない。

さらに、Ｂｉは銅合金を脆くし、β相を多く含むと延性が低下するので、Ｂｉを含有する銅合金、または、β相を多く含む銅合金は、自動車、機械、電気用部品として、また、バルブを始めとする飲料水器具材料としては、不適切である。なお、Ｃｕ−Ｚｎ合金にＳｎを含有させたγ相を含む黄銅についても、応力腐食割れを改善できず、常温および高温での強度が低く、衝撃特性が悪いため、これらの用途での使用は不適切である。

他方、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３〜９に提案されている。
特許文献３，４においては、主としてγ相の優れた被削性機能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、優れた切削性を実現させたものである。Ｓｎは、０．３ｍａｓｓ％以上の含有により、被削性機能を有するγ相の形成を増大、促進させ、被削性を改善させる。また、特許文献３，４においては、多くのγ相の形成により、耐食性の向上を図っている。

また、特許文献５においては、０．０２ｍａｓｓ％以下の少量のＰｂを含有させ、単純にγ相と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。ここで、Ｓｎは、γ相の形成及び増大化に働き、耐エロージョンコロージョン性を改善させるとしている。
さらに、特許文献６，７においては、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金の鋳物製品が提案されており、鋳物の結晶粒の微細化を図るために、ＰとＺｒを極微量含有させており、Ｐ／Ｚｒの比率等が重要としている。

また、特許文献８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。
さらに、特許文献９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。

ここで、上述のＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金においては、特許文献１０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３０ｍａｓｓ％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、γ相は優れた被削性能を有するが、Ｓｉ濃度が高く、硬くて脆いため、γ相を多く含むと、厳しい環境下での耐食性、延性、衝撃特性、高温強度（高温クリープ）等に問題を生じる。このため、多量のγ相を含むＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金についても、Ｂｉを含有する銅合金やβ相を多く含む銅合金と同様に、その使用に制約を受ける。

なお、特許文献３〜７に記載されているＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金は、ＩＳＯ−６５０９に基づく脱亜鉛腐食試験では、比較的良好な結果を示す。しかしながら、ＩＳＯ−６５０９に基づく脱亜鉛腐食試験では、一般的な水質での耐脱亜鉛腐食性の良否を判定するために、実際の水質とは全く異なる塩化第二銅の試薬を用い、２４時間という短時間で評価しているに過ぎない。すなわち、実環境と異なった試薬を用い、短時間で評価しているため、厳しい環境下での耐食性を十分に評価できていない。

また、特許文献８においては、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金にＦｅを含有させることを提案している。ところが、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、添加元素であるＳｉを金属間化合物として消費することから、合金の性能を低下させてしまう。

さらに、特許文献９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８と同様に、切削や研磨時に問題を生じさせる。さらに、特許文献９によれば、Ｓｎ，Ｍｎを含有させることによりβ相を形成させているが、β相は、深刻な脱亜鉛腐食を生じさせ、応力腐食割れの感受性を高める。

特開２００８−２１４７６０号公報 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 国際公開第２００６／０１６４４２号 国際公開第２００６／０１６６２４号 特表２０１６−５１１７９２号公報 特開２００４−２６３３０１号公報 米国特許第４，０５５，４４５号明細書 国際公開第２０１２／０５７０５５号 特開２０１３−１０４０７１号公報

美馬源次郎、長谷川正治、伸銅技術研究会誌、２（１９６３），６２〜７７頁

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、厳しい水質環境下、流速の早い流体での耐食性、衝撃特性、延性、常温および高温強度に優れた快削性銅合金、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、耐食性とは、耐脱亜鉛腐食性を指す。また、熱間加工材とは、熱間押出材、熱間鍛造材、熱間圧延材を指す。高温特性とは、約１５０℃（１００℃〜２５０℃）における、高温クリープ、引張強さを指す。冷却速度とは、ある温度範囲での平均冷却速度を指す。

このような課題を解決して、前記目的を達成するために、本発明の第１の態様である快削性銅合金は、７６．０ｍａｓｓ％以上７８．７ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１ｍａｓｓ％以上３．６ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．４０ｍａｓｓ％以上０．８５ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０５ｍａｓｓ％以上０．１４ｍａｓｓ％以下のＰと、０．００５ｍａｓｓ％以上０．０２０ｍａｓｓ％未満のＰｂと、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、０．０８ｍａｓｓ％未満であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｓｎの含有量を［Ｓｎ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％とした場合に、
７５．０≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−７．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦７８．２、
６０．０≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．８×［Ｓｉ］−０．８×［Ｓｎ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６１．５、
０．０９≦ｆ３＝［Ｐ］／［Ｓｎ］≦０．３０、
の関係を有するとともに、
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）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％とした場合に、
３０≦（κ）≦６５、
０≦（γ）≦２．０、
０≦（β）≦０．３、
０≦（μ）≦２．０、
９６．５≦ｆ４＝（α）＋（κ）、
９９．４≦ｆ５＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
０≦ｆ６＝（γ）＋（μ）≦３．０、
３５≦ｆ７＝１．０５×（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）≦７０、
の関係を有するとともに、
α相内に針状のκ相が存在しており、γ相の長辺の長さが４０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下であ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、本発明の第１の態様の快削性銅合金において、さらに、０．０１ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．０１ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％以下のＢｉから選択される１又は２以上を含有することを特徴とする。

発明の第３態様である快削性銅合金は、７６．５ｍａｓｓ％以上７８．３ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１５ｍａｓｓ％以上３．５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．４５ｍａｓｓ％以上０．７７ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１３ｍａｓｓ％以下のＰと、０．００６ｍａｓｓ％以上０．０１８ｍａｓｓ％以下のＰｂと、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、０．０８ｍａｓｓ％未満であり、
Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｓｎの含有量を［Ｓｎ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％とした場合に、
７５．５≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−７．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦７７．７、
６０．２≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．８×［Ｓｉ］−０．８×［Ｓｎ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６１．３、
０．１０≦ｆ３＝［Ｐ］／［Ｓｎ］≦０．２７
の関係を有するとともに、
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）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％とした場合に、
３３≦（κ）≦６０、
０≦（γ）≦１．５、
０≦（β）≦０．１、
０≦（μ）≦１．０、
９７．５≦ｆ４＝（α）＋（κ）、
９９．６≦ｆ５＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
０≦ｆ６＝（γ）＋（μ）≦２．０、
３８≦ｆ７＝１．０５×（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）≦６５、
の関係を有するとともに、
α相内に針状のκ相が存在しており、γ相の長辺の長さが４０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが１５μｍ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の態様のいずれかの快削性銅合金において、κ相に含有されるＳｎの量が０．４３ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下であり、κ相に含有されるＰの量が０．０６ｍａｓｓ％以上０．２２ｍａｓｓ％以下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の態様のいずれかの快削性銅合金において、Ｕノッチ形状のシャルピー衝撃試験値が１２Ｊ／ｃｍ^２以上４５Ｊ／ｃｍ^２以下であり、かつ室温での０．２％耐力に相当する荷重を負荷した状態で、１５０℃で１００時間保持した後のクリープひずみが０．４％以下であることを特徴とする。
なお、シャルピー衝撃試験値は、Ｕノッチ形状の試験片での値である。

本発明の第６の態様である快削性銅合金は、本発明の第１〜４の態様のいずれかの快削性銅合金において、熱間加工材であり、引張強さＳ（Ｎ／ｍｍ^２）が５５０Ｎ／ｍｍ^２以上、伸びＥ（％）が１２％以上、Ｕノッチ形状のシャルピー衝撃試験値Ｉ（Ｊ／ｃｍ^２）が１２Ｊ／ｃｍ^２以上４５Ｊ／ｃｍ^２以下であり、かつ
６５０≦ｆ８＝Ｓ×｛（Ｅ＋１００）／１００｝^１／２、または
６６５≦ｆ９＝Ｓ×｛（Ｅ＋１００）／１００｝^１／２＋Ｉ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は、本発明の第１〜６の態様のいずれかの快削性銅合金において、水道用器具、工業用配管部材、液体と接触する器具、圧力容器、および継手、又は液体と接触する自動車用部品および電気製品部品に用いられ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１〜７の態様のいずれかの快削性銅合金の製造方法であって、
冷間加工工程及び熱間加工工程のいずれか一方または両方と、前記冷間加工工程又は前記熱間加工工程の後に実施する焼鈍工程と、を有し、
前記焼鈍工程では、以下の（１）〜（４）のいずれかの条件で銅合金を保持し、
（１）５２５℃以上５７５℃以下の温度で２０分から８時間保持するか、
（２）５１５℃以上５２５℃未満の温度で１００分から８時間保持するか、
（３）最高到達温度が５２５℃以上６１０℃以下であり、５７５℃から５２５℃までの温度領域で２０分以上保持するか、又は
（４）５７５℃から５２５℃までの温度領域を０．１℃／分以上、２．５℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、
次いで、４６０℃から４００℃までの温度領域を２．５℃／分以上、５００℃／分以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする。

本発明の第９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の態様のいずれかの快削性銅合金の製造方法であって、
鋳造工程と、前記鋳物工程の後に実施する焼鈍工程と、を有し、
前記焼鈍工程では、以下の（１）〜（４）のいずれかの条件で銅合金を保持し、
（１）５２５℃以上５７５℃以下の温度で２０分から８時間保持するか、
（２）５１５℃以上５２５℃未満の温度で１００分から８時間保持するか、
（３）最高到達温度が５２５℃以上６１０℃以下であり、５７５℃から５２５℃までの温度領域で２０分以上保持するか、又は
（４）５７５℃から５２５℃までの温度領域を０．１℃／分以上、２．５℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、
次いで、４６０℃から４００℃までの温度領域を２．５℃／分以上、５００℃／分以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする。

本発明の第１０の態様である快削性銅合金の製造方法は、本発明の第１〜７の態様のいずれかの快削性銅合金の製造方法であって、
熱間加工工程を含み、熱間加工される時の材料温度が、６００℃以上、７４０℃以下であり、
熱間での塑性加工後の冷却過程において、５７５℃から５２５℃までの温度領域を０．１℃／分以上、２．５℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、４６０℃から４００℃までの温度領域を２．５℃／分以上、５００℃／分以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする。

本発明の第１１の態様である快削性銅合金の製造方法は、本発明の第１〜７の態様のいずれかの快削性銅合金の製造方法であって、
冷間加工工程及び熱間加工工程のいずれか一方または両方と、前記冷間加工工程又は前記熱間加工工程の後に実施する低温焼鈍工程と、を有し、
前記低温焼鈍工程においては、材料温度を２４０℃以上３５０℃以下の範囲とし、加熱時間を１０分以上３００分以下の範囲とし、材料温度をＴ℃、加熱時間をｔ分としたとき、１５０≦（Ｔ−２２０）×（ｔ）^１／２≦１２００の条件とすることを特徴とする。

本発明の態様によれば、被削性機能に優れるが耐食性、延性、衝撃特性、高温強度（高温クリープ）に劣るγ相を極力少なくし、かつ、被削性に有効なμ相も限りなく少なくし、かつ強度、被削性、延性、耐食性に有効なκ相がα相内に存在した金属組織を規定している。更に、この金属組織を得るための組成、製造方法を規定している。このため、本発明の態様により、被削性、高速の流体を含む厳しい環境下での耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、常温の強度、高温強度、耐摩耗性に優れた快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法を提供することができる。

実施例１における快削性銅合金（試験Ｎｏ．Ｔ０５）の組織の電子顕微鏡写真である。 実施例１における快削性銅合金（試験Ｎｏ．Ｔ０３）の組織の金属顕微鏡写真である。 実施例１における快削性銅合金（試験Ｎｏ．Ｔ０３）の組織の電子顕微鏡写真である。 実施例２における試験Ｎｏ．Ｔ４０１の８年間過酷な水環境下で使用された後の断面の金属顕微鏡写真である。 実施例２における試験Ｎｏ．Ｔ４０２の脱亜鉛腐食試験１の後の断面の金属顕微鏡写真である。 実施例２における試験Ｎｏ．Ｔ６３の脱亜鉛腐食試験１の後の断面の金属顕微鏡写真である。

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、給水栓、バルブ、継手などの人や動物が毎日摂取する飲料水に使用される器具、バルブ、継手などの電気・自動車・機械・工業用配管部材、液体と接触する器具、部品、圧力容器・継手として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、複数の組成関係式を規定している。
組成関係式ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−７．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］
組成関係式ｆ２＝［Ｃｕ］−４．８×［Ｓｉ］−０．８×［Ｓｎ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］
組成関係式ｆ３＝［Ｐ］／［Ｓｎ］

さらに、本実施形態では、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）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％で示すものとする。なお、金属組織の構成相は、α相、γ相、κ相などを指し、金属間化合物や、析出物、非金属介在物などは含まれない。また、α相内に存在するκ相は、α相の面積率に含める。α’相はα相に含める。すべての構成相の面積率の和は、１００％とする。
そして、本実施形態では、以下のように、複数の組織関係式を規定している。
組織関係式ｆ４＝（α）＋（κ）
組織関係式ｆ５＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）
組織関係式ｆ６＝（γ）＋（μ）
組織関係式ｆ７＝１．０５×（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）

本発明の第１の実施形態に係る快削性銅合金は、７６．０ｍａｓｓ％以上７８．７ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１ｍａｓｓ％以上３．６ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．４０ｍａｓｓ％以上０．８５ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０５ｍａｓｓ％以上０．１４ｍａｓｓ％以下のＰと、０．００５ｍａｓｓ％以上０．０２０ｍａｓｓ％未満のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる。組成関係式ｆ１が７５．０≦ｆ１≦７８．２の範囲内とされ、組成関係式ｆ２が６０．０≦ｆ２≦６１．５の範囲内とされ、組成関係式ｆ３が０．０９≦ｆ３≦０．３０の範囲内とされる。κ相の面積率が３０≦（κ）≦６５の範囲内とされ、γ相の面積率が０≦（γ）≦２．０の範囲内とされ、β相の面積率が０≦（β）≦０．３の範囲内とされ、μ相の面積率が０≦（μ）≦２．０の範囲内とされる。組織関係式ｆ４が９６．５≦ｆ４の範囲内とされ、組織関係式ｆ５が９９．４≦ｆ５の範囲内とされ、組織関係式ｆ６が０≦ｆ６≦３．０の範囲内とされ、組織関係式ｆ７が３５≦ｆ７≦７０の範囲内とされる。α相内にκ相が存在している。γ相の長辺の長さが５０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが２５μｍ以下とされている。

本発明の第２の実施形態に係る快削性銅合金は、７６．５ｍａｓｓ％以上７８．３ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１５ｍａｓｓ％以上３．５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．４５ｍａｓｓ％以上０．７７ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１３ｍａｓｓ％以下のＰと、０．００６ｍａｓｓ％以上０．０１８ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる。組成関係式ｆ１が７５．５≦ｆ１≦７７．７の範囲内とされ、組成関係式ｆ２が６０．２≦ｆ２≦６１．３の範囲内とされ、組成関係式ｆ３が０．１≦ｆ３≦０．２７の範囲内とされる。κ相の面積率が３３≦（κ）≦６０の範囲内とされ、γ相の面積率が０≦（γ）≦１．５の範囲内とされ、β相の面積率が０≦（β）≦０．１の範囲内とされ、μ相の面積率が０≦（μ）≦１．０の範囲内とされる。組織関係式ｆ４が９７．５≦ｆ４の範囲内とされ、組織関係式ｆ５が９９．６≦ｆ５の範囲内とされ、組織関係式ｆ６が０≦ｆ６≦２．０の範囲内とされ、組織関係式ｆ７が３８≦ｆ７≦６５の範囲内とされる。α相内にκ相が存在している。γ相の長辺の長さが４０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下とされている。

また、本発明の第１の実施形態である快削性銅合金においては、さらに、０．０１ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．０１ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％以下のＢｉから選択される１又は２以上を含有してもよい。

本発明の第１、２の実施形態に係る快削性銅合金においては、不可避不純物であるＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，及びＣｒの合計量は、０．０８ｍａｓｓ％未満であることが好ましい。

さらに、本発明の第１、２の実施形態に係る快削性銅合金においては、κ相に含有されるＳｎの量が０．４３ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下、かつκ相に含有されるＰの量が０．０６ｍａｓｓ％以上０．２２ｍａｓｓ％以下であることが好ましい。

また、本発明の第１、２の実施形態に係る快削性銅合金においては、Ｕノッチ形状のシャルピー衝撃試験値が１２Ｊ／ｃｍ^２以上４５Ｊ／ｃｍ^２以下であり、かつ室温での０．２％耐力（０．２％耐力に相当する荷重）を負荷した状態で銅合金を１５０℃で１００時間保持した後のクリープひずみが０．４％以下であることが好ましい。
本発明の第１、２の実施形態に係る熱間加工を経た快削性銅合金（熱間加工材）においては、引張強さＳ（Ｎ／ｍｍ^２）、伸びＥ（％）、シャルピー衝撃試験値Ｉ（Ｊ／ｃｍ^２）との関係において、引張強さＳが５５０Ｎ／ｍｍ^２以上、伸びＥが１２％以上、Ｕノッチ形状のシャルピー衝撃試験値Ｉが１２Ｊ／ｃｍ^２以上４５Ｊ／ｃｍ^２以下であり、かつ、引張強さ（Ｓ）と｛（伸び（Ｅ）＋１００）／１００｝の１／２乗との積であるｆ８＝Ｓ×｛（Ｅ＋１００）／１００｝^１／２の値が６５０以上であるか、または、ｆ８とＩの和であるｆ９＝Ｓ×｛（Ｅ＋１００）／１００｝^１／２＋Ｉの値が６６５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，ｆ３、金属組織、組織関係式ｆ４，ｆ５，ｆ６，ｆ７、機械的特性を、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７６．０ｍａｓｓ％以上含有する必要がある。Ｃｕ含有量が、７６．０ｍａｓｓ％未満の場合、Ｓｉ，Ｚｎ，Ｓｎの含有量や、製造プロセスにもよるが、γ相の占める割合が２％を超え、耐脱亜鉛腐食性が悪くなるばかりか、耐応力腐食割れ性、衝撃特性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、延性、常温の強度および高温クリープが劣る。場合によっては、β相が出現することもある。よって、Ｃｕ含有量の下限は、７６．０ｍａｓｓ％以上であり、好ましくは７６．５ｍａｓｓ％以上、より好ましくは７６．８ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｕ含有量が７８．７ｍａｓｓ％を超える場合には、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、強度への効果が飽和するばかりか、κ相の占める割合が多くなりすぎるおそれがある。またＣｕ濃度の高いμ相、場合によってはζ相、χ相が析出し易くなる。その結果、金属組織の要件にもよるが、被削性、衝撃特性、延性、熱間加工性が悪くなるおそれがある。従って、Ｃｕ含有量の上限は、７８．７ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは７８．３ｍａｓｓ％以下であり、延性や衝撃特性を重要視すれば好ましくは７８．０ｍａｓｓ％以下、より好ましくは７７．７ｍａｓｓ％以下である。

（Ｓｉ）
Ｓｉは、本実施形態の合金の多くの優れた特性を得るために必要な元素である。Ｓｉは、κ相、γ相、μ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、耐食性、耐応力腐食割れ性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、耐摩耗性、常温の強度および高温特性を向上させる。被削性に関しては、Ｓｉを含有しても、α相の被削性はほとんど改善しない。しかし、Ｓｉの含有によって形成されるγ相、κ相、μ相などのα相より硬質な相の存在によって、多量のＰｂを含有しなくとも、優れた被削性を有することができる。しかしながら、γ相やμ相などの金属相の占める割合が多くなるに従って、延性や衝撃特性が低下する。厳しい環境下での耐食性に劣るようになる。さらには長期間使用に耐えうる高温クリープ特性に問題を生じる。一方、κ相は、被削性、強度、耐キャビテーション性、耐摩耗性の向上に有用であるが、κ相が過剰であると、延性、衝撃特性、加工性を低下させ、場合によっては被削性も悪くする。このため、κ相、γ相、μ相、β相を適正な範囲に規定する必要がある。

これらの金属組織の問題を解決し、諸特性をすべて満たすためには、Ｃｕ、Ｚｎ，Ｓｎ等の含有量にもよるが、Ｓｉは３．１ｍａｓｓ％以上含有する必要がある。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは３．１５ｍａｓｓ％以上であり、より好ましくは３．１７ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは３．２ｍａｓｓ％以上である。一見、Ｓｉ濃度の高いγ相や、μ相の占める割合を少なくするためには、Ｓｉ含有量を低くすべきと考えられる。しかし、他の元素との配合割合、および製造プロセスを鋭意研究した結果、上述のようにＳｉ含有量の下限を規定する必要がある。また、他の元素や、組成の関係式、製造プロセスにもよるが、Ｓｉ含有量が約３％を超えると、α相内に、細長い、針状のκ相を存在させることができる。そして、Ｓｉ含有量が３．１ｍａｓｓ％〜３．１５ｍａｓｓ％を境にして、針状のκ相の量が増大する。以下、α相内に存在するκ相をκ１相とも呼ぶ。α相内に存在するκ相により、α相が強化され、延性を損なわずに引張強さ、高温強度、被削性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、耐食性、耐摩耗性、衝撃特性を向上させることができる。
一方、Ｓｉ含有量が多すぎると、κ相が過剰になり、延性、衝撃特性、更には被削性が悪くなる。このため、Ｓｉ含有量の上限は、３．６ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは３．５ｍａｓｓ％以下であり、延性や衝撃特性を重視すると、好ましくは３．４５ｍａｓｓ％以下、より好ましくは３．４ｍａｓｓ％以下である。

（Ｚｎ）
Ｚｎは、Ｃｕ，Ｓｉとともに本実施形態の合金の主要構成元素であり、被削性、耐食性、強度、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含有量の上限は約２０.５ｍａｓｓ％以下であり、下限は、約１６．５ｍａｓｓ％以上である。

（Ｓｎ）
Ｓｎは、厳しい環境下での耐脱亜鉛腐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性を大幅に向上させ、耐応力腐食割れ性、被削性、耐摩耗性を向上させる。複数の金属相（構成相）からなる銅合金では、各金属相の耐食性には優劣があり、最終的にα相とκ相の２相となっても、耐食性に劣る相から腐食が開始し、腐食が進行する。Ｓｎは、最も耐食性に優れるα相の耐食性を高めると同時に、２番目に耐食性に優れるκ相の耐食性も同時に改善する。Ｓｎは、α相に配分される量よりもκ相に配分される量が約１．４倍ある。すなわち、κ相に配分されるＳｎ量は、α相に配分されるＳｎ量の約１．４倍である。Ｓｎ量が多い分、κ相の耐食性はより向上する。Ｓｎの含有量の増加によりα相とκ相の耐食性の優劣はほとんどなくなり、あるいは、少なくともα相とκ相の耐食性の差が縮まり、合金としての耐食性は、大きく向上する。

しかしながら、Ｓｎの含有は、γ相あるいはβ相の形成を促進する。Ｓｎ自身は優れた被削性機能を持たないが、優れた被削性能を持つγ相を形成することによって、結果として合金の被削性が向上する。一方で、γ相は、合金の耐食性、延性、衝撃特性、高温特性を悪くし、強度を低下させる。約０．５％のＳｎを含有する場合、Ｓｎは、α相に比して約７倍から約１５倍、γ相に多く配分される。すなわち、γ相に配分されるＳｎ量は、α相に配分されるＳｎ量の約７倍から約１５倍である。Ｓｎを含むγ相は、Ｓｎを含まないγ相に比べ耐食性は少し改善される程度で、不十分である。このように、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金へのＳｎの含有は、κ相、α相の耐食性を高めるにも関わらず、γ相の形成を促進する。このため、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｐ、Ｐｂの必須元素をより適正な配合比率とし、かつ、製造プロセスを含め適正な金属組織の状態にしなければ、Ｓｎの含有は、κ相、α相の耐食性を僅かに高めるに留まる。却ってγ相の増大により、合金の耐食性、延性、衝撃特性、高温特性、引張強さの低下を招く。
α相、κ相中のＳｎの濃度が増加することによってα相、κ相の強化が図られ、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、耐摩耗性を向上させることができる。さらに、α相中に存在する細長いκ相が、α相が強化され、より一層これらの特性に、効果的に働く。
また、κ相にＳｎを含有させると、κ相の被削性が向上する。その効果は、Ｐと共添加することによって増す。
これらのようにいかにＳｎを活用するかによって、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、耐摩耗性、常温の強度、高温特性、衝撃特性、被削性が大きく左右される。その利用方法を誤れば、γ相の増大により逆にこれらの特性を悪くすることになる。

後述する関係式、製造プロセスを含めた金属組織の制御により、諸特性に優れた銅合金を作り上げることが可能となる。このような効果を発揮させるためには、Ｓｎの含有量の下限を０．４０ｍａｓｓ％以上とする必要があり、好ましくは０．４５ｍａｓｓ％以上、より好ましくは０．４８ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｓｎを０．８５ｍａｓｓ％を超えて含有すると、組成の配合割合を工夫しても、製造プロセスを工夫しても、γ相の占める割合が多くなる。またκ相中へのＳｎの固溶量が過剰となり、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性への効果も飽和する。κ相中への過剰なＳｎの存在は、κ相の靭性を損ない、合金の延性、衝撃特性を低下させる。Ｓｎ含有量の上限は、０．８５ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは０．７７ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．７０ｍａｓｓ％以下である。

（Ｐｂ）
Ｐｂの含有は、銅合金の被削性を向上させる。Ｐｂは約０．００３ｍａｓｓ％がマトリックスに固溶し、それを超えたＰｂは直径１μｍ程度のＰｂ粒子として存在する。本実施形態の合金の被削性は、基本的にはα相より硬いκ相の被削性機能を利用したものであり、軟質のＰｂ粒子という違った作用を備えると一段と被削性が向上する。本実施形態の合金は、合金中、κ相中へのＳｎの含有、κ相の適正量の確保、α相中のκ１相の存在などにより、高度な被削性能を備えているので、Ｐｂは微量で十分な効果が得られる。Ｐｂは、０．００５ｍａｓｓ％以上で効果を発揮する。好ましくは０．００６ｍａｓｓ％以上である。
Ｐｂは、人体に有害であり、本実施形態の合金は、κ相を多く含み、γ相を０％にするのは困難なため、Ｐｂ含有量が増えるにしたがって、延性、衝撃特性、常温の強度、高温特性への影響が大きくなる。本実施形態の合金は、既に高度な被削性を備えており、かつ人体等の影響を鑑みれば、Ｐｂの含有量は、０．０２０ｍａｓｓ％未満で十分である。好ましくは０．０１８ｍａｓｓ％以下である。

（Ｐ）
Ｐは、厳しい環境下での耐脱亜鉛腐食性、被削性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、耐摩耗性を向上させる。特に、Ｓｎと共にＰを添加することでその効果が顕著になる。
Ｐは、α相に配分される量に対してκ相に配分される量が約２倍である。すなわち、κ相に配分されるＰ量は、α相に配分されるＰ量の約２倍である。また、Ｐは、α相の耐食性を高める大きな効果を有するが、Ｐの単独の添加では、κ相の耐食性を高める効果は小さい。Ｐは、Ｓｎと共存することにより、κ相の耐食性を向上させることができるが、γ相の耐食性をほとんど改善しない。また、Ｐの被削性の効果は、ＰとＳｎとを共に添加することで、より効果的なものとなる。
これらの効果を発揮するためには、Ｐの含有量の下限は、０．０５ｍａｓｓ％以上であり、好ましくは０．０６ｍａｓｓ％以上、より好ましくは０．０７ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｐを０．１４ｍａｓｓ％超えて含有させても、耐食性の効果が飽和するだけでなく、κ相中でのＰ濃度の上昇により、衝撃特性、延性が悪くなり、被削性にも悪い影響をおよぼす。また、ＰとＳｉの化合物が形成し易くなる。このため、Ｐの含有量の上限は、０．１４ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは０．１３ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．１２ｍａｓｓ％以下である。

（Ｓｂ、Ａｓ、Ｂｉ）
Ｓｂ、Ａｓの両者は、Ｐ、Ｓｎと同様に、特に厳しい環境下での耐脱亜鉛腐食性、耐応力腐食割れ性をさらに向上させる。
Ｓｂを含有することによって耐食性の向上を図るためには、Ｓｂは０．０１ｍａｓｓ％以上の量で含有する必要があり、０．０１５ｍａｓｓ％以上の量のＳｂを含有することが好ましい。一方、Ｓｂを０．０８ｍａｓｓ％を超えて含有しても、耐食性が向上する効果は飽和し、却ってγ相が増えるので、Ｓｂの含有量は、０．０８ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは０．０６ｍａｓｓ％以下である。
また、Ａｓを含有することによって耐食性の向上を図るためには、Ａｓは０．０２ｍａｓｓ％以上の量で含有する必要があり、０．０２５ｍａｓｓ％以上が好ましい。一方、Ａｓを０．０８ｍａｓｓ％超えて含有しても耐食性が向上する効果は飽和するので、Ａｓの含有量は、０．０８ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは０．０６ｍａｓｓ％以下である。
Ｓｂを単独で含有することにより、α相の耐食性を向上させる。Ｓｂは、Ｓｎより融点は高いものの低融点金属であり、Ｓｎと類似の挙動を示し、α相に比べて、γ相、κ相に多く配分され、κ相の耐食性を向上させる。しかし、Ｓｂには、γ相の耐食性を改善する効果はほとんどないばかりか、過剰量のＳｂを含有することは、γ相を増加させる恐れがある。このため、Ｓｂを活用させるためにも、γ相を２．０％以下にすることが好ましい。
Ａｓは、Ｓｎ、Ｐ、Ｓｂ、Ａｓの中で、α相の耐食性を強化する。κ相が腐食されても、α相の耐食性が高められているので、Ａｓは、連鎖反応的に起こるα相の腐食を食い止める働きをする。しかしながら、Ａｓが単独で添加された場合も、Ｓｎ、Ｐ、Ｓｂと共にＡｓが添加された場合であっても、κ相、γ相の耐食性を向上させる効果は小さい。
なお、Ｓｂ、Ａｓを共に含有する場合、Ｓｂ、Ａｓの合計含有量が０．１０ｍａｓｓ％を超えても、耐食性が向上する効果は飽和し、延性、衝撃特性が低下する。このため、Ｓｂ、Ａｓの合計含有量を０．１０ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。
Ｂｉは、さらに銅合金の被削性を向上させる。そのためには、Ｂｉを０．０１ｍａｓｓ％以上の量で含有する必要があり、０．０２ｍａｓｓ％以上のＢｉを含有することが好ましい。一方、Ｂｉの人体への有害性は不確かであるが、衝撃特性、高温特性への影響から、Ｂｉの含有量の上限を０．１０ｍａｓｓ％以下とし、好ましくは０．０５ｍａｓｓ％以下とする。

（不可避不純物）
本実施形態における不可避不純物としては、例えばＡｌ，Ｎｉ，Ｍｇ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｆｅ，Ｍｎ，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は、電気銅、電気亜鉛など、良質な原料が主ではなく、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。例えば切り屑、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。切削切り屑等の分別が不十分であると、他の快削性銅合金からＰｂ，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｓｎ，Ｐ，Ｂｉ，Ｓｂ，Ａｓ，Ｃａ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｎｉおよび希土類元素が混入する。また切削切り屑には、工具から混入するＦｅ，Ｗ，Ｃｏ，Ｍｏなどが含まれる。廃材には、めっきされた製品を含むためＮｉ，Ｃｒ，Ｓｎが混入する。純銅系のスクラップの中には、Ｍｇ，Ｆｅ，Ｔｅ，Ｓｅ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｃｏ，Ｉｎ，Ｎｉ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切り屑等のスクラップは、ある限度まで原料として使用される。
経験的に、Ｎｉはスクラップ等からの混入が多いが、Ｎｉの量は０．０６ｍａｓｓ％未満まで許容されるが、Ｎｉの量は０．０５ｍａｓｓ％以下が好ましい。
Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｃｒ等は、Ｓｉと金属間化合物を形成し、場合によってはＰと金属間化合物を形成し、被削性、耐食性やその他の特性に影響する。Ｃｕ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｐの含有量や、関係式ｆ１、ｆ２にもよるが、Ｆｅは、Ｓｉと化合しやすく、Ｆｅの含有は、Ｆｅと等量のＳｉを消費させる恐れがあり、被削性に悪い影響を与えるＦｅ−Ｓｉ化合物の形成を促進させる。このため、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，及びＣｒのそれぞれの量は、０．０５ｍａｓｓ％以下が好ましく、０．０４ｍａｓｓ％以下がより好ましい。またＦｅは、Ｐとも金属間化合物を形成し易く、Ｐを消耗させるだけでなく、金属間化合物は被削性を阻害する。したがってＦｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，及びＣｒの合計の含有量を０．０８ｍａｓｓ％未満とすることが好ましい。この合計量（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，及びＣｒの合計量）は、より好ましくは０．０７ｍａｓｓ％未満であり、原料事情が許せば、さらに好ましくは０．０６ｍａｓｓ％未満である。
他方、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、０．０５ｍａｓｓ％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れば、Ｔｅ、Ｓｅの各々の含有量は、０．０３ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．０２ｍａｓｓ％未満がさらに好ましい。
その他の元素であるＡｌ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｉｎ，Ｗ，Ｍｏ，Ｂ，および希土類元素等のそれぞれの量は、０．０３ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．０２ｍａｓｓ％未満がより好ましく、０．０１ｍａｓｓ％未満がさらに好ましい。
なお、希土類元素の量は、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。
これらの不可避不純物の量は、本実施形態の合金の特性への影響を鑑みれば、管理、制限しておくことが望ましい。

（組成関係式ｆ１）
組成関係式ｆ１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において、Ｓｎには−７．５の大きな係数が与えられている。組成関係式ｆ１が７５．０未満であると、他の関係式にもよるが、γ相の占める割合が多くなり、またγ相の長辺が長くなる。これにより、耐食性の悪化はもとより、常温での強度が低くなり、延性、衝撃特性、高温特性が悪くなり、また耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性が悪くなる。よって、組成関係式ｆ１の下限は、７５．０以上であり、好ましくは７５．５以上であり、より好ましくは７５．８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、γ相の面積率は小さくなり、γ相が存在しても、γ相は粒状化される。すなわち長辺の長さの短いγ相になる傾向にあり、より耐食性、衝撃特性、延性、常温での強度、高温特性が向上する。
一方、組成関係式ｆ１の上限は、Ｓｎ含有量が本実施形態の範囲内にある場合、主としてκ相の占める割合に影響する。組成関係式ｆ１が７８．２より大きいと、κ相の占める割合が多くなりすぎ、またμ相が析出し易くなる。κ相が多すぎると、衝撃特性、延性、被削性、熱間加工性、耐エロージョンコロージョン性が悪くなる。よって、組成関係式ｆ１の上限は、７８．２以下であり、好ましくは７７．７以下であり、より好ましくは７７．３以下である。
このように、組成関係式ｆ１を、上記の範囲に規定することで、特性の優れた銅合金が得られる。なお、選択元素であるＡｓ，Ｓｂ，Ｂｉおよび別途規定した不可避不純物については、それらの含有量を考え合わせ、組成関係式ｆ１にほとんど影響を与えないことから、組成関係式ｆ１では規定していない。

（組成関係式ｆ２）
組成関係式ｆ２は、組成と加工性、諸特性、金属組織の関係を表す式である。組成関係式ｆ２が６０．０未満であると、金属組織中のγ相の占める割合が増え、β相を始め他の金属相が出現し易く、また残留し易くなり、耐食性、延性、衝撃特性、冷間加工性、高温強度特性が悪くなる。また熱間鍛造時に結晶粒が粗大化し、割れが生じ易くなる。よって、組成関係式ｆ２の下限は６０．０以上であり、好ましくは６０．２以上であり、より好ましくは６０．３以上である。
一方、組成関係式ｆ２が６１．５を超えると、熱間変形抵抗が高くなり、熱間での変形能が低下し、熱間押出材や熱間鍛造品に表面割れが生じるおそれがある。また、熱間加工方向と平行方向の長さが５００μｍを超え、かつ幅が１５０μｍを超えるような粗大なα相が出現するおそれがある。粗大なα相が存在すると、被削性が低下し、強度が低くなる。そして、粗大なα相とκ相の境界を中心に、長辺の長さの長いγ相が存在し易くなり、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、高温特性、耐摩耗性が悪くなる。一方、α相内に存在する針状のκ相の生成にも影響を与え、ｆ２の値が大きいほど、κ１相が存在し難くなる。組成関係式ｆ２の上限は６１．５以下であり、好ましくは６１．３以下であり、より好ましくは６１．２以下である。このように、組成関係式ｆ２を狭い範囲に設定することにより、良好な耐食性、耐エロージョンコロージョン性、強度、被削性、熱間加工性、衝撃特性、高温特性を得ることができる。
なお、選択元素であるＡｓ，Ｓｂ，Ｂｉおよび別途規定した不可避不純物については、それらの含有量を考え合わせ、組成関係式ｆ２にほとんど影響を与えないことから、組成関係式ｆ２では規定していない。

（組成関係式ｆ３）
０．４０ｍａｓｓ％以上の量でＳｎを含有することは、特に耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性を向上させる。本実施形態では、金属組織中のγ相を減少させ、効果的にκ相またはα相にＳｎをより多く含有させる。さらに、Ｐと共にＳｎを添加することで、その効果はより高まる。組成関係式ｆ３は、ＰとＳｎの配合割合に関わり、Ｐ／Ｓｎの値が、０．０９以上、０．３０以下、すなわち概ね原子濃度でＳｎ１原子に対して、Ｐ原子の数が１／３〜１．１であると、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性を向上させることができる。ｆ３は、好ましくは０．１０以上である。また、ｆ３の好ましい上限値は、０．２７以下である。Ｐ／Ｓｎの範囲の下限を下回ると、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性が特に悪くなり、上限を超えると、特に衝撃特性、延性が悪くなる。

（特許文献との比較）
ここで、上述した特許文献３〜１２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に示す。
本実施形態と特許文献３とはＰｂの含有量が異なっている。本実施形態と特許文献５とはＰ／Ｓｎの比を規定するかどうかで異なっている。本実施形態と特許文献４とはＰｂの含有量が異なっている。本実施形態と特許文献６，７とはＺｒを含有するか否かで異なっている。本実施形態と特許文献８とはＦｅを含有するか否かの点で相違している。本実施形態と特許文献９とはＰｂを含有するか否かで異なっており、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｍｎを含有するか否かの点でも相違している。特許文献１０はＳｎ,Ｐ,Ｐｂを含有していない点で本実施形態と異なる。特許文献５は、強度、被削性、耐摩耗性に貢献するα相中に存在するκ１相、ｆ２、ｆ７について沈黙しており、強度バランスも低い。特許文献１１は、７００℃以上に加熱されるろう付けに関わり、ろう付け構造体に関わるものである。特許文献１２は、ねじや歯車に転造加工される素材に関わるものである。
以上のように、本実施形態の合金と、特許文献３〜１２に記載されたＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金とは組成範囲が異なっている。

＜金属組織＞
Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金は、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金属相の種類とその範囲を特定し、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。
複数の金属相から構成されるＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金の場合、各々の相の耐食性は同じではなく、優劣がある。腐食は、最も耐食性の劣る相、すなわち最も腐食しやすい相、或は、耐食性の劣る相とその相に隣接する相との境界から始まって進行する。Ｃｕ，Ｚｎ，Ｓｉの３元素からなるＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金の場合、例えば、α相、α’相、β（β’を含む）相、κ相、γ（γ’を含む）相、μ相の耐食性を比較すると、耐食性の序列は、優れる相から順にα相＞α’相＞κ相＞μ相≧γ相＞β相である。κ相とμ相の間の耐食性の差が特に大きい。

ここで各相の組成は、合金の組成及び各相の占有面積率によって数値が変動するが、以下のことが言える。
各相のＳｉ濃度は、濃度の高い順から、μ相＞γ相＞κ相＞α相＞α’相≧β相、である。μ相、γ相及びκ相におけるＳｉ濃度は、合金成分のＳｉ濃度よりも高い。また、μ相のＳｉ濃度は、α相のＳｉ濃度の約２．５〜約３倍であり、γ相のＳｉ濃度は、α相のＳｉ濃度の約２〜約２．５倍である。
各相のＣｕ濃度は、濃度の高い順から、μ相＞κ相≧α相＞α’相≧γ相＞β相、である。μ相におけるＣｕ濃度は、合金のＣｕ濃度よりも高い。

特許文献３〜６に示されるＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、被削性機能が最も優れるγ相は、主としてα’相と共存、或は、κ相、α相との境界に存在する。γ相は、銅合金にとって厳しい水質下或は環境下では、選択的に腐食の発生源（腐食の起点）になり、腐食が進行する。勿論、β相が存在すれば、γ相の腐食より先にβ相の腐食が始まる。μ相とγ相が共存する場合、μ相の腐食は、γ相より少し遅れるか、または、ほぼ同時に始まる。例えばα相、κ相、γ相、μ相が共存する場合、γ相やμ相が、選択的に脱亜鉛腐食されると、腐食されたγ相やμ相は、脱亜鉛現象によりＣｕに富んだ腐食生成物となり、その腐食生成物がκ相、或いは近接するα’相を腐食させ、連鎖反応的に腐食が進行する。

なお、日本を始め全世界における飲料水の水質は様々であり、かつ、その水質が銅合金にとって腐食しやすい水質となってきている。例えば人体への安全性の問題から、上限はあるものの消毒目的で使用される残留塩素の濃度が高くなり、水道用器具である銅合金が腐食しやすい環境になってきている。前記の自動車部品、機械部品、工業用配管も含めた部材の使用環境のように多くの溶液の介在する使用環境での耐食性についても、飲料水と同様或はそれ以上のことが言える。また、時代の要請から、高温または高速流体下での耐食性や高圧容器や高圧バルブの信頼性の確保、或は、薄肉・軽量化に応えるため、高強度で、高温クリープに優れ、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性に優れた銅合金部材が必要となっている。

他方、γ相、もしくはγ相、μ相、β相の量を制御、すなわちこれら各相の存在割合を大幅に減少させるか、或は皆無にさせても、α相、κ相の２相で構成されるＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金の耐食性は万全ではない。腐食環境によっては、α相より耐食性の劣るκ相が、選択的に腐食されることがあり、κ相の耐食性の向上を図る必要がある。さらには、κ相が腐食されると、腐食されたκ相は、Ｃｕに富んだ腐食生成物となり、その腐食生成物によりα相を腐食させる。このため、α相の耐食性の向上も図る必要がある。

また、γ相は、硬くて脆い相であり、銅合金部材に大きな負荷が加わったとき、ミクロ的に応力集中源となる。γ相は、応力集中源となるため、切削時、切屑分断の起点となり、切屑の分断を促進し、切削抵抗を低くする働きをする。このように被削性の向上には繋がるが、応力腐食割れ感受性を増し、延性や衝撃特性を低下させる。また高温クリープ現象により、高温強度を低下させる。μ相は、γ相と同様に、Ｓｉを多量に含む硬質な相であり、α相の結晶粒界、α相、κ相の相境界に主として存在する。このため、γ相と同様に、μ相は、ミクロ的な応力集中源になる。応力集中源となるか或は粒界滑り現象により、μ相は、延性、衝撃特性を低下させ、高温強度を低下させる。また、γ相やμ相は、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性を悪化させる。なお、μ相は、γ相と同様、応力集中源となるが、被削性を改善する効果は、γ相に比べ小さい。

しかしながら、耐食性や前記諸特性を改善するために、γ相、もしくはγ相とμ相の存在割合を大幅に減少させるか、或は皆無にすると、少量のＰｂの含有とα相、κ相の２相だけでは、満足な被削性が得られない可能性がある。そこで、少量のＰｂを含有し、かつ優れた被削性を有することが前提で、厳しい使用環境での耐食性、および延性、衝撃特性、強度、高温強度、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性を改善するために、金属組織の構成相（金属相、結晶相）を以下のように規定する必要がある。
なお、以下、各相の占める割合（存在割合）の単位は、面積率（面積％）である。

（γ相）
γ相は、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金の被削性に最も貢献する相であるが、厳しい環境下での耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、延性、強度、高温特性、衝撃特性を優れたものにするためには、γ相を制限しなければならない。耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性を優れたものにするためには、Ｓｎの含有を必要とするが、Ｓｎの含有量が増えるにしたがって、γ相はさらに増加する。これら相反する現象、すなわち被削性と耐食性を同時に満足させるために、Ｓｎ、Ｐの含有量、組成関係式ｆ１、ｆ２、ｆ３、後述する組織関係式、製造プロセスを限定している。

（β相およびその他の相）
良好な耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性を得て、高い延性、衝撃特性、強度、高温特性を得るには、特に金属組織中に占めるβ相、γ相、μ相、およびζ相などその他の相の割合が重要である。
β相の占める割合は、少なくとも０％以上０．３％以下とする必要があり、０．１％以下であることが好ましく、最適にはβ相が存在しないことが好ましい。
α相、κ相、β相、γ相、μ相以外のζ相などその他の相の占める割合は、好ましくは０．３％以下であり、より好ましくは０．１％以下である。最適にはζ相等その他の相が存在しないことが好ましい。

まず、優れた耐食性を得るためには、γ相の占める割合を０％以上２．０％以下、且つ、γ相の長辺の長さを５０μｍ以下とする必要がある。
γ相の長辺の長さは、以下の方法により測定される。例えば５００倍または１０００倍の金属顕微鏡写真を用い、１視野において、γ相の長辺の最大長さを測定する。この作業を、後述するように、主として５視野の任意の視野において行う。それぞれの視野で得られたγ相の長辺の最大長さの平均値を算出し、γ相の長辺の長さとする。このため、γ相の長辺の長さは、γ相の長辺の最大長さと言うこともできる。
γ相の占める割合は、好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．０％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。優れた被削性機能を有するγ相の占める割合が０．５％以下であっても、Ｓｎ、Ｐの含有によって被削性能が向上したκ相と、少量のＰｂの含有、そして、α相内に存在するκ相（κ１相）により、合金として優れた被削性を備えることができる。
γ相の長辺の長さは耐食性に影響することから、γ相の長辺の長さは、５０μｍ以下であり、好ましくは４０μｍ以下であり、より好ましくは３０μｍ以下であり、最適には２０μｍ以下である。
γ相の量が多いほど、γ相が選択的に腐食されやすくなり、有効元素Ｓｎ、Ｐが効果的にκ相に配分されなくなる。また、γ相が長く連なるほど、その分、選択的に腐食されやすくなり、深さ方向への腐食の進行を速める。γ相は、γ相の量とともにγ相の長辺の長さが、耐食性以外の特性に影響を与える。長く連なったγ相は、主としてα相とκ相の境界に存在し、延性の低下に伴う常温での強度の低下、衝撃特性、高温特性、耐摩耗性、耐キャビテーション性を悪くする。

γ相の占める割合、及び、γ相の長辺の長さは、Ｃｕ，Ｓｎ，Ｓｉの含有量および、組成関係式ｆ１、ｆ２と大きな関連を持っている。

γ相が多くなると、延性、衝撃特性、常温での強度、高温強度、耐応力腐食割れ性、耐摩耗性が悪くなるので、γ相は、２．０％以下であることが必要であり、好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．０％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。金属組織中に存在するγ相は、高い応力が負荷された時、応力集中源になる。またγ相の結晶構造がＢＣＣであることが相まって、常温での強度、高温強度が低くなり、衝撃特性、耐応力腐食割れ性を低下させる。

（μ相）
μ相は、耐食性を始め、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、延性、衝撃特性、高温特性に影響することから、少なくともμ相の占める割合を０％以上２．０％以下にする必要がある。μ相の占める割合は、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．３％以下であり、μ相は存在しないことが最適である。μ相は、主として結晶粒界、相境界に存在する。このため、厳しい環境下では、μ相は、μ相が存在する結晶粒界で粒界腐食を生じる。また、衝撃作用を与えると粒界に存在する硬質なμ相を起点としたクラックが生じやすくなる。また、例えば、自動車のエンジン回りに使われるバルブや高温高圧ガスバルブに銅合金を使用した場合、１５０℃の高温で長時間保持すると粒界が滑り、クリープが生じ易くなる。このため、μ相の量を制限すると同時に、主として結晶粒界に存在するμ相の長辺の長さを２５μｍ以下とする必要がある。μ相の長辺の長さは、好ましくは１５μｍ以下であり、より好ましくは５μｍ以下であり、最適には２μｍ以下である。
μ相の長辺の長さは、γ相の長辺の長さの測定方法と同様の方法で測定される。すなわち、μ相の大きさに応じて、主として５００倍または１０００倍の金属顕微鏡写真、或いは２０００倍または５０００倍の２次電子像写真（電子顕微鏡写真）を用い、１視野において、μ相の長辺の最大長さを測定する。この作業を、５視野の任意の視野において行う。それぞれの視野で得られたμ相の長辺の最大長さの平均値を算出し、μ相の長辺の長さとする。このため、μ相の長辺の長さは、μ相の長辺の最大長さと言うこともできる。

（κ相）
近年の高速の切削条件のもと、切削抵抗、切屑の排出性を含め材料の被削性能は重要である。ところが、最も優れた被削性機能を有するγ相の占める割合を２．０％以下に制限し、かつ優れた被削性機能を有するＰｂ含有量を０．０２０ｍａｓｓ％未満に制限した状態で、優れた被削性を備えるためには、κ相の占める割合を少なくとも３０％以上とする必要がある。κ相の占める割合は、好ましくは３３％以上であり、より好ましくは３５％以上である。
κ相は、γ相、μ相、β相に比べ、脆さはなく、はるかに延性に富み、耐食性に優れる。γ相、μ相は、α相の粒界や相境界に沿って存在するが、κ相にはそのような傾向は認められない。またκ相は、α相より、延性を除く、強度、被削性、キャビテーション性、耐摩耗性、高温特性に優れる。本実施形態の合金であるα相とκ相の混合組織は、適正な相比率にし、さらに、α相、κ相の改良をすることにより、被削性を含む各種の機械的性質、各種耐食性に優れた銅合金に創りあげることが可能である。
κ相が増すとともに、被削性が向上し、κ相は硬質な相であるので引張強さが高くなる。一方、κ相が増すにしたがって、延性や衝撃特性は徐々に低下していく。そして、κ相の占める割合が６０％を超え、約２／３に達すると、κ相が高強度であり、硬いという性質が被削性改善機能より勝り、切削抵抗が高くなり、切り屑の分断性が悪くなる。同時に、延性や衝撃特性の低下が起こり、延性の低下に伴って引張強さも飽和する。従って、金属組織中に約１／３以上の軟質のα相と２／３以下の硬質のκ相を共存させることによって、κ相の延性、衝撃特性の問題点よりも、κ相の被削性能や高強度といった優れた特性が活きてくる。また、本実施形態では、κ相中にＳｎが約０．４３ｍａｓｓ％から約０．９０ｍａｓｓ％の量で含有され、κ相のキャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、耐食性、耐摩耗性、被削性機能がより優れたものになっている反面、κ相の延性、衝撃特性が更に低下している。したがって、被削性と、延性や衝撃特性を鑑みた場合、κ相の占める割合は少なくとも６５％以下に設定する必要がある。κ相の占める割合は、好ましくは６０％以下であり、より好ましくは５６％以下であり、更に好ましくは５２％以下である。
同時に、組成と製造プロセスの条件により、α相中に針状のκ相（κ１相）を存在させことができる。α相中にκ相を存在させることによって、α相自身の被削性能、強度、高温特性、耐摩耗性の機械的性質面での向上、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性の向上を図ることができる。その結果、合金としての被削性、常温での強度、高温特性、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、耐摩耗性が向上する。

（α相、その改善）
α相は、マトリックスを形成する主要な相であり、本実施形態の合金を含めたすべての銅合金の特性の源となる相である。α相は、最も延性、靱性に富み、いわゆる粘りのある相である。しかしながら、α相の粘りが、合金の切削抵抗を高め、切屑を連なったものにする。α相の被削性機能および機械的性質を良好なものにするために、α相中にＳｎを含有させてその粘りをやや低める。そして、針状のκ相（κ１相）をα相中に存在させると、α相自身の被削性機能がさらに改善され、強度、耐摩耗性が大きく改善される。したがってα相内にκ１相が適量存在することにより、延性や靱性を損なわずに、合金の、被削性、強度、耐摩耗性、耐キャビテーション、耐エロージョンコロージョン性、高温特性が高められる。このように本実施形態の合金では、κ１相が存在することによりα相そのものの被削性能が向上し、少量のＰｂでも優れた被削性機能を有する。

（α相中での細長く針状のκ相（κ１相）の存在）
組成、組成関係式ｆ１、ｆ２、プロセスの要件を満たすと、α相内に、針状のκ相（κ１相）が存在するようになる。このκ相は、α相より硬質である。α相内に存在するκ相（κ１相）の厚みは、約０．１μｍから約０．２μｍ程度（約０．０５μｍ〜約０．５μｍ）であり、厚みが薄く、細長く、針状であることが特徴である。α相中に、針状のκ１相が存在することにより、以下の効果が得られる。
１）α相が強化され、合金としての引張強さが向上する。
２）α相の被削性が向上し、合金の切削抵抗の低下や切屑分断性の向上などの被削性が向上する。
３）α相内に存在するため、合金の耐食性に悪い影響を及ぼさない。
４）α相が強化され、合金の耐摩耗性が向上する。
５）α相内に存在するため、延性、衝撃特性への影響は、軽微である。
α相中に存在する針状のκ相は、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｓｉなどの構成元素や関係式に影響される。本実施形態の組成、金属組織の要件が満たされる場合、Ｓｉ量が約３．０ｍａｓｓ％を超えると、α相中に針状のκ１相が存在し始める。Ｓｉ量が約３．１ｍａｓｓ％〜約３．１５ｍａｓｓ％で、より明瞭にκ１相がα相中に存在するようになる。但し、κ１相の存在は、組成の関係式ｆ２またはｆ１に大きく影響を受け、ｆ２の値が大きいとκ１相が存在し難くなる。
一方、α相中でのκ１相の占める割合が大きくなる、すなわちκ１相の量が多くなりすぎると、α相の持つ延性や衝撃特性が損なわれるようになる。その結果、合金の延性や衝撃特性が損なわれ、強度も低くなる。α相中でのκ１相の占める割合は、主として、金属組織中のκ相の割合と連動し、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｚｎの含有量、関係式にも影響を受ける。κ相の占める割合が、６５％を超えると、α相中に存在するκ１相の割合が、多くなりすぎる。α相中に存在する適切な量のκ１相の観点からも、金属組織中のκ相の量は、６５％以下であり、好ましくは６０％以下であり、延性や衝撃特性を重視した場合は、好ましくは、５６％以下であり、さらに好ましくは、５２％以下である。
α相内に存在するκ１相は、金属顕微鏡で、５００倍の倍率で、場合によっては約１０００倍に拡大すると、細い線状物、針状物として確認できる。しかし、κ１相の面積率を算出するのは困難なため、α相中のκ１相は、α相の面積率に含めるものとする。

（組織関係式ｆ４、ｆ５、ｆ６）
優れた各種の耐食性、延性、強度、衝撃特性、高温特性を得るためには、延性に富み耐食性に優れる主要相であるα相と、κ相の占める割合の合計（組織関係式ｆ４＝（α）＋（κ））が、９６．５％以上である。このｆ４の値は、好ましくは９７．５％以上であり、より好ましくは９８％以上であり、最適には９８．５％以上である。κ相の範囲が規定されているので、α相の範囲も概ね決定される。
同様にα相、κ相、γ相、μ相の占める割合の合計（組織関係ｆ５＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ））が、９９．４％以上であり、９９．６％以上が好ましい。
さらに、γ相、μ相の占める合計の割合（ｆ６＝（γ）＋（μ））が０％以上３．０％以下である必要がある。このｆ６の値は、好ましくは、２．０％以下であり、より好ましくは１．０％以下であり、最適には０．５％以下である。
ここで、金属組織の関係式、ｆ４〜ｆ６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種類の金属相を対象としており、金属間化合物、Ｐｂ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。また、κ１相は、α相に含め、５００倍または１０００倍の金属顕微鏡では観察できないμ相は除外される。なお、Ｓｉ、Ｐ及び不可避的に混入する元素（例えばＦｅ，Ｃｏ，Ｍｎ）によって形成される金属間化合物は、金属相の面積率に算入されないが、被削性に影響を与えるので、不可避不純物を注視しておく必要がある。

（組織関係式ｆ７）
本実施形態の合金は、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、人体に有害なＰｂの含有量を最小限に留めながらも被削性に優れる。そして特に優れた耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、衝撃特性、延性、耐摩耗性、常温の強度、高温特性の全てを満足させる必要がある。しかしながら、被削性と優れた耐食性、衝撃特性とは、相反する特性である。
金属組織的には、被削性能に最も優れるγ相を多く含む方が被削性はよいが、耐食性や衝撃特性、その他の特性の点からは、γ相は少なくしなければならない。γ相の占める割合が２．０％以下の場合、実験結果より上述の組織関係式ｆ７の値を適正な範囲とすることが、良好な被削性を得るために必要であることが分かった。

被削性に関する組織関係式ｆ７に関して、γ相は被削性能に最も優れ、特にγ相が少量の場合、すなわちγ相の面積率が２．０％以下の場合、効果的に被削性に寄与する。このため、γ相の占める割合（％）の平方根に、κ相に比べ６倍の高い係数が与えられる。また、κ相はＳｎを含有するのでκ相の被削性が向上する。このため、κ相には１．０５の係数が与えられ、この係数は、μ相の係数の２倍以上である。良好な被削性能を得るには、組織関係式ｆ７は、３５以上必要であり、好ましくは３８以上であり、より好ましくは４２以上である。
一方、組織関係式ｆ７が７０を超えると、切削抵抗が高くなり、切屑の分断性も悪くなる。そして、衝撃特性や延性が悪くなり、延性低下に伴い強度も低くなる。このため、組織関係式ｆ７は、７０以下であり、好ましくは６５以下、より好ましくは６０以下、さらに好ましくは５５以下である。

（κ相に含有されるＳｎ、Ｐの量）
κ相の耐食性を向上させるために、合金中に、Ｓｎを０．４３ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下の量で含有させ、Ｐを０．０６ｍａｓｓ％以上０．２２ｍａｓｓ％以下の量で含有させることが好ましい。
本実施形態の合金では、Ｓｎの含有量が前記範囲内であるとき、α相に配分されるＳｎ量を１としたときに、κ相に約１．４、γ相に約７から約１５、μ相に約２の割合で、Ｓｎは配分される。例えば、本実施形態の合金の場合、Ｓｎを０．５ｍａｓｓ％含有するＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、α相の占める割合が５０％、κ相の占める割合が４９％、γ相の占める割合が１％の場合、α相中のＳｎ濃度は約０．３８ｍａｓｓ％、κ相中のＳｎ濃度は約０．５３ｍａｓｓ％、γ相中のＳｎ濃度は約４ｍａｓｓ％になる。なお、γ相の面積率が大きいと、γ相に費やされる（消費される）Ｓｎの量が多くなり、κ相、α相に配分されるＳｎの量が少なくなる。したがって、γ相の量を少なくすると、後述するように耐食性、被削性にＳｎが有効に活用される。
一方、α相に配分されるＰ量を１としたときに、κ相に約２、γ相に約３、μ相には約４の割合で、Ｐは配分される。例えば、本実施形態の合金の場合、Ｐを０．１ｍａｓｓ％を含有するＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金において、α相の占める割合が５０％、κ相の占める割合が４９％、γ相の占める割合が１％の場合、α相中のＰ濃度は約０．０６ｍａｓｓ％、κ相中のＰ濃度は約０．１２ｍａｓｓ％、γ相中のＰ濃度は約０．１８ｍａｓｓ％になる。

Ｓｎ，Ｐの両元素は、α相、κ相の耐食性を向上させるが、κ相に含有されるＳｎ，Ｐの量が、α相に含有されるＳｎ，Ｐの量に比べて、それぞれ約１．４倍、約２倍である。すなわち、κ相に含有されるＳｎ量は、α相に含有されるＳｎ量の約１．４倍であり、κ相に含有されるＰ量は、α相に含有されるＰ量の約２倍である。このため、κ相の耐食性の向上の度合いが、α相の耐食性の向上の度合いより勝る。その結果、κ相の耐食性は、α相の耐食性に近づく。そして、Ｐ／Ｓｎの比（ｆ３）が適切であると、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、耐食性がさらに向上する。

銅合金中のＳｎの含有量が０．４０ｍａｓｓ％以下の場合、過酷な条件下での耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性に問題がある。この問題は、Ｓｎの含有量を増やすと共に、κ相中へのＳｎおよびＰの濃度を増やし、かつＰとＳｎの濃度比を制御することにより、解決できる。同時に耐食性も良くなる。また、κ相中にＳｎが多く配分されると、κ相の被削性能が向上し、これにより、γ相が少なくなることによる被削性の喪失分を補うことができる。

一方、Ｓｎは、γ相に多く配分されるが、γ相に多量のＳｎを含有させても、γ相の耐食性はほとんど向上せず、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性を向上させる効果も少ない。これは、γ相の結晶構造がＢＣＣ構造であることが主たる原因と考えられる。それどころか、γ相の占める割合が多いと、κ相に配分されるＳｎの量が少なくなり、κ相の耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性の向上の度合いは小さくなる。このため、κ相に含有されるＳｎ濃度は、好ましくは０．４３ｍａｓｓ％以上であり、より好ましくは０．４７ｍａｓｓ％以上であり、さらに好ましくは０．５４ｍａｓｓ％以上である。元々、κ相は、α相より延性、靭性に劣るが、κ相中のＳｎ濃度が１ｍａｓｓ％にも達すると、さらにκ相の延性、靱性が損なわれる。よって、κ相に含有されるＳｎ濃度は、好ましくは０．９０ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．８４ｍａｓｓ％以下であり、さらに好ましくは０．７８ｍａｓｓ％以下である。κ相にＳｎが所定量で含有されると、延性、靱性を大きく損なわずに、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性が向上し、被削性、耐摩耗性も向上する。

Ｐは、Ｓｎと同様に、κ相に多く配分されると、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性が向上するとともにκ相の被削性の向上に寄与する。ただし、Ｐが過剰に含有されると、ＰがＳｉとの金属間化合物の形成に費やされ、特性を悪くする、または、過剰なＰのκ相中への固溶は、κ相の延性、靭性を損ない、合金としての衝撃特性や延性を損ない、延性の低下に伴う強度の低下を引き起こす。κ相に含有されるＰ濃度は、好ましくは０．０６ｍａｓｓ％以上であり、より好ましくは０．０７ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは０．０８ｍａｓｓ％以上である。κ相に含有されるＰ濃度の上限は、好ましくは０．２２ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．１９ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは０．１６ｍａｓｓ％以下である。
ＰとＳｎとを共に添加することにより、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、被削性が向上する。

＜特性＞
（常温強度及び高温強度）
継手、配管、バルブ、自動車のバルブ、水素ステーション、水素発電などの高圧水素環境にある容器をはじめ様々な分野で必要な強度としては、引張強さが重要視されている。圧力容器の場合、その許容応力は、引張強さに影響される。また、例えば自動車のエンジンルームに近い環境で使用されるバルブや高温・高圧バルブは、最高約１５０℃の温度環境で使用されるが、その時、圧力、応力が加わった時に変形や破壊されないことが要求される。本実施形態の合金は、水素脆化が起こらないので、高い強度を備えると、許容応力、許容圧力が高くなり、水素に係る用途で、より安全に使用できる。
そのためには、熱間加工材である熱間押出材及び熱間鍛造材は、常温での引張強さが５５０Ｎ／ｍｍ^２以上の高強度材であることが好ましい。常温での引張強さは、好ましくは５６５Ｎ／ｍｍ^２以上であり、より好ましくは５７５Ｎ／ｍｍ^２以上、最適には、５９０Ｎ／ｍｍ^２以上である。５９０Ｎ／ｍｍ^２以上の高い引張強さを備え、かつ快削性を備えた熱間鍛造合金は、本実施形態の合金以外では見当たらない。熱間鍛造材は、一般的に冷間加工が施されない。例えばショットによって、表面を硬化させることができるが、実質的に０．１〜２．５％程度の冷間加工率に過ぎず、引張強さの向上は２〜４０Ｎ／ｍｍ^２程度である。耐圧性能は、引張強さに依存し、圧力容器やバルブ類等の圧力が掛かる部材には、高い引張強さが求められる。このため本実施形態の鍛造材は、これら圧力容器やバルブ類等の圧力が掛かる部材に適している。
本実施形態の合金は、材料の再結晶温度より高い適正な温度条件で熱処理を施す、或いは適切な熱履歴を施すことにより、引張強さが向上する。具体的には、熱処理前の熱間加工材に比べ、組成や熱処理条件にもよるが、約１０〜約６０Ｎ／ｍｍ^２向上する。コルソン合金やＴｉ−Ｃｕのような時効硬化型合金以外に、再結晶温度より高温の熱処理により、引張強度が上昇する例は、銅合金においてほとんど見当たらない。本実施形態の合金で強度が向上する理由は、以下のように考えられる。５１５℃以上５７５℃以下の適切な条件で熱処理を行うことにより、マトリックスのα相やκ相が軟らかくなる。一方、α相内に針状のκ相が存在することによりα相が強化されること、γ相の減少によって延性が増大し、破壊に耐えうる最大荷重が増すこと、及びκ相の割合が増すことが、α相、κ相の軟化を大きく上回る。本実施形態の合金は、これらの金属組織状態にすることにより、熱処理前の熱間加工材に比べ、耐食性だけでなく、引張強さ、延性、衝撃値、冷間加工性ともに大幅に向上し、高強度で、高延性、高靱性な合金に仕上がる。
一方、熱間加工材は、適切な熱処理後、冷間で抽伸、伸線、圧延され強度が向上する。本実施形態の合金では、冷間加工が施される場合、冷間加工率が１５％以下では、引張強さは、冷間加工率１％につき、約１２Ｎ／ｍｍ^２上昇する。その反面、衝撃特性、シャルピー衝撃試験値は、冷間加工率１％につき、約４％減少する。または、熱処理材の衝撃値をＩ_０、冷間加工率をＲＥ％とすると、冷間加工後の衝撃値Ｉ_Ｒは、冷間加工率２０％以下の条件で概ね、Ｉ_Ｒ＝Ｉ_０×｛２０／（２０＋ＲＥ）｝で整理できる。例えば、引張強さが５７０Ｎ／ｍｍ^２、衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ^２の合金材に対して、冷間加工率５％の冷間抽伸を施し、冷間加工材を作製した場合、冷間加工材の引張強さは約６３０Ｎ／ｍｍ^２となり、衝撃値は約２４Ｊ／ｃｍ^２になる。冷間加工率が異なると、一義的に引張強さ、衝撃値は決められない。このように、冷間加工を施すと、引張強さは高くなるが、衝撃値、伸びは低下する。用途に応じ、目標とする強度、伸び、衝撃値を得るために、適正な冷間加工率を設定する必要がある。
高温強度（特性）に関しては、室温の０．２％耐力に相当する応力を負荷した状態で銅合金を１５０℃に１００時間晒した（保持した）後のクリープひずみが０．４％以下であることが好ましい。このクリープひずみは、より好ましくは０．３％以下であり、さらに好ましくは０．２％以下である。これにより、高温に晒されても変形し難く、高温強度に優れた銅合金が得られる。

（常温強度、延性、冷間加工性）
被削性が良好で、引張強さが高くても、延性、靱性に乏しい場合、その用途は制限される。被削性は、切削時に切りくずが分断されるために、材料に一種の脆さを求められる。引張強さと延性とは相反する特性であるが、引張強さと延性（伸び）において高度のバランスが取れることが望ましい。熱処理工程を含み、熱間加工材、または熱間加工後の熱処理前後に冷間加工が施された材料において、引張強さが５５０Ｎ／ｍｍ^２以上、伸びが１２％以上であり、かつ、引張強さ（Ｓ）と｛（伸び（Ｅ％）＋１００）／１００｝の１／２乗の積、ｆ８＝Ｓ×｛（Ｅ＋１００）／１００｝^１／２の値が６５０以上であることが、１つの高強度・高延性材料の尺度となる。ｆ８は、より好ましくは６６５以上あり、さらに好ましくは６８０以上である。
なお、鋳物については、結晶粒が粗大になりやすく、ミクロ的な欠陥が含むこともあるので適用外とする。

因みに、６０ｍａｓｓ％のＣｕ、３ｍａｓｓ％のＰｂを含み、残部がＺｎと不可避不純物からなるＰｂを含有する快削黄銅の場合、熱間押出材、熱間鍛造品の常温での引張強さは、３６０Ｎ／ｍｍ^２〜４００Ｎ／ｍｍ^２で、伸びは３５％〜４５％である。すなわち、ｆ８は、約４５０である。また室温の０．２％耐力に相当する応力を負荷した状態で合金を１５０℃に１００時間晒した後のクリープひずみが約４〜５％である。このため、本実施形態の合金の引張強さ、耐熱性は、従来のＰｂを含有する快削黄銅に比べて非常に高い水準である。すなわち、本実施形態の合金は、各種の耐食性に優れ、室温で高い強度を備え、その高い強度を付加して高温に長時間曝してもほとんど変形しないため、高い強度を生かして薄肉・軽量が可能となる。特に高圧バルブ、高圧水素用バルブなどの鍛造材の場合、冷間加工を施すことができないので、高い強度を活かし、許容圧力の増大、或いは、薄肉、軽量化を図れる。
本実施形態の合金の高温特性は、熱間鍛造材、押出材、冷間加工を施した材料もほぼ同じである。すなわち、冷間加工を施すことにより、０．２％耐力は高まるが、その高い０．２％耐力に相当する荷重を加えた状態であっても合金を１５０℃に１００時間晒した後のクリープひずみが０．４％以下であって高い耐熱性を備えている。高温特性は、β相、γ相、μ相の面積率に主として影響され、それらの面積率が高いほど、悪くなる。また、高温特性は、α相の結晶粒界や、相境界に存在するμ相、γ相の長辺の長さが長いほど悪くなる。

（耐衝撃性）
一般的に、材料が高い強度を有する場合、脆くなる。切削において切り屑の分断性に優れる材料は、ある種の脆さを有すると言われている。衝撃特性と被削性、衝撃特性と強度は、ある面において相反する特性である。
しかしながら、バルブ、継手などの飲料水器具、自動車部品、機械部品、工業用配管等、様々な部材に銅合金が使用される場合、銅合金には、高強度であるだけでなく、衝撃に対して耐える特性が必要である。具体的には、Ｕノッチ試験片でシャルピー衝撃試験を行った時に、シャルピー衝撃試験値は、好ましくは１２Ｊ／ｃｍ^２以上であり、より好ましくは１４Ｊ／ｃｍ^２以上であり、さらに好ましくは１６Ｊ／ｃｍ^２以上である。特に、冷間加工が施されていない熱間加工材、熱間鍛造材については、シャルピー衝撃試験値は、１４Ｊ／ｃｍ^２以上が好ましく、より好ましくは１６Ｊ／ｃｍ^２以上であり、さらに好ましくは１８Ｊ／ｃｍ^２以上である。本実施形態の合金は、被削性に優れた合金に関わり、シャルピー衝撃試験値は４５Ｊ／ｃｍ^２を超える必要はない。むしろ、シャルピー衝撃試験値が４５Ｊ／ｃｍ^２を超えると、靭性、材料の粘りが増すため、切削抵抗が高くなり、切り屑が連なりやすくなるなど被削性が悪くなる。このため、シャルピー衝撃試験値は、好ましくは４５Ｊ／ｃｍ^２以下である。
硬質のκ相が増えたり、α相に存在する針状のκ相の量が増えたり、κ相中のＳｎ濃度が高くなり、またα相に存在する針状のκ相の量が増えると、強度、被削性は高まるが、靱性すなわち衝撃特性は低下する。このため、強度や被削性と、靱性（衝撃特性）とは、相反する特性である。以下の式により、強度・延性に衝撃特性を加味した強度・延性・衝撃バランス指数ｆ９を定義する。
熱間加工材に関して、引張強さ（Ｓ）が５５０Ｎ／ｍｍ^２以上、伸び（Ｅ）が１２％以上、シャルピー衝撃試験値（Ｉ）が１２Ｊ／ｃｍ^２以上であり、かつＳと｛（Ｅ＋１００）／１００｝の１／２乗の積とＩの和、ｆ９＝Ｓ×｛（Ｅ＋１００）／１００｝^１／２＋Ｉが、好ましくは６６５以上、より好ましくは６８０以上、さらに好ましくは６９０以上であると、高強度で、延性、および靱性を備えた材料であると言える。
衝撃特性（靭性）と延性は、類似の特性であるが、強度・延性バランス指数ｆ８が６５０以上であるか、強度・延性・衝撃バランス指数ｆ９（以下、ｆ８、ｆ９を強度バランス指数ともいう）が６６５以上のいずれかを満足することが好ましい。

本実施形態の合金の衝撃特性は、金属組織とも密接な関係があり、γ相は衝撃特性を悪化させる。また、α相の結晶粒界、α相、κ相、γ相の相境界にμ相が存在すると結晶粒界及び相境界が脆弱化し、衝撃特性が悪くなる。
研究の結果、結晶粒界、相境界において、長辺の長さが２５μｍを超えるμ相が存在すると、衝撃特性が特に悪くなることが分かった。このため、存在するμ相の長辺の長さは、２５μｍ以下であり、好ましくは１５μｍ以下であり、より好ましくは５μｍ以下であり、最適には２μｍ以下である。また、同時に、結晶粒界に存在するμ相は、厳しい環境下において、α相やκ相に比べて、腐食されやすく、粒界腐食を生じ、また高温特性を悪くする。なお、μ相の場合、その占有割合が小さくなり、μ相の長さが短く、幅が狭くなると、５００倍または１０００倍程度の倍率の金属顕微鏡では確認が困難になる。μ相の長さが５μｍ以下の場合、倍率が２０００倍または５０００倍の電子顕微鏡で観察すると、μ相が結晶粒界、相境界に観察できる場合がある。

（諸特性とκ相の関係）
延性や靱性との兼ね合いもあるが、α相より硬質のκ相が多くなると、引張強さは増す。同時に、κ相は、良好な被削性機能を有し、耐摩耗性に優れるので、κ相の占める割合は、３０％以上が必要であり、好ましくは３３％以上、より好ましくは３５％以上である。一方、κ相の占める割合が６５％を超えると、靱性や延性が著しく低下し、延性の低下に伴って引張強さが低下する。硬質のκ相は、軟質のα相と共存することにより、κ相による被削性への効果が発揮できる。しかし、κ相の割合が６５％を超えると、その効果が発揮できないばかりか、切削抵抗が増大し、切屑の分断性が悪くなる。このため、κ相の占める割合は、好ましくは６０％以下であり、より好ましくは５６％以下であり、さらに好ましくは５２％以下である。また、κ相中に適量のＳｎが含まれると、耐食性が向上し、κ相の被削性、強度、耐摩耗性も向上する。一方で、κ相のＳｎの含有量が増すにしたがって、κ相の延性や衝撃特性が低下していく。金属組織中のκ相の占める割合と、κ相中のＳｎの含有量を適量、より好ましい量にすることにより、被削性、強度、延性、衝撃特性、各種耐食性のバランスが取れる。そのためには、関係式ｆ１、ｆ２が重要である。

（α相内のκ相（κ１相））
組成とプロセスの条件により、α相中に、針状のκ相を存在させることができる。具体的には、通常であれば、α相の結晶粒とκ相の結晶粒はそれぞれ独立して存在するが、本実施形態の合金の場合、α相の結晶粒の内部に針状のκ相を複数存在させることができる。このように、α相内にκ相が存在することにより、α相が適切に強化され、延性、靱性を大きく損なうことなく、引張強さ、耐摩耗性、被削性が向上する。
ある側面から観ると、耐キャビテーション性は、耐摩耗性、強度、耐食性に影響され、耐エロージョンコロージョン性は、耐食性、耐摩耗性に影響される。特に、κ相の量が多い場合、α相中にκ１相が存在する場合、及びκ相中のＳｎ濃度が高い場合、耐キャビテーション性は向上する。耐エロージョンコロージョン性を改善するためには、κ相中のＳｎ濃度を上げることが最も効果的であり、α相中にκ１相が存在するとさらに良好なものとなる。耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性に関して、合金のＳｎ濃度より、寧ろκ相中のＳｎ濃度が重要であり、κ相中のＳｎ濃度が０．４３ｍａｓｓ％、０．４７％、０．５４％と増すに従って、両方の特性は更に良くなる。また、κ相中のＳｎ濃度と共に重要なのが、合金の耐食性である。何故なら、銅合金を実際に使用している際に、材料が腐食され、腐食生成物が形成されると、それらの腐食生成物は高速流体下などでは、容易に、剥離し、新たな新生面が露出する。そして、腐食、剥離を繰り返す。促進試験（腐食性の加速試験）においても、その傾向は判断できる。
本実施形態の合金では、Ｓｎを含有し、かつγ相を２．０％以下、好ましくは、１．５％以下、より好ましくは１．０％以下に制限する。これにより、κ相とα相に固溶するＳｎ量を増加させ、耐食性、耐摩耗性、耐エロージョンコロージョン性、耐キャビテーション性を大幅に向上させている。

＜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（単に、冷却速度とも言う）が影響する。鋭意研究を行った結果、熱間加工や熱処理の冷却過程において、４６０℃から４００℃の温度領域における冷却速度、および５７５℃から５２５℃、特に５７０℃から５３０℃の温度領域における冷却速度に金属組織が大きく影響されることが分かった。
本実施形態の製造プロセスは、本実施形態の合金にとって必要なプロセスであり、組成との兼ね合いもあるが、基本的に、以下の重要な役割を果たす。
１）耐食性、衝撃特性を悪化させるγ相を減少させ、γ相の長辺の長さを小さくする。
２）耐食性、衝撃特性を悪化させるμ相を制御し、μ相の長辺の長さを制御する。
３）α相内に針状のκ相（κ１相）を出現させる。
４）γ相の量を減少させ、κ相とα相に固溶するＳｎの量（濃度）を増加させる。

（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。鋳造、および鋳物製品は、融点より、約５０℃〜約２００℃高い温度である約９００℃〜約１１００℃で行われる。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、熱間押出）
熱間加工としては、熱間押出、熱間鍛造が挙げられる。
例えば熱間押出に関して、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６００〜７４０℃である条件で熱間押出を実施することが好ましい。７４０℃を超えた温度で熱間加工すると、塑性加工時にβ相が多く形成され、β相が残留することがあり、γ相も多く残留し、冷却後の構成相に悪影響を与える。また、次の工程で熱処理を施しても、熱間加工材の金属組織が影響する。熱間加工温度は、６７０℃以下が好ましく、６４５℃以下がより好ましい。熱間押出を６４５℃以下で実施すると、熱間押出材のγ相は少なくなる。さらに、α相が細かい粒形状となり、強度が向上する。このγ相の少ない熱間押出材を用いて、熱間鍛造材、そして熱間鍛造後熱処理材を作製した場合、その熱間鍛造材、熱処理材のγ相の量はより少なくなる。
一方、熱間加工温度が低い場合、熱間での変形抵抗が高くなる。変形能の点から、熱間加工温度の下限は、好ましくは６００℃以上である。押出比が５０以下の場合や、比較的単純な形状に熱間鍛造する場合では、６００℃以上で熱間加工は実施できる。余裕をみて熱間加工温度の下限は、好ましくは６０５℃である。設備能力にもよるが、熱間加工温度は、可能な限り低いほうが好ましい。
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、熱間圧延後から約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。

Ｐｂを１〜４ｍａｓｓ％の量で含有する黄銅合金は、銅合金の押出材の大半を占めるが、この黄銅合金の場合、押出径が大きいもの、例えば、直径が約３８ｍｍを超えるものを除き、通例では、熱間押出後にコイルに巻き取られる。押出中の鋳塊（ビレット）は、押出装置により熱を奪われ温度が低下する。押出材は、巻き取り装置に接触することによって熱を奪われ、更に温度が低下する。押出当初の鋳塊の温度から、または押出材の温度から、約５０℃〜１００℃の温度の低下は、比較的早い冷却速度で起こる。その後に巻き取られたコイルは、保温効果により、コイルの重量等にもよるが、４６０℃から４００℃までの温度領域を、約２℃／分の比較的ゆっくりとした冷却速度で冷却される。材料温度が約３００℃に達した時、それ以降の冷却速度はさらに遅くなるので、ハンドリングを考慮して水冷されることもある。Ｐｂを含有する黄銅合金の場合、約６００〜８００℃で熱間押出されるが、押出直後の金属組織には、熱間加工性に富むβ相が多量に存在する。押出後の冷却速度が速いと、冷却後の金属組織に多量のβ相が残留し、耐食性、延性、衝撃特性、高温特性が悪くなる。それを避けるために、押出コイルの保温効果等を利用した比較的遅い冷却速度で冷却することにより、β相をα相に変化させ、α相に富んだ金属組織にしている。前記のように、押出直後は、押出材の冷却速度が比較的速いので、その後の冷却を遅くすることにより、α相に富んだ金属組織にしている。なお、特許文献１には、冷却速度の記載はないが、β相を少なくし、β相を孤立させる目的で、押出材の温度が１８０℃以下になるまで徐冷すると開示している。
以上により、本実施形態の合金は、従来のＰｂを含有する黄銅合金の製造方法とは全く異なる冷却速度で製造している。

（熱間鍛造）
熱間鍛造の素材としては、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、熱間鍛造は複雑形状に加工するので、鍛造前の素材の温度は高い。しかし、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、すなわち鍛造直後から約３秒後または４秒後の材料温度は、熱間押出材と同様、６００℃から７４０℃が好ましい。
そして、熱間鍛造後の冷却時、５７５℃から５２５℃までの温度領域を０．１℃／分以上、２．５℃／分以下の冷却速度で冷却する。次いで、４６０℃から４００℃の温度領域を２．５℃／分以上、５００℃／分以下の冷却速度で冷却する。４６０℃から４００℃の温度領域における冷却速度は、より好ましくは４℃／分以上であり、さらに好ましくは８℃／分以上である。これにより、μ相の増加を防ぐ。
さらに、鍛造後の冷却速度の工夫により、耐食性、被削性等の諸特性を備えた材料を得ることができる。すなわち、熱間鍛造後、約３秒または４秒経過時点での鍛造材の温度は６００℃以上７４０℃以下である。熱間鍛造後の冷却で、５７５℃から５２５℃の温度領域、特に５７０℃から５３０℃の温度領域において、０．１℃／分以上２．５℃／分以下の冷却速度で冷却すると、γ相が減少する。５７５℃から５２５℃までの温度領域での冷却速度の下限値は、経済性を考慮して０．１℃／分以上としており、一方、冷却速度が２．５℃／分を超えると、γ相の量の減少が不十分となる。好ましくは１．５℃／分以下であり、より好ましくは１℃／分以下である。５７５℃以上５２５℃以下の温度領域で、２．５℃／分以下の冷却速度で冷却することは、５２５℃以上５７５℃以下の温度領域を計算上２０分以上保持に相当する条件となり、後述の熱処理と概ね同等の効果が得られ、金属組織の改善が可能となる。
そして、４６０℃から４００℃の温度領域における冷却速度を２．５℃／分以上５００℃／分以下であり、好ましくは４℃／分以上、より好ましくは８℃／分以上である。これにより、μ相の増加を防ぐ。このように５７５〜５２５℃の温度領域では、２．５℃／分以下、好ましくは１．５℃／分以下の冷却速度で冷却する。そして、４６０から４００℃の温度領域では、２．５℃／分以上、好ましくは４℃／分以上の冷却速度で冷却する。このように、５７５〜５２５℃の温度領域では冷却速度を遅くし、４６０℃から４００℃の温度領域では反対に冷却速度を早くすることにより、より好適な材料に仕上がる。なお、次工程または最終工程で、熱処理を行う場合、熱間加工後の、５７５℃から５２５℃の温度領域での冷却速度、４６０℃から４００℃の温度領域における冷却速度の制御を必要としない。

（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、再結晶させ、すなわち材料を軟らかくする目的で実施される。また、熱間加工材においても、加工ひずみのほとんどない材料が要望される場合や、適正な金属組織にする場合など、必要に応じて熱処理が実施される。
Ｐｂを含有する黄銅合金においても、必要に応じて熱処理が実施される。特許文献１のＢｉを含む黄銅合金の場合、３５０〜５５０℃で、１〜８時間の条件で熱処理される。
本実施形態の合金の場合、まず、５２５℃以上５７５℃以下の温度で、２０分以上、８時間以下で保持すると、耐食性、衝撃特性、高温特性、強度、延性が向上する。しかし、材料の温度が６１０℃を超えた条件で熱処理すると、却ってγ相、またはβ相が多く形成され、α相が粗大化する。熱処理条件としては、熱処理の温度は、５７５℃以下がよい。一方、５２５℃より低い温度の熱処理でも可能であるが、γ相の減少の度合いが急激に小さくなって時間を要する。少なくとも５１５℃以上であって、５２５℃未満の温度では、１００分以上、好ましくは１２０分以上の時間が必要となる。さらに５１５℃より低い温度で長時間の熱処理は、γ相の減少が僅かに留まるか、またはほとんどγ相が減少せず、条件によってはμ相が出現する。熱処理の時間（熱処理の温度で保持される時間）は、５２５℃以上５７５℃以下の温度で、少なくとも、２０分以上保持する必要がある。保持時間は、γ相の減少に寄与するので、好ましくは４０分以上であり、より好ましくは８０分以上である。保持時間の上限は、８時間であり、経済性から４８０分以下であり、好ましくは２４０分以下である。または、前記のとおり、５１５℃以上５２５℃未満の温度では、１００分以上、好ましくは１２０分以上、４８０分（８時間）以下である。５１５℃以上５２５℃未満の温度での熱処理の利点は、熱処理前の材料のγ相の量が少ない場合、α相、κ相の軟化を最小限にとどめ、α相の粒成長がほとんど起こらなく、より高い強度を得ることができる。
もう１つの熱処理方法として、熱間押出材、熱間鍛造品、熱間圧延材または、冷間で抽伸、伸線など加工された材料が、熱源内を移動する連続熱処理炉の場合、材料温度が６１０℃を超えると前記のごとく問題である。しかし、一旦、５２５℃以上、６１０℃以下、好ましくは５９５℃以下まで材料の温度を上げ、次いで５２５℃以上５７５℃以下の温度領域で２０分以上保持することに相当する条件、すなわち、５２５℃以上５７５℃以下の温度領域で保持される時間と、保持後、冷却において５２５℃以上５７５℃以下の温度域を通過する時間との合計が、２０分以上であることにより、金属組織の改善が可能となる。連続炉の場合、最高到達温度で保持される時間が短いので、５７５℃から５２５℃までの温度領域での冷却速度は、好ましくは、２．５℃／分以下であり、より好ましくは、２℃／分以下であり、さらに好ましくは１．５℃／分以下である。勿論、５７５℃以上の設定温度に拘りはなく、例えば、最高到達温度が５４５℃の場合、５４５℃から５２５℃の温度を少なくとも２０分以上、５４５℃に達したときの保持時間が０分の場合、１℃／分以下の冷却速度になる条件で通過させてもよい。連続炉に限らず、保持時間の定義は、最高到達温度マイナス１０℃に達した時からの時間とするものとする。
これらの熱処理においても、材料は常温まで冷却されるが、冷却過程において、４６０℃から４００℃の温度領域での冷却速度を２．５℃／分以上５００℃／分以下とする必要がある。好ましくは４℃／分以上である。すなわち、５００℃付近を境にして冷却速度を早くする必要がある。一般的には、炉からの冷却では、より低い温度の方が、例えば５５０℃より４３０℃の方が冷却速度は遅くなる。

２０００倍または５０００倍の電子顕微鏡で金属組織を観察すると、μ相が存在するか否かの境界の冷却速度は、４６０℃から４００℃までの温度領域において約８℃／分である。特に、諸特性に大きな影響を与える臨界の冷却速度は、約２．５℃／分、或は約４℃／分である。勿論、μ相の出現は、組成にも依存し、Ｃｕ濃度が高く、Ｓｉ濃度が高く、金属組織の関係式ｆ１の値が高いほど、μ相の形成が速く進む。
すなわち、４６０℃から４００℃までの温度領域の冷却速度が約８℃／分より遅いと、粒界に析出するμ相の長辺の長さが約１μｍに達し、冷却速度が遅くなるに従ってさらに成長する。そして冷却速度が約５℃／分になると、μ相の長辺の長さが約３μｍから１０μｍになる。冷却速度が約２．５℃／分未満となると、μ相の長辺の長さが１５μｍを超え、場合によっては２５μｍを超える。μ相の長辺の長さが約１０μｍに達すると、１０００倍の金属顕微鏡で、μ相が結晶粒界と区別でき、観察することが可能となる。一方、冷却速度の上限は、熱間加工温度などにもよるが、冷却速度が速すぎると（５００℃／分超）、高温で形成された構成相がそのまま常温にまで持ちこされ、κ相が多くなり、耐食性、衝撃特性に影響を与えるβ相、γ相が増える。

現在、Ｐｂを含有する黄銅合金が、銅合金の押出材の大半を占める。このＰｂを含有する黄銅合金の場合、特許文献１にあるように、３５０〜５５０℃の温度で必要に応じて熱処理される。下限の３５０℃は、再結晶し、材料がほぼ軟化する温度である。上限の５５０℃では、再結晶が完了し、再結晶粒が粗大化し始める。また、温度を上げることによるエネルギー上の問題があり、また５５０℃超の温度で熱処理するとβ相が顕著に増加する。このため、上限が５５０℃であると考えられる。一般的な製造設備としては、バッチ炉、または、連続炉が用いられ、バッチ炉の場合は、炉冷後、約３００℃または約２００℃に達してから空冷される。連続炉の場合は、約３００℃に材料温度が下がるまでは比較的ゆっくりとした速度で冷却される。本実施形態の合金の製造方法とは異なる冷却速度で冷却される。

本実施形態の合金の金属組織に関して、製造工程で重要なことは、熱処理後、又は熱間加工後の冷却過程で、４６０℃から４００℃の温度領域における冷却速度である。冷却速度が２．５℃／分未満である場合、μ相の占める割合が増大する。μ相は、主として、結晶粒界、相境界を中心に形成される。厳しい環境下では、μ相は、α相、κ相に比べ耐食性が悪いので、μ相の選択腐食や粒界腐食の原因となる。また、μ相は、γ相と同様に、応力集中源になるか、或いは粒界滑りの原因になり、衝撃特性や、高温強度を低下させる。好ましくは、熱間加工後の冷却において、４６０℃から４００℃の温度領域における冷却速度は、２．５℃／分以上であり、好ましくは４℃／分以上であり、より好ましくは８℃／分以上である。この冷却速度の上限は、熱ひずみの影響を考慮して好ましくは５００℃／分以下であり、より好ましくは３００℃／分以下である。

（冷間加工工程）
寸法精度を良くするためや、押出されたコイルを直線にするために、熱間押出材に対して冷間加工を施しても良い。例えば熱間押出材に対して、約２％〜約２０％、好ましくは約２％〜約１５％、より好ましくは約２％〜約１０％の加工率で冷間抽伸を施し、熱処理が施される。または熱間加工、次いで熱処理後、約２％〜約２０％、好ましくは約２％〜約１５％、より好ましくは約２％〜約１０％の加工率で、冷間で伸線加工が施され、場合によっては矯正工程が加えられる。最終製品の寸法によっては、冷間加工と熱処理が繰り返し、実施されることもある。なお、矯正設備のみにより棒材の直線度を向上させること、または熱間加工後の鍛造品にショットピーニングを施すことがあり、実質的な冷間加工率は、約０．１％〜約２．５％程度であるが、僅かな冷間加工率であっても、強度は高くなる。
冷間加工の利点は、合金の強度を高めることができる点である。熱間加工材に対して、２％〜２０％の加工率での冷間加工と、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、高い強度、延性、衝撃特性のバランスを取ることができ、用途に応じ、強度重視、延性や靱性重視の特性を得ることができる。
加工率２〜１５％の冷間加工後、本実施形態の熱処理を施す場合、熱処理により、α相、κ相の両相は十分回復するが、完全に再結晶せずに、両相に加工ひずみが残留する。同時に、γ相が減少する一方で、α相内に針状のκ相（κ１相）が存在しα相が強化され、そしてκ相が増える。この結果、延性、衝撃特性、引張強さ、高温特性、強度・延性バランス指数の何れもが、熱間加工材を上回る。快削性銅合金として、広く一般的に使用されている銅合金では、２〜１５％の冷間加工を施した後に、５２５℃〜５７５℃に加熱すると、再結晶により強度は大幅に低下する。
一方、熱処理後、適切な冷間加工率で冷間加工を施すと、延性、衝撃特性は低くなるが、より強度の高い材料に仕上がり、バランス指数ｆ８は６７０以上または、ｆ９は６８０以上を達することができる。
このような製造プロセスを採用することにより、耐食性に優れ、衝撃特性、延性、強度、被削性に優れた合金に仕上がる。

（低温焼鈍）
棒材、鍛造品においては、残留応力の除去や棒材の矯正を目的として、再結晶温度以下の温度で棒材、鍛造品を低温焼鈍することがある。その低温焼鈍の条件として、材料温度を２４０℃以上３５０℃以下とし、加熱時間を１０分から３００分とすることが望ましい。さらに低温焼鈍の温度（材料温度）をＴ（℃）、加熱時間をｔ（分）とすると、１５０≦（Ｔ−２２０）×（ｔ）^１／２≦１２００の関係を満たす条件で低温焼鈍を実施することが好ましい。なお、ここで、所定の温度Ｔ（℃）に達する温度より１０℃低い温度（Ｔ−１０）から、加熱時間ｔ（分）をカウント（計測）するものとする。

低温焼鈍の温度が２４０℃より低い場合、残留応力の除去が不十分であり、また十分に矯正が行えない。低温焼鈍の温度が３５０℃を超える場合、結晶粒界、相境界を中心にμ相が形成される。低温焼鈍の時間が１０分未満であると、残留応力の除去が不十分である。低温焼鈍の時間が３００分を超えると、μ相が増大する。低温焼鈍の温度を高くするか、或いは時間を長くするにつれ、μ相が増大し、耐食性、衝撃特性、高温強度が低下する。しかしながら、低温焼鈍を施すことにより、μ相の析出は避けられず、如何にして、残留応力を除去しつつ、μ相の析出を最小限に留めるかがポイントとなる。
なお、（Ｔ−２２０）×（ｔ）^１／２の値の下限は、１５０であり、好ましくは１８０以上であり、より好ましくは２００以上である。また、（Ｔ−２２０）×（ｔ）^１／２の値の上限は、１２００であり、好ましくは１１００以下であり、より好ましくは１０００以下である。

（鋳物の熱処理）
最終製品が、鋳物の場合においても、鋳込み後、常温まで冷却された鋳物に対して、以下のいずれかの条件で熱処理を施すことにより金属組織の改善が可能である。
５２５℃以上５７５℃以下の温度で２０分から８時間保持するか、又は５１５℃以上５２５℃未満の温度で１００分から８時間保持する。または、一旦、５２５℃以上、６１０℃以下まで材料の温度を上げ、次いで５２５℃以上５７５℃以下の温度領域で２０分以上保持する。または、それに相当する条件、具体的には、５２５℃以上５７５℃以下の温度領域を０．１℃／分以上２．５℃／分以下の冷却速度で冷却する。
次いで、４６０℃から４００℃までの温度領域を２．５℃／分以上、５００℃／分以下の冷却速度で冷却することにより、金属組織の改善が可能となり、耐食性、耐摩耗性、耐エロージョンコロージョン性を改善させることができる。
なお、鋳物は結晶粒が粗大化しており、鋳物の欠陥が存在するため、引張強さ、伸び、ｆ８、ｆ９の強度バランス特性は適用されない。

このような製造方法によって、本発明の第１，２の実施形態に係る快削性銅合金が製造される。
熱間加工工程、熱処理（焼鈍とも言う）工程、低温焼鈍工程は、銅合金を加熱する工程である。低温焼鈍工程を行わない場合、又は低温焼鈍工程の後に熱間加工工程や熱処理工程を行う場合（低温焼鈍工程が最後に銅合金を加熱する工程とならない場合）、冷間加工の有無に関わらず、熱間加工工程、熱処理工程のうち、後に行う工程が重要となる。熱処理工程の後に熱間加工工程を行うか、または熱間加工工程の後に熱処理工程を行わない場合（熱間加工工程が最後に銅合金を加熱する工程となる場合）、熱間加工工程は、上述した加熱条件と冷却条件を満たす必要がある。熱間加工工程の後に熱処理工程を行うか、または熱処理工程の後に熱間加工工程を行わない場合（熱処理工程が最後に銅合金を加熱する工程となる場合）、熱処理工程は、上述した加熱条件と冷却条件を満たす必要がある。例えば、熱間鍛造の工程の後に熱処理工程を行わない場合、熱間鍛造の工程は、上述した熱間鍛造の加熱条件と冷却条件を満たす必要がある。熱間鍛造の工程の後に熱処理工程を行う場合、熱処理工程が上述した熱処理の加熱条件と冷却条件を満たす必要がある。この場合、熱間鍛造の工程は、必ずしも上述した熱間鍛造の加熱条件と冷却条件を満たす必要はない。
低温焼鈍工程では、材料温度が２４０℃以上３５０℃以下であり、この温度は、μ相が生成するか否かに関わり、γ相が減少する温度範囲（５７５〜５２５℃、５２５〜５１５℃）とは関わらない。このように、低温焼鈍工程での材料温度は、γ相の増減に関わらない。このため、熱間加工工程や熱処理工程の後に、低温焼鈍工程を行う場合（低温焼鈍工程が最後に銅合金を加熱する工程となる場合）、低温焼鈍工程の条件と共に、低温焼鈍工程の前の工程（低温焼鈍工程の直前に銅合金を加熱する工程）の加熱条件や冷却条件が重要となり、低温焼鈍工程と低温焼鈍工程の前の工程は、上述した加熱条件と冷却条件を満たす必要がある。詳細には、低温焼鈍工程の前の工程において、熱間加工工程、熱処理工程のうち、後に行う工程の加熱条件や冷却条件も重要となり、上述した加熱条件と冷却条件を満たす必要がある。低温焼鈍工程の後に熱間加工工程や熱処理工程を行う場合、前述したように熱間加工工程、熱処理工程のうち、後に行う工程が重要となり、上述した加熱条件と冷却条件を満たす必要がある。なお、低温焼鈍工程の前又は後に熱間加工工程や熱処理工程を行っても良い。

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、金属組織、組織関係式を上述のように規定しているので、厳しい環境下での耐食性、衝撃特性、高温特性に優れている。また、Ｐｂの含有量が少なくても優れた被削性を得ることができる。

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、本発明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、本発明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、条件が本発明の技術的範囲を限定するものでない。

（実施例１）
＜実操業実験＞
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。表２及び表３に合金組成を示す。なお、実操業設備を用いていることから、表２及び表３に示す合金においては不純物についても測定した。また、製造工程は、表６〜表１２に示す条件とした。

（工程Ｎｏ．Ａ１〜Ａ１２、ＡＨ１〜ＡＨ１１）
実操業している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。熱間押出を行って直径２５．６ｍｍの丸棒状とし、コイルに巻き取った（押出材）。次いで、コイルの保温とファンの調整により、５７５℃〜５２５℃の温度領域での冷却速度を２０℃／分とし、かつ４６０℃から４００℃の温度領域での冷却速度を１５℃／分として、押出材を冷却した。４００℃以下の温度領域でも約１５℃／分の冷却速度で冷却した。温度測定は、熱間押出の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、温度測定には、大同特殊鋼株式会社製の型式ＤＳ−０６ＤＦの放射温度計を用いた。
その押出材の温度の平均値が表６，７に示す温度の±５℃（（表６，７に示す温度）−５℃〜（表６，７に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。
工程Ｎｏ．ＡＨ１１では、押出温度を５８０℃とした。工程ＡＨ１１以外の工程では、押出温度を６４０℃とした。押出温度が５８０℃の工程Ｎｏ．ＡＨ１１では、準備した３種類の材料とも、最後まで押出できず、断念した。
押出後、工程Ｎｏ．ＡＨ１では、矯正のみを実施した。工程Ｎｏ．ＡＨ２では、直径２５．６ｍｍの押出材を直径２５．０ｍｍに冷間で抽伸した。
工程Ｎｏ．Ａ１〜Ａ９、ＡＨ３〜ＡＨ１０では、直径２５．６ｍｍの押出材を直径２５．０ｍｍに冷間で抽伸した。抽伸材を実操業の電気炉、実験室の電気炉、又は実験室の連続炉で、所定の温度、時間で加熱保持した。または、最高到達温度を変化させ、冷却過程の５７５℃から５２５℃の温度領域での冷却速度、または４６０℃から４００℃の温度領域での冷却速度を変化させた。
工程Ｎｏ．Ａ１０、Ａ１１では、直径２５．６ｍｍの押出材を熱処理した。次いで、工程Ｎｏ．Ａ１０、Ａ１１において、冷間加工率がそれぞれ約５％、約８％の冷間抽伸を施し、そして直径をそれぞれ２５ｍｍ、２４．５ｍｍにし、矯正した（熱処理後に抽伸、矯正）。
工程Ｎｏ．Ａ１２は、抽伸後の寸法がφ２４．５ｍｍであることを除き、工程Ｎｏ．Ａ１と同じ工程である。
熱処理条件に関して、表６，７に示すように、熱処理の温度を５０５℃から６２０℃まで変化させ、保持時間も５分から１８０分に変化させた。
なお、以下の表において、熱処理前に冷間抽伸を行った場合を“○”で示し、行わなかった場合を“−”で示した。
合金Ｎｏ．Ｓ０１の関しては、溶湯を保持炉に移し、Ｓｎ、Ｆｅを追加で含有させた。合金Ｎｏ．Ｓ０２の関しては、溶湯を保持炉に移し、Ｐｂを追加で含有させた。合金Ｓ０１，Ｓ０２に対して工程Ｎｏ．ＥＨ１又は工程Ｎｏ．Ｅ１を施し、評価した。

（工程Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ３、ＢＨ１〜ＢＨ３）
工程Ｎｏ．Ａ１０で得られた直径２５ｍｍの材料（棒材）を、長さ３ｍに切断した。次いで、この棒材を型枠に並べ、矯正目的で低温焼鈍した。その時の低温焼鈍条件を表９に示す条件とした。
なお、表中の条件式の値は、以下の式の値である。
（条件式）＝（Ｔ−２２０）×（ｔ）^１／２
Ｔ：温度（材料温度）（℃）、ｔ：加熱時間（分）
結果は、工程Ｎｏ．ＢＨ１のみが、準備した３種類の材料とも直線度が悪かったので、以後の特性調査（金属組織の分析を除く）を実施しなかった。

（工程Ｎｏ．Ｃ０、Ｃ１）
実操業している低周波溶解炉及び半連続鋳造機により直径２４０ｍｍの鋳塊（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５００ｍｍに切断して加熱した。そして、熱間押出を行って直径５０ｍｍの丸棒状の押出材とした。この押出材は、直棒の形状で押出テーブルに押出した。温度測定は、押出の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時点から約３秒〜４秒後の押出材の温度を測定した。その押出材の温度の平均値が表１０に示す温度の±５℃（（表１０に示す温度）−５℃〜（表１０に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。なお、押出後の５７５℃から５２５℃の冷却速度および４６０℃から４００℃の冷却速度は、１６℃／分、１２℃／分であった（押出材）。後述する工程にて、工程Ｎｏ．Ｃ０で得られた押出材（丸棒）を鍛造用素材として用いた。工程Ｎｏ．Ｃ１は、５６０℃で、８０分加熱し、次いで４６０℃から４００℃の冷却速度を１２℃／分とした。

（工程Ｎｏ．Ｄ１〜Ｄ７、ＤＨ１〜ＤＨ７）
工程Ｎｏ．Ｃ０で得られた直径５０ｍｍの丸棒を長さ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から約３秒〜約４秒経過後に、放射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１１に示す温度±５℃の範囲（（表１１に示す温度）−５℃〜（表１１に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。
工程Ｎｏ．Ｄ１〜Ｄ４、ＤＨ２、ＤＨ６、ＤＨ７では、実験室の電気炉で熱処理を行い、熱処理の温度、時間、５７５℃から５２５℃の温度領域での冷却速度、及び４６０℃から４００℃の温度領域での冷却速度を変えて実施した。
工程Ｎｏ．Ｄ５、Ｄ７、ＤＨ３、ＤＨ４では、実験室の連続炉で、５６５℃から５９０℃で３分間加熱し、冷却速度を変えて実施した。
なお、熱処理の温度は、材料の最高到達温度であり、保持時間としては、最高到達温度から（最高到達温度−１０℃）までの温度領域で保持された時間を採用した。
工程Ｎｏ．ＤＨ１、Ｄ６、ＤＨ５では、熱間鍛造後の冷却で、５７５℃から５２５℃、および４６０℃から４００℃の温度領域での冷却速度を変えて実施した。なお、いずれも鍛造後の冷却で試料の作製作業を終了した。

＜実験室実験＞
実験室設備を用いて銅合金の試作試験を実施した。表４及び表５に合金組成を示す。なお、残部はＺｎ及び不可避不純物である。表２及び表３に示す組成の銅合金も実験室実験に用いた。また、製造工程は、表１３〜表１７に示す条件とした。

（工程Ｎｏ．Ｅ１、ＥＨ１）
実験室において、所定の成分比で原料を溶解した。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。なお、実操業している溶解炉からも、溶湯の一部を直径１００ｍｍ、長さ１８０ｍｍの金型に鋳込み、ビレットを作製した。このビレットを加熱し、工程Ｎｏ．Ｅ１、ＥＨ１では直径４０ｍｍの丸棒に押出した。
押出試験機が停止直後に放射温度計を用いて温度測定を行った。結果的に押出機より押出されたときから約３秒後または４秒後の押出材の温度に相当する。
工程Ｎｏ．ＥＨ１では、押出で試料の作製作業を終了とし、得られた押出材は、後述する工程にて、熱間鍛造素材として用いた。
工程Ｎｏ．Ｅ１では、押出後に表１３に示す条件で熱処理を行った。
工程Ｎｏ．ＥＨ１、Ｅ１で得られた押出材は、熱間加工性の評価用素材としても使用した。

（工程Ｎｏ．Ｆ１〜Ｆ５、ＦＨ１、ＦＨ２）
工程Ｎｏ．ＥＨ１、および後述する工程Ｎｏ．ＰＨ１で得られた直径４０ｍｍの丸棒を長さ１８０ｍｍに切断した。工程Ｎｏ．ＥＨ１の丸棒又は工程Ｎｏ．ＰＨ１の鋳物を横置きにして、熱間鍛造プレス能力１５０トンのプレス機で、厚み１５ｍｍに鍛造した。所定の厚みに熱間鍛造された直後から約３秒〜４秒経過後に、放射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１４に示す温度±５℃の範囲（（表１４に示す温度）−５℃〜（表１４に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。
熱間鍛造後の５７５℃から５２５℃までの温度領域での冷却速度、および４６０℃から４００℃までの温度領域での冷却速度をそれぞれ２２℃／分、１８℃／分とした。工程Ｎｏ．ＦＨ１では、工程Ｎｏ．ＥＨ１で得られた丸棒に対して熱間鍛造を施したが、熱間鍛造後の冷却で試料の作製作業を終了とした。
工程Ｎｏ．Ｆ１、Ｆ２、Ｆ３、ＦＨ２では、工程Ｎｏ．ＥＨ１で得られた丸棒に対して熱間鍛造を施し、熱間鍛造後に熱処理を行った。加熱条件、５７５℃から５２５℃までの温度領域での冷却速度、及び４６０℃から４００℃までの温度領域での冷却速度を変えて熱処理した。
工程Ｎｏ．Ｆ４、Ｆ５では、鍛造素材として金型に鋳込まれた鋳物（Ｎｏ．ＰＨ１）を用い、熱間鍛造した。熱間鍛造後に加熱条件、冷却速度を変えて熱処理した。

（工程Ｎｏ．Ｐ１〜Ｐ３、ＰＨ１）
工程Ｎｏ．ＰＨ１では、所定の成分比で原料を溶解した溶湯を、内径φ４０ｍｍの金型に鋳込み、鋳物を得た。なお、実操業している溶解炉からも、溶湯の一部を内径４０ｍｍの金型に鋳込み、鋳物を作製した。
工程Ｎｏ．ＰＣでは、連続鋳造によって直径φ４０ｍｍの連続鋳造棒を作製した（表に記載なし）。
工程Ｎｏ．Ｐ１では、工程Ｎｏ．ＰＨ１の鋳物に対して熱処理を施し、工程Ｎｏ．Ｐ２、Ｐ３では、工程Ｎｏ．ＰＣの鋳物に対して熱処理を施した。工程Ｎｏ．Ｐ１〜Ｐ３では、加熱条件、冷却速度を変えて熱処理を実施した。

上述の試験材について、以下の手順にて、金属組織観察、耐食性（脱亜鉛腐食試験／浸漬試験）、被削性について評価を行った。

（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、κ相、β相、γ相、μ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、主として倍率５００倍で金属組織を観察し、金属組織の状況によっては１０００倍で金属組織を観察した。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、κ相、β相、γ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。そして、全ての構成相の面積率の合計を１００％とした。
γ相、μ相の長辺の長さは、以下の方法により測定した。主として５００倍、判別し難い場合は１０００倍の金属顕微鏡写真を用い、１視野において、γ相の長辺の最大長さを測定した。この作業を任意の５視野において行い、得られたγ相の長辺の最大長さの平均値を算出し、γ相の長辺の長さとした。同様に、μ相の大きさに応じて、５００倍または１０００倍の金属顕微鏡写真、或いは２０００倍または５０００倍の２次電子像写真（電子顕微鏡写真）を用い、１視野において、μ相の長辺の最大長さを測定した。この作業を任意の５視野において行い、得られたμ相の長辺の最大長さの平均値を算出し、μ相の長辺の長さとした。
具体的には、約７０ｍｍ×約９０ｍｍのサイズにプリントアウトした写真を用いて評価した。５００倍の倍率の場合、観察視野のサイズは２７６μｍ×２２０μｍであった。

相の同定が困難な場合は、ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）法によって、倍率５００倍又は２０００倍で、相を特定した。
また、冷却速度を変化させた実施例においては、主として結晶粒界に析出するμ相の有無を確認するために、日本電子株式会社製のＪＳＭ−７０００Ｆを用いて、加速電圧１５ｋＶ、電流値（設定値１５）の条件、および日本電子株式会社製のＪＸＡ−８２３０を用いて、加速電圧２０ｋＶ、電流値３．０×１０^−１１Ａの条件で２次電子像を撮影し、２０００倍または５０００倍の倍率で金属組織を確認した。２０００倍または５０００倍の２次電子像でμ相が確認できても、５００倍または１０００倍の金属顕微鏡写真でμ相が確認できない場合は、面積率には算定しなかった。すなわち、２０００倍または５０００倍の２次電子像で観察されたが５００倍または１０００倍の金属顕微鏡写真では確認できなかったμ相は、μ相の面積率には含めなかった。何故なら、金属顕微鏡で確認できないμ相は、主として長辺の長さが５μｍ以下、幅は０．３μｍ以下であるので、面積率に与える影響は、小さいためである。
μ相の長さは、任意の５視野で測定し、前述したように５視野の最長の長さの平均値をμ相の長辺の長さとした。μ相の組成確認は、付属のＥＤＳで行った。なお、μ相が５００倍または１０００倍で確認できなかったが、より高い倍率でμ相の長辺の長さが測定された場合、表中の測定結果において、μ相の面積率は０％であるがμ相の長辺の長さは記載している。

（μ相の観察）
μ相に関しては、熱間押出後や熱処理後、４６０℃〜４００℃の温度領域を８℃／分、または１５℃／分以下の冷却速度で冷却すると、μ相の存在が確認できた。図１は、試験Ｎｏ．Ｔ０５（合金Ｎｏ．Ｓ０１／工程Ｎｏ．Ａ３）の２次電子像の一例を示す。α相の結晶粒界に、μ相が析出していることが確認された（白灰色の細長い相）。

（α相中に存在する針状のκ相）
α相中に存在する針状のκ相（κ１相）は、幅が約０．０５μｍから約０．５μｍで、細長い直線状、針状の形態である。幅が０．１μｍ以上であれば、金属顕微鏡でも、その存在は、確認できる。
図２は、代表的な金属顕微鏡写真として、試験Ｎｏ．Ｔ０３（合金Ｎｏ．Ｓ０１／工程Ｎｏ．Ａ１）の金属顕微鏡写真を示す。図３は、代表的なα相内に存在する針状のκ相の電子顕微鏡写真として、試験Ｎｏ．Ｔ０３（合金Ｎｏ．Ｓ０１／工程Ｎｏ．Ａ１）の電子顕微鏡写真を示す。なお、図２，３の観察箇所は同一ではない。銅合金においては、α相に存在する双晶と混同する恐れがあるが、α相中に存在するκ相は、κ相自身の幅が狭く、双晶は２つで１組になっているので、区別がつく。図２の金属顕微鏡写真において、α相内に、細長く直線的な針状の模様の相が認められる。図３の二次電子像（電子顕微鏡写真）において、明瞭に、α相内に存在する模様が、κ相であることが確認される。κ相の厚みは、約０．１〜約０．２μｍであった。
α相中での針状のκ相の量（数）は、金属顕微鏡で判断した。金属構成相の判定（金属組織観察）で撮影された倍率５００倍または１０００倍の５視野の顕微鏡写真を用いた。縦が約７０ｍｍ、横が約９０ｍｍの寸法にプリントアウトした拡大視野において、針状のκ相の数を測定し、５視野の平均値を求めた。針状のκ相の数の５視野での平均値が２０以上７０未満の場合、明瞭に針状のκ相を有すると判断し、“△”と表記した。針状のκ相の数の５視野での平均値が７０以上の場合、多くの針状のκ相を有すると判断し、“○”と表記した。針状のκ相の数の５視野での平均値が１９以下の場合、針状のκ相をほとんど有していないと判断し、“×”と表記した。写真で確認できない針状のκ１相の数は含めなかった。５００倍の倍率の場合、観察視野のサイズは２７６μｍ×２２０μｍであった。

（κ相に含有されるＳｎ量、Ｐ量）
κ相に含有されるＳｎ量、Ｐ量をＸ線マイクロアナライザーで測定した。測定には、日本電子製「ＪＸＡ−８２００」を用いて、加速電圧２０ｋＶ、電流値３．０×１０^−８Ａの条件で行った。
試験Ｎｏ．Ｔ１０１（合金Ｎｏ．Ｓ０３／工程Ｎｏ．ＡＨ１）、試験Ｎｏ．Ｔ１０３（合金Ｎｏ．Ｓ０３／工程Ｎｏ．Ａ１）、試験Ｎｏ．Ｔ１３０（合金Ｎｏ．Ｓ０３／工程Ｎｏ．ＢＨ３）について、Ｘ線マイクロアナライザーで、各相のＳｎ、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｐの濃度の定量分析を行った結果を表１８〜表２０に示す。
μ相については、ＪＳＭ−７０００Ｆに付属のＥＤＳで測定し、視野内で長辺の長さが、大きい部分を測定した。

上述の測定結果から、以下のような知見を得た。
１）製造方法によって各相に配分される濃度が少し異なる。
２）κ相へのＳｎの配分はα相の約１．３倍である。
３）γ相のＳｎ濃度は、α相のＳｎ濃度の約８〜約１１倍である。
４）κ相、γ相、μ相のＳｉ濃度は、α相のＳｉ濃度に比べ、各々約１．５倍、約２．２倍、約２．７倍である。
５）μ相のＣｕ濃度は、α相、κ相、γ相、μ相に比べ高い。
６）γ相の割合が多くなると、必然的に、κ相のＳｎ濃度が低くなる。
７）κ相へのＰの配分はα相の約２倍である。
８）γ相、μ相のＰ濃度は、α相のＰ濃度の約２．５倍、約３．５倍である。
９）同じ組成であっても、γ相の割合が減少すると、α相のＳｎ濃度は、０．３４ｍａｓｓ％から０．４４ｍａｓｓ％に約１．３倍に高まる。同様にκ相のＳｎ濃度は、０．４４ｍａｓｓ％から０．５８ｍａｓｓ％に約１．３倍に高まる。κ相のＳｎの増加分が、α相のＳｎの増加分を上回った（合金Ｎｏ．Ｓ０３）。

（機械的特性）
（引張強さ）
各試験材をＪＩＳ Ｚ ２２４１の１０号試験片に加工し、引張強さの測定を行った。熱間押出材或いは熱間鍛造材の引張強さが、５５０Ｎ／ｍｍ^２以上、好ましくは５６５Ｎ／ｍｍ^２以上、５７５Ｎ／ｍｍ^２以上、さらには５９０Ｎ／ｍｍ^２以上であれば、快削性銅合金の中でも最高の水準であり、各分野で使用される部材の許容応力の向上、または薄肉・軽量化を図ることができる。
なお、本実施形態の合金は、高い引張強さを有する銅合金であるので、引張試験片の仕上げ面粗さが、伸びや引張強さに影響を与える。このため、下記の条件を満たすように引張試験片を作製した。
（引張試験片の仕上げ面粗さの条件）
引張試験片の標点間の任意の場所の基準長さ４ｍｍ当たりの断面曲線において、Ｚ軸の最大値と最小値の差が２μｍ以下であること。断面曲線とは、測定断面曲線にカットオフ値λｓの低減フィルタを適用して得られる曲線をさす。
（高温クリープ）
各試験片から、ＪＩＳ Ｚ ２２７１の直径１０ｍｍのつば付き試験片を作製した。室温の０．２％耐力に相当する荷重を試験片にかけた状態で、１５０℃で１００時間経過後のクリープひずみを測定した。０．２％耐力すなわち常温における標点間の伸びで、０．２％の塑性変形に相当する荷重を加え、この荷重をかけた状態で試験片を１５０℃、１００時間保持した後のクリープひずみが０．４％以下であれば良好である。このクリープひずみが０．３％以下、さらには０．２％以下であれば、銅合金では最高の水準であり、例えば、高温で使用されるバルブ、エンジンルームに近い自動車部品では、信頼性の高い材料として使用できる。
（衝撃特性）
衝撃試験では、押出棒材、鍛造材およびその代替材、鋳造材、連続鋳造棒材から、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準じたＵノッチ試験片（ノッチ深さ２ｍｍ、ノッチ底半径１ｍｍ）を採取した。半径２ｍｍの衝撃刃でシャルピー衝撃試験を行い、衝撃値を測定した。
なお、Ｖノッチ試験片とＵノッチ試験片で行ったときの衝撃値の関係は、およそ以下のとおりである。
（Ｖノッチ衝撃値）＝０．８×（Ｕノッチ衝撃値）−３

（被削性）
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。
直径５０ｍｍ、４０ｍｍ、又は２５．６ｍｍの熱間押出棒材、直径２５ｍｍ（２４．５ｍｍ）の冷間抽伸材、および鋳物については、切削加工を施して直径を１８ｍｍとして試験材を作製した。鍛造材については、切削加工を施して直径を１４．５ｍｍとして試験材を作製した。ポイントノーズ・ストレート工具、特にチップブレーカーの付いていないタングステン・カーバイド工具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−６度、ノーズ半径０．４ｍｍ、切削速度１５０ｍ／分、切削深さ１．０ｍｍ、送り速度０．１１ｍｍ／ｒｅｖの条件で、直径１８ｍｍ又は直径１４．５ｍｍ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（Ｎ）に変換された。従って、切削抵抗、特に切削の際に最も高い値を示す主分力を測定することにより、合金の被削性を評価した。
同時に切屑を採取し、切屑形状により被削性を評価した。実用の切削で最も問題となるのは、切屑が工具に絡みついたり、切屑が嵩張ることである。このため、切屑形状が１巻き以下の切屑しか生成しなかった場合を良好“○”（good）と評価した。切屑形状が１巻きを超えて３巻きまでの切屑が生成した場合を可“△”（fair）と評価した。切屑形状が３巻きを超える切屑が生成した場合を“×”（poor）と評価した。このように、３段階の評価をした。
切削抵抗は、材料の強度、例えば、剪断応力、引張強さや０．２％耐力にも依存し、強度が高い材料ほど切削抵抗が高くなる傾向がある。切削抵抗がＰｂを１〜４％含有する快削黄銅棒の切削抵抗に対して約１０％から約２０％高くなる程度であれば、実用上十分許容される。本実施形態においては、Ｐｂの含有量を最小限に留めながら、α相内にκ１相を存在させ、κ相中のＳｎ、Ｐの濃度を高め、高度な被削性を目指しているので、切削抵抗が１２５Ｎを境（境界値）として評価した。詳細には、切削抵抗が１２５Ｎ以下であれば、被削性に優れる（評価：○）と評価した。切削抵抗が１２５Ｎ超え１４５Ｎ以下であれば、被削性を“可（△）”と評価した。切削抵抗が１４５Ｎ超えであれば、“不可（×）”と評価した。因みに、５８ｍａｓｓ％Ｃｕ−４２ｍａｓｓ％Ｚｎ合金に対して工程Ｎｏ．Ｅ１を施して試料を製作して評価したところ、切削抵抗は１８５Ｎであった。

（熱間加工試験）
直径５０ｍｍ、直径４０ｍｍ、直径２５．６ｍｍ、または直径２５．０ｍｍの棒材、および鋳物を切削によって直径１５ｍｍとし、長さ２５ｍｍに切断し、試験材を作製した。試験材を７４０℃又は６３５℃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％で高温圧縮し、厚み５ｍｍとした。
熱間加工性の評価は、倍率１０倍の拡大鏡を用い、０．２ｍｍ以上の開口した割れが観察された場合、割れ発生と判断した。７４０℃、６３５℃の２条件とも割れが発生しなかった時を“○”（good）と評価した。７４０℃で割れが発生したが６３５℃で割れが発生しなかった場合を“△”（fair）と評価した。７４０℃で割れが発生しなかったが６３５℃で割れが発生した場合を“▲”（fair）と評価した。７４０℃、６３５℃の２条件とも割れが発生した場合を“×”（poor）と評価した。
７４０℃、６３５℃の２条件で割れが発生しなかった場合、実用上の熱間押出、熱間鍛造に関し、実施上、多少の材料の温度低下が生じても、また、金型やダイスと材料が瞬時であるが接触し、材料の温度低下があっても、適正な温度で実施すれば、実用上問題は無い。７４０℃、６３５℃のいずれかの温度で割れが生じた場合、熱間加工が実施可能と判断されるが、実用上の制約を受け、より狭い温度範囲で管理する必要がある。７４０℃、６３５℃の両者の温度で、割れが生じた場合は、実用上大きな問題があると判断され、不可である。

（脱亜鉛腐食試験１，２）
試験材が押出材の場合、試験材の暴露試料表面が押出し方向に対して垂直となるよう試験材をフェノール樹脂材に埋込んだ。試験材が鋳物材（鋳造棒）の場合、試験材の暴露試料表面が鋳物材の長手方向に対して垂直となるよう試験材をフェノール樹脂材に埋込んだ。試験材が鍛造材の場合、試験材の暴露試料表面が鍛造の流動方向に対して垂直となるようにしてフェノール樹脂材に埋込んだ。
試料表面を１２００番までのエメリー紙により研磨し、次いで、純水中で超音波洗浄してブロワーで乾燥した。その後、各試料を、準備した浸漬液に浸漬した。
試験終了後、暴露表面が、押出し方向、長手方向、又は鍛造の流動方向に対して直角を保つように、試料をフェノール樹脂材に再び埋め込んだ。次に、腐食部の断面が最も長い切断部として得られるように試料を切断した。続いて試料を研磨した。
金属顕微鏡を用い、５００倍の倍率で顕微鏡の視野１０ヶ所（任意の１０箇所の視野）にて、腐食深さを観察した。最も深い腐食ポイントが最大脱亜鉛腐食深さとして記録された。

脱亜鉛腐食試験１では、浸漬液として、以下の試験液１を準備して上記の作業を実施した。脱亜鉛腐食試験２では、浸漬液として、以下の試験液２を準備して上記の作業を実施した。
試験液１は、酸化剤となる消毒剤が過剰に投与され、ｐＨが低く厳しい腐食環境を想定し、さらにその腐食環境での加速試験を行うための溶液である。この溶液を用いると、その厳しい腐食環境での約７５〜１００倍の加速試験となることが推定される。本実施形態では、厳しい環境下での優れた耐食性を目指すため、最大腐食深さが８０μｍ以下であれば、耐食性は良好である。優れた耐食性が求められる場合は、最大腐食深さは、好ましくは６０μｍ以下であり、さらに好ましくは４０μｍ以下であると良いと推定される。
試験液２は、塩化物イオン濃度が高く、ｐＨが低く、厳しい腐食環境の水質を想定し、さらにその腐食環境での加速試験を行うための溶液である。この溶液を用いると、その厳しい腐食環境での約３０〜５０倍の加速試験となることが推定される。最大腐食深さが５０μｍ以下であれば、耐食性は良好である。優れた耐食性が求められる場合は、最大腐食深さは、好ましくは３５μｍ以下であり、さらに好ましくは２５μｍ以下であると良いと推定される。本実施例では、これらの推定値をもとに評価した。

脱亜鉛腐食試験１では、試験液１として、次亜塩素酸水（濃度３０ｐｐｍ、ｐＨ＝６．８、水温４０℃）を用いた。以下の方法で試験液１を調整した。蒸留水４０Ｌに市販の次亜塩素酸ナトリウム（ＮａＣｌＯ）を投入し、ヨウ素滴定法による残留塩素濃度が３０ｍｇ／Ｌになるように調整した。残留塩素は時間とともに、分解し減少するため、残留塩素濃度を常時ボルタンメトリー法により測定しながら、電磁ポンプにより次亜塩素酸ナトリウム投入量を電子制御した。ｐＨを６．８に下げるために二酸化炭素を流量調整しながら投入した。水温は４０℃になるように温度コントローラーにて調整した。このように残留塩素濃度、ｐＨ、水温を一定に保ちながら、試験液１中に試料を２ヶ月間保持した。次いで水溶液中から試料を取り出して、その脱亜鉛腐食深さの最大値（最大脱亜鉛腐食深さ）を測定した。

脱亜鉛腐食試験２では、試験液２として、表２１に示す成分の試験水を用いた。試験液２は、蒸留水に市販の薬剤を投入し調整した。腐食性の高い水道水を想定し、塩化物イオン８０ｍｇ／Ｌ、硫酸イオン４０ｍｇ／Ｌ、硝酸イオン３０ｍｇ／Ｌを投入した。アルカリ度および硬度は日本の一般的な水道水を目安にそれぞれ３０ｍｇ／Ｌ、６０ｍｇ／Ｌに調整した。ｐＨを６．３に下げるために二酸化炭素を流量調整しながら投入し、溶存酸素濃度を飽和させるために酸素ガスを常時投入した。水温は室温と同じ２５℃で行なった。このようにｐＨ、水温を一定に保ち、溶存酸素濃度を飽和状態としながら、試験液２中に試料を３ヶ月間保持した。次いで、水溶液中から試料を取出して、その脱亜鉛腐食深さの最大値（最大脱亜鉛腐食深さ）を測定した。

（脱亜鉛腐食試験３：ＩＳＯ６５０９脱亜鉛腐食試験）
本試験は、脱亜鉛腐食試験方法として、多くの国々で採用されており、ＪＩＳ規格においても、ＪＩＳ Ｈ ３２５０で規定されている。
脱亜鉛腐食試験１，２と同様に、試験材をフェノール樹脂材に埋込んだ。例えば暴露試料表面が押出材の押出し方向に対して直角となるようにしてフェノール樹脂材に埋込んだ。試料表面を１２００番までのエメリー紙により研磨し、次いで、純水中で超音波洗浄して乾燥した。
次いで、各試料を、１．０％の塩化第２銅２水和塩（ＣｕＣｌ_２・２Ｈ_２Ｏ）の水溶液（１２．７ｇ／Ｌ）中に浸漬し、７５℃の温度条件下で２４時間保持した。その後、水溶液中から試料を取出した。
暴露表面が押出し方向、長手方向、又は鍛造の流動方向に対して直角を保つように、試料をフェノール樹脂材に再び埋め込んだ。次に、腐食部の断面が最も長い切断部として得られるように試料を切断した。続いて試料を研磨した。
金属顕微鏡を用い、２００倍または５００倍の倍率で、顕微鏡の視野１０ヶ所にて、腐食深さを観察した。最も深い腐食ポイントが最大脱亜鉛腐食深さとして記録された。
なお、ＩＳＯ ６５０９の試験を行ったとき、最大腐食深さが２００μｍ以下であれば、実用上の耐食性に関して問題ないレベルとされている。特に優れた耐食性が求められる場合は、最大腐食深さは、好ましくは１００μｍ以下であり、さらに好ましくは５０μｍ以下とされている。
本試験において、最大腐食深さが２００μｍを超える場合は“×”（poor）と評価した。最大腐食深さが５０μｍ超え、２００μｍ以下の場合を“△”（fair）と評価した。最大腐食深さが５０μｍ以下の場合を“○”（good）と厳しく評価した。本実施形態は、厳しい腐食環境を想定しているために厳しい評価基準を採用し、評価が“○”である場合のみを、耐食性が良好であるとした。

（耐キャビテーション性）
キャビテーションとは、液体の流れの中で圧力差により短時間に泡の発生と消滅が起きる現象を言う。耐キャビテーション性とは、泡の発生と消滅による損傷の受け難さを意味する。
直接式磁わい振動試験により耐キャビテーション性を評価した。切削加工により試料の直径を１６ｍｍとし、次いで暴露試験面を＃１２００の耐水研磨紙で研摩し、試料を作製した。試料を振動子の先端にあるホーンに取り付けた。振動数：１８ｋＨｚ、振幅：４０μｍ、試験時間：２時間の条件で、試料を試験液中で超音波振動させた。試料表面を浸漬する試験液として、イオン交換水を用いた。イオン交換水を入れたビーカーを冷却し、水温を２０℃±２℃（１８℃〜２２℃）とした。試験前後の試料の重量を測定し、その重量差によって耐キャビテーション性を評価した。重量差（重量の減少量）が０．０３ｇを超えた場合、表面に損傷があり、耐キャビテーション性が乏しく不可と判断した。重量差（重量の減少量）が０．００５ｇを超え０．０３ｇ以下の場合、表面損傷も軽微であり、耐キャビテーション性が良いと考えられる。しかし、本実施形態は優れた耐キャビテーション性を目指すので不可と判断した。重量差（重量の減少量）が０．００５ｇ以下の場合、ほとんど表面の損傷もなく、耐キャビテーション性に優れていると判断した。重量差（重量の減少量）が０．００３ｇ以下の場合、耐キャビテーション性に特に優れていると判断できる。
因みに、同じ試験条件で５９Ｃｕ−３Ｐｂ−３８ＺｎのＰｂを含む快削黄銅を試験した結果、重量の減少量は、０．１０ｇであった。

（耐エロージョンコロージョン性）
エロージョンコロージョンとは、流体による化学的な腐食現象と、物理的な削り取られ現象が組み合わさり、局所的に急速に腐食が進む現象を言う。耐エロージョンコロージョン性は、この腐食の受け難さを意味する。
試料表面を直径２０ｍｍのフラットな真円形状とし、次いで、表面を♯２０００のエメリー紙により研磨し、試料を作製した。口径１．６ｍｍのノズルを使用して、約９ｍ／秒の流速（試験方法１）又は約７ｍ／秒の流速（試験方法２）で試験水を試料に当てた。詳細には、試料表面の中心に、試料表面と垂直方向から水を当てた。また、ノズル先端と試料表面の中心との間の距離を０．４ｍｍとした。この条件で試料に試験水を３３６時間当てた後の腐食減量を測定した。
試験水として、次亜塩素酸水（濃度３０ｐｐｍ、ｐＨ＝７．０、水温４０℃）を用いた。試験水は、以下の方法により作製した。蒸留水４０Ｌに市販の次亜塩素酸ナトリウム（ＮａＣｌＯ）を投入した。ヨウ素滴定法による残留塩素濃度が３０ｍｇ／Ｌになるように次亜塩素酸ナトリウムの量を調整した。残留塩素は時間とともに分解し減少する。このため、残留塩素濃度を常時ボルタンメトリー法により測定しながら、電磁ポンプにより次亜塩素酸ナトリウム投入量を電子制御した。ｐＨを７．０に下げるために二酸化炭素を流量調整しながら投入した。水温は４０℃になるように温度コントローラーにて調整した。このように残留塩素濃度、ｐＨ、水温を一定に保った。
試験方法１において、腐食減量が７５ｍｇを超えた場合、耐エロージョンコロージョン性が悪いと評価した。腐食減量が５０ｍｇ超え、７５ｍｇ以下の場合、耐エロージョンコロージョンが良好であると評価した。腐食減量が３０ｍｇ超え、５０ｍｇ以下の場合、耐エロージョンコロージョンが優れると評価した。腐食減量が３０ｍｇ以下の場合、耐エロージョンコロージョンが特に優れると評価した。
同様に試験方法２において、腐食減量が６０ｍｇを超えた場合、耐エロージョンコロージョン性が悪いと評価した。腐食減量が４０ｍｇ超え、６０ｍｇ以下の場合、耐エロージョンコロージョンが良好であると評価した。腐食減量が２５ｍｇ超え、４０ｍｇ以下の場合、耐エロージョンコロージョンが優れると評価した。腐食減量が２５ｍｇ以下の場合、耐エロージョンコロージョンが特に優れると評価した。

評価結果を表２２〜表６９に示す。
試験Ｎｏ．Ｔ０１〜Ｔ１６４は、実操業の実験での結果である。試験Ｎｏ．Ｔ２０１〜Ｔ２５８は、実験室の実験での実施例に相当する結果である。試験Ｎｏ．Ｔ３０１〜Ｔ３２９は、実験室の実験での比較例に相当する結果である。
なお、表中のμ相の長辺の長さに関して、値“４０”は、４０μｍ以上を意味する。また、表中のγ相の長辺の長さに関して、値“１５０”は、１５０μｍ以上を意味する。

以上の実験結果は、以下のとおりに纏められる。
１）本実施形態の組成を満足し、組成関係式ｆ１、ｆ２、ｆ３、金属組織の要件、および組織関係式ｆ４〜ｆ７を満たすことにより、少量のＰｂの含有で、良好な被削性が得られ、良好な熱間加工性、過酷な環境下での優れた耐食性（以下、耐食性と称す）、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、且つ高強度で、良好な衝撃特性、高温特性、高いバランス指数を持ち合せる熱間押出材、熱間鍛造材が得られることが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３、Ｓ２１〜Ｓ３５）。
２）Ｓｂ、Ａｓの含有は、さらに過酷な条件下での耐食性を向上させることが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ４１〜Ｓ４３）。
３）Ｂｉの含有により、さらに切削抵抗が低くなることが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ４２〜Ｓ４３）。

４）Ｃｕ含有量が少ないと、被削性は良好であったが、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、衝撃特性、延性、高温特性が悪かった。Ｃｕ含有量が多いと、被削性、熱間加工性、延性、衝撃特性が悪かった（合金Ｎｏ．Ｓ５２、Ｓ５５、Ｓ６５）。
５）Ｓｉ含有量が多いと、被削性、伸び、衝撃特性、強度バランス指数が悪かった。Ｓｉ含有量が少ないと、被削性、耐キャビテーション、耐エロージョンコロージョンが悪く、強度が低かった（合金Ｎｏ．Ｓ５３、Ｓ５６）。
６）Ｓｎ含有量が０．８５ｍａｓｓ％より多いと、γ相の面積率が２％より多くなり、耐キャビテーション、耐エロージョンコロージョンは良好であったが、伸び、衝撃特性、強度バランス指数が悪かった。一方、Ｓｎ含有量が０．４０ｍａｓｓ％より少ないと、耐キャビテーション、耐エロージョンコロージョン性が悪かった（合金Ｎｏ．Ｓ５９、Ｓ５８、Ｓ６４）。
７）Ｐ含有量が多いと、延性、衝撃特性が悪く、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性が悪くなった。一方、Ｐ含有量が少ないか、又はＰが含まれていない場合、過酷な環境下での脱亜鉛腐食深さが大きく、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、被削性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ６０、Ｓ６３、Ｓ６４）。
８）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．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３）。
９）合金Ｎｏ．Ｓ０１に、Ｆｅをさらに含有させると、κ相の割合が低くなり、被削性、引張強さが低下し、さらにＦｅの量を増すと、被削性、引張強さが低下に加え、耐食性、耐エロージョンコロージョン性が悪くなり、伸び、衝撃値、強度バランス指数が少し下がった。但し、被削性、耐食性、耐エロージョンコロージョン性は、合格の範囲内であった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ１１、Ｓ１２）。本実施形態の組成範囲外であるが、不可避不純物の限度を超えるＦｅを含有すると、主としてＦｅとＳｉの金属間化合物を形成したものと推測され、前記特性の低下を招いたと考えられる。
１０）合金Ｎｏ．Ｓ０２に、Ｐｂをさらに含有させると、被削性は向上したが、その他の引張強さ、伸び、衝撃値、高温特性、耐キャビテーション性、強度バランス指数などほとんどの特性が少し悪くなり、さらにＰｂの量を増すと、前記の特性がさら悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ０２、Ｓ１３、Ｓ１４）。被削性を満足できれば、Ｐｂの含有は、最小限に留めるべきである。なお、Ｐｂの含有量が、０．００２ｍａｓｓ％であると、切削抵抗が高くなり、切削切屑の分断が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ７１）。

１１）各元素の組成を満たしていても、組成関係式ｆ１の値が、７５．０以上かつ７８．２以下、好ましくは、７５．５以上、または７７．７以下であると、Ｓｎを０．４０〜０．８５％含有しても、γ相率が２％以下の銅合金が得られ、被削性、耐食性、強度、衝撃特性、高温特性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性が良好であった（合金Ｎｏ．Ｓ０１〜Ｓ０３、Ｓ２１〜Ｓ３５、工程Ｎｏ．Ｅ１、Ｆ１等）。
１２）各元素の組成を満たし、組成関係式ｆ２の値が低いと、γ相が多くなるか、またはγ相の長辺が長くなった。被削性は良好であったが、β相が存在するものも有り、熱間加工性、耐食性、伸び、衝撃特性、高温特性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性が悪く、強度も低くなった。組成関係式ｆ２の値が高いと、κ１相が存在し難くなり、熱間加工性、被削性が悪くなり、強度も低くなった（合金Ｎｏ．Ｓ５２〜Ｓ５４、Ｓ６６〜Ｓ６８）。
１３）ｆ１を満たしても、ｆ２を満たさない場合や、ｆ２を満たしても、ｆ１を満たさない場合があり、これらの場合、満たさない特性が優先される（合金Ｎｏ．Ｓ５４、Ｓ５８、Ｓ６６〜Ｓ６８）。したがって、ｆ１、ｆ２の両関係式を満たすことが必須である。
Ｓｎ、Ｐの量が適正であっても、関係式ｆ３を満たさないと、耐食性、耐キャビテーション性が悪くなり、またＳｎ含有量に比して耐エロージョンコロージョン性が悪くなり、衝撃特性、延性、強度、高温特性、被削性のすべての特性に影響を与えた（合金Ｎｏ．Ｓ６１、Ｓ６４）。

１４）金属組織において、γ相の面積率が２％より多い場合、または、γ相の長辺の長さが５０μｍより長い場合、被削性は良好であったが、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、衝撃特性、高温特性、引張強さ、強度バランス指数が悪かった。特にγ相が多いと、過酷な環境下での脱亜鉛腐食試験においてγ相の選択腐食が生じた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、工程Ｎｏ．ＡＨ１、ＡＨ２、ＡＨ６、Ｃ０、ＤＨ１、ＤＨ５、ＥＨ１、ＦＨ１、合金Ｎｏ．Ｓ５１等）。γ相率が、１．５％以下、更には０．８％以下であり、かつγ相の長辺の長さが４０μｍ以下、さらには、３０μｍ以下であると、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、衝撃特性、高温特性、引張強さ、強度バランス指数がさらによくなった（合金Ｎｏ．Ｓ０１〜Ｓ０３、Ｓ２１〜Ｓ３５、工程Ｎｏ．Ｅ１、Ｆ１）。
１５）μ相の面積率が２％より多いと、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、衝撃特性、高温特性、強度バランス指数が悪くなった。過酷な環境下での脱亜鉛腐食試験において、粒界腐食やμ相の選択腐食が生じた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、工程Ｎｏ．ＡＨ４、ＡＨ８、ＢＨ３）。μ相率が、１．０％以下、更には０．５％以下であり、かつμ相の長辺の長さが１５μｍ以下、さらには、５μｍ以下であると、耐食性、高温特性、引張強さ、強度バランス指数がさらによくなった（合金Ｎｏ．Ｓ０１〜Ｓ０３、工程Ｎｏ．Ａ３、Ａ４、ＡＨ３、Ｂ１、Ｂ３、Ｄ２、Ｄ３、ＤＨ２、ＦＨ２）。
β相の面積率が０．３％より多いと、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、伸び、衝撃特性、高温特性が悪かった（合金Ｎｏ．Ｓ５２、Ｓ６７）。
κ相の面積率が６５％より多いと、被削性、伸び、衝撃特性が悪かった。一方、κ相の面積率が３０％より少ないと、被削性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性が悪かった（合金Ｎｏ．Ｓ５６、Ｓ５３）。
α相内にκ相が存在し、κ１相の存在が増加すると、耐食性、強度、伸び、強度バランス指数、衝撃特性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、高温特性が向上し、大幅にγ相が減少しても良好な被削性が維持できた。κ１相は、α相の強化や、切削抵抗の減少、切屑分断性に繋がっているように推測される（合金Ｎｏ．Ｓ０１〜０３、工程Ｎｏ．ＡＨ１、ＡＨ２、Ａ１、Ａ６）。なお、関係式ｆ２は、針状のκ相の量に影響を与えた（合金Ｎｏ．Ｓ５４、Ｓ６６、Ｓ６８、Ｓ３０等）。

１６）組織関係式ｆ６＝（γ）＋（μ）が３％を超える場合、またはｆ４＝（α）＋（κ）が９６．５％より小さい場合、耐食性、衝撃特性、高温特性が悪かった（合金Ｎｏ．Ｓ５２）。
組織関係式ｆ７＝１．０５（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）が、３５より小さいか、または７０より大きいと、被削性が悪かった（合金Ｎｏ．Ｓ５６、Ｓ５３、Ｓ５４）。

１７）κ相に含有されるＳｎ量が０．４３ｍａｓｓ％より低いと、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性が悪くなった。合金のＳｎ含有量が同じであっても、γ相の占める割合により、κ相中のＳｎ濃度が大きく異なり、エロージョンコロージョン試験の減量（耐エロージョンコロージョン性）に大きな差が生じた。耐エロージョンコロージョン性は、ｆ１、ｆ２、ｆ３、α相内の針状のκ相の有無にも影響されるが、耐食性と、κ相中のＳｎ濃度に依存し、κ相中のＳｎ濃度の約０．４５％が、クリティカルなＳｎ量のように思われる（合金Ｎｏ．Ｓ０１、工程Ｎｏ．ＡＨ１、Ａ１、及び合金Ｎｏ．Ｓ３３、工程Ｎｏ．ＦＨ１、Ｆ１）。
ほぼ同じκ相率の場合、κ相のＳｎ濃度が低いと、切削抵抗が高かった（合金Ｎｏ．Ｓ２９、Ｓ３２、Ｓ５９等）。
１８）組成の要件、金属組織の要件をすべて満たしておれば、引張強さが５５０Ｎ／ｍｍ^２以上、室温での０．２％耐力を負荷して１５０℃で１００時間保持したときのクリープひずみが、殆どが０．３％以下で良好であった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３等）。
１９）組成の要件、金属組織の要件をすべて満たしておれば、シャルピー衝撃試験値が１２Ｊ／ｃｍ^２以上であった。また、熱間押出、熱間鍛造材は、シャルピー衝撃試験値が１４Ｊ／ｃｍ^２以上であった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ２１〜Ｓ３５、工程Ｎｏ．Ｅ１、Ｆ１等）。
組成の要件、金属組織の要件をすべて満たしておれば、強度バランス指数ｆ８は、６５０以上、ｆ９は、６６５以上であった（合金Ｎｏ．Ｓ０１）。
ＩＳＯ６５０９の試験方法では、β相を約０．５％以上、またはγ相を約５％以上含む合金は不合格（評価：△、×）であったが、γ相を３〜５％含有し、μ相を約３％含む合金は合格（評価：○）であった。本実施形態で採用した腐食環境は、厳しい環境を想定したものであることの裏付けである（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３、Ｓ５２、Ｓ６７）。

２０）量産設備を用いた材料と実験室で作製した材料の評価では、ほぼ同じ結果が得られた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、工程Ｎｏ．Ｆ１、Ｅ１、Ｃ１、Ｄ１）。
２１）製造条件について、以下の（１）〜（３）のいずれかの条件を満たすと、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性を備え、良好な強度、延性、強度バランス指数、衝撃特性、高温特性を持ち合せる熱間押出材、熱間鍛造材得られることが確認できた。鍛造素材として連続鋳造棒を用いても良好な特性を備える鍛造品が得られた。耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性を備える鋳物も確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、工程Ｎｏ．Ａ１〜Ａ９、Ｄ１〜Ｄ７、Ｆ１〜Ｆ５、Ｐ１〜Ｐ３）。
（１）熱間加工温度が６００℃以上、７４０℃以下で熱間加工が行われた。次いで熱間加工材を５２５℃〜５７５℃で、２０分以上４８０分以下で熱処理するか、または、５１５℃以上５２５℃で、１００分以上、４８０分以下で熱処理した。次いで４６０℃から４００℃までの温度範囲を２．５℃／分以上５００℃／分以下の冷却速度で冷却した。
（２）６１０℃以下の最高到達温度で熱処理した。次いで、５７５℃から５２５℃の温度範囲を２．５℃／分以下の冷却速度で冷却した。次いで４６０℃から４００℃までの温度範囲を２．５℃／分以上５００℃／分以下の冷却速度で冷却した。
（３）鍛造後の冷却において、５７５℃から５２５℃の温度範囲を２．５℃／分以下の冷却速度で冷却した。次いで、４６０℃から４００℃までの温度範囲を２．５℃／分以上５００℃／分以下の冷却速度で冷却した。

２２）適切な熱処理、及び熱間鍛造後の適切な冷却条件により、κ相に含有されるＳｎ量、Ｐ量が増した（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３、工程Ｎｏ．Ａ１、ＡＨ１、Ｃ０、Ｃ１、Ｄ６）。
２３）工程の中に４〜１０％の加工率の冷間工程が含まれると（冷間抽伸後熱処理、熱処理後冷間抽伸）、元の押出材や冷間加工を含まないものに比べ、引張強さが、５０Ｎ／ｍｍ^２以上向上し、強度バランス指数が大幅に向上した。冷間加工後、５２５℃〜５７５℃で熱処理すると、引張強さと衝撃特性の両方とも、熱間押出材に比べ向上した（合金Ｎｏ．Ｓ０１、工程Ｎｏ．ＡＨ１、ＡＨ２、Ａ１、Ａ１０〜１２）。
熱間加工材および冷間加工材に、適切な熱処理を施すと、α相中に針状のκ相が存在するようになり、κ相中に含有するＳｎの量が増え、γ相は大幅に減少するものの、良好な被削性が確保でき、引張強さ、伸び、衝撃特性、高温特性、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性が大幅に向上していることを確認した（合金Ｎｏ．Ｓ０１〜Ｓ０３、工程Ｎｏ．ＡＨ１、Ａ１、Ｄ７、Ｃ０、Ｃ１、ＥＨ１、Ｅ１、ＦＨ１、Ｆ１）。
熱間加工材、および冷間加工材を熱処理する工程において、熱処理の温度が低い（５０５℃）場合、または５１５℃以上５２５℃未満での熱処理で保持時間が短い場合、γ相の減少が少なく、κ１相の量が少なく、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、衝撃特性、延性、高温特性、強度バランス指数が悪かった（工程Ｎｏ．ＡＨ６、ＡＨ９、ＤＨ７）。熱処理の温度が高い場合、α相の結晶粒が粗大化し、κ１相が少なく、γ相の減少が少なかった。このため、耐食性、耐キャビテーション性、耐エロージョンコロージョン性、被削性が悪く、引張強さも低く、ｆ８、ｆ９も低かった（工程Ｎｏ．ＡＨ５、ＡＨ１０、ＤＨ６）。
冷間加工後、或は、熱間加工後に、低温焼鈍する場合は、２４０℃以上３５０℃以下の温度で１０分から３００分加熱し、加熱温度をＴ℃、加熱時間をｔ分とする時、１５０≦（Ｔ−２２０）×（ｔ）^１／２≦１２００の条件で熱処理すると、過酷な環境下での優れた耐食性を備え、良好な衝撃特性、高温特性を持ち合せる冷間加工材、熱間加工材が得られることが確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、工程Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ３）。
合金Ｎｏ．Ｓ０１〜Ｓ０３に対して工程Ｎｏ．ＡＨ１１を施した試料においては、変形抵抗が高いために、最後まで押出することができなかったので、その後の評価を中止した。
工程Ｎｏ．ＢＨ１においては、矯正が不十分で低温焼鈍が不適であり、品質上問題が生じた。

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各組成関係式、金属組織、各組織関係式が適正な範囲にある本実施形態の合金は、熱間加工性（熱間押出、熱間鍛造）に優れ、耐食性、被削性も良好である。また、本実施形態の合金において優れた特性を得るためには、熱間押出および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。

（実施例２）
本実施形態の比較例である合金に関して、８年間過酷な水環境下で使用された銅合金Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金鋳物（試験Ｎｏ．Ｔ４０１／合金Ｎｏ．Ｓ１０１）を入手した。なお、使用された環境の水質などの詳細な資料は無い。実施例１と同様の方法で、試験Ｎｏ．Ｔ４０１の組成、金属組織の分析を行った。また金属顕微鏡を用いて断面の腐食状態を観察した。詳細には、暴露表面が長手方向に対して直角を保つように、試料をフェノール樹脂材に埋め込んだ。次に、腐食部の断面が最も長い切断部として得られるように試料を切断した。続いて試料を研磨した。金属顕微鏡を用いて断面を観察した。また最大腐食深さを測定した。
次に、試験Ｎｏ．Ｔ４０１と同様の組成及び作製条件で、類似の合金鋳物を作製した（試験Ｎｏ．Ｔ４０２／合金Ｎｏ．Ｓ１０２）。類似の合金鋳物（試験Ｎｏ．Ｔ４０２）について、実施例１に記載の組成、金属組織の分析などの評価（測定）、及び脱亜鉛腐食試験１〜３を行った。そして、試験Ｎｏ．Ｔ４０１の実際の水環境による腐食状態と、試験Ｎｏ．Ｔ４０２の脱亜鉛腐食試験１〜３の加速試験による腐食状態とを比較し、脱亜鉛腐食試験１〜３の加速試験の妥当性を検証した。
また、実施例１に記載の本実施形態の合金（試験Ｎｏ．Ｔ６３／合金Ｎｏ．Ｓ０２／工程Ｎｏ．Ｃ１）の脱亜鉛腐食試験１の評価結果（腐食状態）と、試験Ｎｏ．Ｔ４０１の腐食状態や試験Ｎｏ．Ｔ４０２の脱亜鉛腐食試験１の評価結果（腐食状態）とを比較し、試験Ｎｏ．Ｔ６３の耐食性を考察した。

試験Ｎｏ．Ｔ４０２は、以下の方法で作製した。
試験Ｎｏ．Ｔ４０１（合金Ｎｏ．Ｓ１０１）とほぼ同じ組成となるように原料を溶解し、鋳込み温度１０００℃で、内径φ４０ｍｍの鋳型に鋳込み、鋳物を作製した。その後、鋳物は、５７５℃〜５２５℃の温度領域を約２０℃／分の冷却速度で冷却され、次いで、４６０℃から４００℃の温度領域を約１５℃／分の冷却速度で冷却された。以上により、試験Ｎｏ．Ｔ４０２の試料を作製した。
組成、金属組織の分析方法、機械的特性などの測定方法、及び脱亜鉛腐食試験１〜３の方法は、実施例１に記載された通りである。
得られた結果を表７０〜表７３及び図４〜図６に示す。

８年間過酷な水環境下で使用された銅合金鋳物（試験Ｎｏ．Ｔ４０１）では、少なくともＳｎ、Ｐの含有量が本実施形態の範囲外である。
図４は、試験Ｎｏ．Ｔ４０１の断面の金属顕微鏡写真を示す。
試験Ｎｏ．Ｔ４０１は、８年間過酷な水環境下で使用されたが、この使用環境により生じた腐食の最大腐食深さは、１３８μｍであった。
腐食部の表面では、α相、κ相に関わらず脱亜鉛腐食が生じていた（表面から平均で約１００μｍの深さ）。
α相、κ相が腐食されている腐食部分の中で、内部に向かうにしたがって、健全なα相が存在していた。
α相、κ相の腐食深さは一定ではなく凹凸があるが、大まかにその境界部から内部に向かって、腐食は、γ相で優先的に起こっていた（α相、κ相が腐食されている境界部分から、内部に向かって約４０μｍの深さ：局所的に生じているγ相の優先的な腐食）。

図５は、試験Ｎｏ．Ｔ４０２の脱亜鉛腐食試験１の後の断面の金属顕微鏡写真を示す。
最大腐食深さは、１５３μｍであった。
腐食部の表面では、α相、κ相に関わらず脱亜鉛腐食が生じていた（表面から平均で約１００μｍの深さ）。
その中で、内部に向かうにしたがって、健全なα相が存在していた。
α相、κ相の腐食深さは一定ではなく凹凸があるが、大まかにその境界部から内部に向かって、腐食は、γ相で優先的に起こっていた（α相、κ相が腐食されている境界部分から、局所的に生じているγ相の優先的な腐食の長さは約４５μｍであった）。

図４の８年間の過酷な水環境により生じた腐食と、図５の脱亜鉛腐食試験１により生じた腐食とは、ほぼ同じ腐食形態であることがわかった。またＳｎ、Ｐの量が本実施形態の範囲を満たしていないために、水や試験液と接する部分では、α相とκ相の両者が腐食し、腐食部の先端では、所々でγ相が選択的に腐食していた。なお、κ相中のＳｎ及びＰの濃度は低かった。
試験Ｎｏ．Ｔ４０１の最大腐食深さは、試験Ｎｏ．Ｔ４０２の脱亜鉛腐食試験１での最大腐食深さよりも少し浅かった。しかし、試験Ｎｏ．Ｔ４０１の最大腐食深さは、試験Ｎｏ．Ｔ４０２の脱亜鉛腐食試験２での最大腐食深さよりも少し深かった。実際の水環境による腐食の度合いは水質の影響を受けるが、脱亜鉛腐食試験１，２の結果と、実際の水環境による腐食結果とは、腐食形態及び腐食深さの両者で概ね一致した。従って、脱亜鉛腐食試験１，２の条件は、妥当であり、脱亜鉛腐食試験１，２では、実際の水環境による腐食結果とほぼ同等の評価結果が得られることが分かった。
また、腐食試験方法１，２の加速試験の加速率は、実際の厳しい水環境による腐食と概ね一致し、このことは、腐食試験方法１，２が、厳しい環境を想定したものであることの裏付けであると思われる。
試験Ｎｏ．Ｔ４０２の脱亜鉛腐食試験３（ＩＳＯ６５０９脱亜鉛腐食試験）の結果は、“○”（good）であった。このため、脱亜鉛腐食試験３の結果は、実際の水環境による腐食結果とは、一致していなかった。
脱亜鉛腐食試験１の試験時間は２ヶ月であり、約７５〜１００倍の加速試験である。脱亜鉛腐食試験２の試験時間は３ヶ月であり、約３０〜５０倍の加速試験である。これに対して、脱亜鉛腐食試験３（ＩＳＯ６５０９脱亜鉛腐食試験）の試験時間は２４時間であり、約１０００倍以上の加速試験である。
脱亜鉛腐食試験１，２のように、実際の水環境に、より近い試験液を用い、２，３ヶ月の長時間で試験を行うことによって、実際の水環境による腐食結果とほぼ同等の評価結果が得られたと考えられる。
特に、試験Ｎｏ．Ｔ４０１の８年間の過酷な水環境による腐食結果や、試験Ｎｏ．Ｔ４０２の脱亜鉛腐食試験１，２の腐食結果では、表面のα相、κ相の腐食と共にγ相が腐食していた。しかし、脱亜鉛腐食試験３（ＩＳＯ６５０９脱亜鉛腐食試験）の腐食結果では、γ相がほとんど腐食していなかった。このため、脱亜鉛腐食試験３（ＩＳＯ６５０９脱亜鉛腐食試験）では、表面のα相、κ相の腐食と共にγ相の腐食が適切に評価できず、実際の水環境による腐食結果と一致しなかったと考えられる。

図６は、試験Ｎｏ．Ｔ６３（合金Ｎｏ．Ｓ０２／工程Ｎｏ．Ａ１）の脱亜鉛腐食試験１の後の断面の金属顕微鏡写真を示す。
表面付近では、表面に露出しているγ相のみが腐食されていた。α相、κ相は健全であった（腐食されていなかった）。試験Ｎｏ．Ｔ６３では、γ相の長辺の長さが、γ相の量と共に、腐食深さを決定する大きな要因の１つであると考えられる。
図４、図５の試験Ｎｏ．Ｔ４０１，Ｔ４０２に比べて、図６の本実施形態の試験Ｎｏ．Ｔ６３では、表面付近のα相およびκ相の腐食が、全くないかあるいは大幅に抑制されていることが分かる。これは、腐食形態の観察結果より、κ相中のＳｎ含有量が０．６８％に達し、κ相の耐食性が高まったためであると考えられる。

本発明の快削性銅合金は、熱間加工性（熱間押出性および熱間鍛造性）に優れ、耐食性、被削性に優れる。このため、本発明の快削性銅合金は、給水栓、バルブ、継手などの人や動物が毎日摂取する飲料水に使用される器具、バルブ、継手などの電気・自動車・機械・工業用配管部材、液体と接触する器具、部品に好適である。
具体的には、飲料水、排水、工業用水が流れる、給水栓金具、混合水栓金具、排水金具、水栓ボディー、給湯機部品、エコキュート部品、ホース金具、スプリンクラー、水道メーター、止水栓、消火栓、ホースニップル、給排水コック、ポンプ、ヘッダー、減圧弁、弁座、仕切り弁、弁棒、ユニオン、フランジ、分岐栓、水栓バルブ、ボールバルブ、各種バルブ、配管継手、例えばエルボ、ソケット、チーズ、ベンド、コネクタ、アダプター、ティー、ジョイントなどの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。
また、自動車部品として用いられる、ソレノイドバルブ、コントロールバルブ、各種バルブ、ラジエータ部品、オイルクーラー部品、シリンダ、機械用部材として、配管継手、バルブ、弁棒、熱交換器部品、給排水コック、シリンダ、ポンプ、工業用配管部材として、配管継手、バルブ、弁棒などに好適に適用できる。

Claims (11)

1. ７６．０ｍａｓｓ％以上７８．７ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１ｍａｓｓ％以上３．６ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．４０ｍａｓｓ％以上０．８５ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０５ｍａｓｓ％以上０．１４ｍａｓｓ％以下のＰと、０．００５ｍａｓｓ％以上０．０２０ｍａｓｓ％未満のＰｂと、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、０．０８ｍａｓｓ％未満であり、
   Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｓｎの含有量を［Ｓｎ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％とした場合に、
   ７５．０≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−７．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦７８．２、
   ６０．０≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．８×［Ｓｉ］−０．８×［Ｓｎ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６１．５、
   ０．０９≦ｆ３＝［Ｐ］／［Ｓｎ］≦０．３０、
   の関係を有するとともに、
   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）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％とした場合に、
   ３０≦（κ）≦６５、
   ０≦（γ）≦２．０、
   ０≦（β）≦０．３、
   ０≦（μ）≦２．０、
   ９６．５≦ｆ４＝（α）＋（κ）、
   ９９．４≦ｆ５＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
   ０≦ｆ６＝（γ）＋（μ）≦３．０、
   ３５≦ｆ７＝１．０５×（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）≦７０、
   の関係を有するとともに、
   α相内に針状のκ相が存在しており、γ相の長辺の長さが４０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下であることを特徴とする快削性銅合金。
2. さらに、０．０１ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．０１ｍａｓｓ％以上０．１０ｍａｓｓ％以下のＢｉから選択される１又は２以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の快削性銅合金。
3. ７６．５ｍａｓｓ％以上７８．３ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１５ｍａｓｓ％以上３．５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．４５ｍａｓｓ％以上０．７７ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１３ｍａｓｓ％以下のＰと、０．００６ｍａｓｓ％以上０．０１８ｍａｓｓ％以下のＰｂと、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、０．０８ｍａｓｓ％未満であり、
   Ｃｕの含有量を［Ｃｕ］ｍａｓｓ％、Ｓｉの含有量を［Ｓｉ］ｍａｓｓ％、Ｓｎの含有量を［Ｓｎ］ｍａｓｓ％、Ｐの含有量を［Ｐ］ｍａｓｓ％、Ｐｂの含有量を［Ｐｂ］ｍａｓｓ％とした場合に、
   ７５．５≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−７．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦７７．７、
   ６０．２≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．８×［Ｓｉ］−０．８×［Ｓｎ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６１．３、
   ０．１０≦ｆ３＝［Ｐ］／［Ｓｎ］≦０．２７
   の関係を有するとともに、
   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）％、κ相の面積率を（κ）％、μ相の面積率を（μ）％とした場合に、
   ３３≦（κ）≦６０、
   ０≦（γ）≦１．５、
   ０≦（β）≦０．１、
   ０≦（μ）≦１．０、
   ９７．５≦ｆ４＝（α）＋（κ）、
   ９９．６≦ｆ５＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
   ０≦ｆ６＝（γ）＋（μ）≦２．０、
   ３８≦ｆ７＝１．０５×（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）≦６５、
   の関係を有するとともに、
   α相内に針状のκ相が存在しており、γ相の長辺の長さが４０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下であることを特徴とする快削性銅合金。
4. κ相に含有されるＳｎの量が０．４３ｍａｓｓ％以上０．９０ｍａｓｓ％以下であり、κ相に含有されるＰの量が０．０６ｍａｓｓ％以上０．２２ｍａｓｓ％以下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. Ｕノッチ形状のシャルピー衝撃試験値が１２Ｊ／ｃｍ^２以上４５Ｊ／ｃｍ^２以下であり、かつ室温での０．２％耐力に相当する荷重を負荷した状態で１５０℃で１００時間保持した後のクリープひずみが０．４％以下であることを特徴とす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. 熱間加工材であり、引張強さＳ（Ｎ／ｍｍ^２）が５５０Ｎ／ｍｍ^２以上、伸びＥ（％）が１２％以上、Ｕノッチ形状のシャルピー衝撃試験値Ｉ（Ｊ／ｃｍ^２）が１２Ｊ／ｃｍ^２以上４５Ｊ／ｃｍ^２以下であり、かつ
   ６５０≦ｆ８＝Ｓ×｛（Ｅ＋１００）／１００｝^１／２、または
   ６６５≦ｆ９＝Ｓ×｛（Ｅ＋１００）／１００｝^１／２＋Ｉであ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。
7. 水道用器具、工業用配管部材、液体と接触する器具、圧力容器、および継手、又は液体と接触する自動車用部品および電気製品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６のいずれか一項に記載の快削性銅合金。
8. 請求項１から請求項７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、
   冷間加工工程及び熱間加工工程のいずれか一方または両方と、前記冷間加工工程又は前記熱間加工工程の後に実施する焼鈍工程と、を有し、
   前記焼鈍工程では、以下の（１）〜（４）のいずれかの条件で銅合金を保持し、
   （１）５２５℃以上５７５℃以下の温度で２０分から８時間保持するか、
   （２）５１５℃以上５２５℃未満の温度で１００分から８時間保持するか、
   （３）最高到達温度が５２５℃以上６１０℃以下であり、５７５℃から５２５℃までの温度領域で２０分以上保持するか、又は
   （４）５７５℃から５２５℃までの温度領域を０．１℃／分以上、２．５℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、
   次いで、４６０℃から４００℃までの温度領域を２．５℃／分以上、５００℃／分以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする快削性銅合金の製造方法。
9. 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、
   鋳造工程と、前記鋳造工程の後に実施する焼鈍工程と、を有し、
   前記焼鈍工程では、以下の（１）〜（４）のいずれかの条件で銅合金を保持し、
   （１）５２５℃以上５７５℃以下の温度で２０分から８時間保持するか、
   （２）５１５℃以上５２５℃未満の温度で１００分から８時間保持するか、
   （３）最高到達温度が５２５℃以上６１０℃以下であり、５７５℃から５２５℃までの温度領域で２０分以上保持するか、又は
   （４）５７５℃から５２５℃までの温度領域を０．１℃／分以上、２．５℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、
   次いで、４６０℃から４００℃までの温度領域を２．５℃／分以上、５００℃／分以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする快削性銅合金の製造方法。
10. 請求項１から請求項７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、
    熱間加工工程を含み、熱間加工される時の材料温度が、６００℃以上、７４０℃以下であり、
    熱間での塑性加工後の冷却過程において、５７５℃から５２５℃までの温度領域を０．１℃／分以上、２．５℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、４６０℃から４００℃までの温度領域を２．５℃／分以上、５００℃／分以下の平均冷却速度で冷却することを特徴とする快削性銅合金の製造方法。
11. 請求項１から請求項７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、
    冷間加工工程及び熱間加工工程のいずれか一方または両方と、前記冷間加工工程又は前記熱間加工工程の後に実施する低温焼鈍工程と、を有し、
    前記低温焼鈍工程においては、材料温度を２４０℃以上３５０℃以下の範囲とし、加熱時間を１０分以上３００分以下の範囲とし、材料温度をＴ℃、加熱時間をｔ分としたとき、１５０≦（Ｔ−２２０）×（ｔ）^１／２≦１２００の条件とすることを特徴とする快削性銅合金の製造方法。