JPWO2018034284A1 - 快削性銅合金加工材、及び、快削性銅合金加工材の製造方法 - Google Patents

Abstract

この快削性銅合金は、Ｃｕ：７５．０〜７８．５％、Ｓｉ：２．９５〜３．５５％、Ｓｎ：０．０７〜０．２８％、Ｐ：０．０６〜０．１４％、及びＰｂ：０．０２２〜０．２５％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、
７６．２≦ｆ１＝Ｃｕ＋０．８×Ｓｉ−８．５×Ｓｎ＋Ｐ＋０．５×Ｐｂ≦８０．３、６１．５≦ｆ２＝Ｃｕ−４．３×Ｓｉ−０．７×Ｓｎ−Ｐ＋０．５×Ｐｂ≦６３．３、
構成相の面積率（％）は以下の関係を満たし、
２５≦κ≦６５、０≦γ≦１．５、０≦β≦０．２、０≦μ≦２．０、９７．０≦ｆ３＝α＋κ、９９．４≦ｆ４＝α＋κ＋γ＋μ、０≦ｆ５＝γ＋μ≦２．５、２７≦ｆ６＝κ＋６×γ^１／２＋０．５×μ≦７０、
γ相の長辺が４０μｍ以下、μ相の長辺が２５μｍ以下であり、α相内にκ相が存在している。

Description

本発明は、優れた耐食性、優れた鋳造特性、衝撃特性、耐摩耗性、高温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鋳物、及び、快削性銅合金鋳物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、様々な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鋳物、（快削性を有する銅合金の鋳物）及び、快削性銅合金鋳物の製造方法に関連している。
本願は、２０１６年８月１５日に、日本に出願された特願２０１６−１５９２３８号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、５ｍａｓｓｐｐｍ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、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、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％以下の極少量のＰｂを含有させ、主として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。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の存在の下で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、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

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、厳しい環境下での耐食性、衝撃特性、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、耐応力腐食割れ性の両方を指す。

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、７５．０ｍａｓｓ％以上７８．５ｍａｓｓ％以下のＣｕと、２．９５ｍａｓｓ％以上３．５５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．０７ｍａｓｓ％以上０．２８ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１４ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２２ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
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、
７６．２≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−８．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦８０．３、
６１．５≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．３×［Ｓｉ］−０．７×［Ｓｎ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６３．３、
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、
２５≦（κ）≦６５、
０≦（γ）≦１．５、
０≦（β）≦０．２、
０≦（μ）≦２．０、
９７．０≦ｆ３＝（α）＋（κ）、
９９．４≦ｆ４＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
０≦ｆ５＝（γ）＋（μ）≦２．５、
２７≦ｆ６＝（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）≦７０、
の関係を有するとともに、
γ相の長辺の長さが４０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが２５μｍ以下であり、α相内にκ相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、本発明の第１の態様の快削性銅合金において、さらに、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．３０ｍａｓｓ％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。

本発明の第３態様である快削性銅合金は、７５．５ｍａｓｓ％以上７８．０ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１ｍａｓｓ％以上３．４ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．１０ｍａｓｓ％以上、０．２７ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１３ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２４ｍａｓｓ％以上０．２４ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
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、
７６．６≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−８．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦７９．６、
６１．７≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．３×［Ｓｉ］−０．７×［Ｓｎ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６３．２、
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）≦５６、
０≦（γ）≦０．８、
（β）＝０、
０≦（μ）≦１．０、
９８．０≦ｆ３＝（α）＋（κ）、
９９．６≦ｆ４＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
０≦ｆ５＝（γ）＋（μ）≦１．５、
３２≦ｆ６＝（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）≦６２、
の関係を有するとともに、
γ相の長辺の長さが３０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下であり、α相内にκ相が存在してい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３の態様の快削性銅合金において、さらに、０．０２ｍａｓｓ％超え０．０７ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％超え０．０７ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％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。

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、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は、本発明の第１〜５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０．０８ｍａｓｓ％以上０．４５ｍａｓｓ％以下であり、κ相に含有されるＰの量が０．０７ｍａｓｓ％以上０．２４ｍａｓｓ％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、シャルピー衝撃試験値が１４Ｊ／ｃｍ^２超え５０Ｊ／ｃｍ^２未満、引張強さが５３０Ｎ／ｍｍ^２以上であり、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８の態様である快削性銅合金は、本発明の第１〜７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、自動車用部品、又は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１〜８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、５１０℃以上５７５℃以下の温度で２０分から８時間保持するか、又は５７５℃から５１０℃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、４７０℃から３８０℃までの温度領域を２．５℃／分超え、５００℃／分未満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１〜８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、
前記熱間加工として熱間押出を行う場合、冷却過程において、４７０℃から３８０℃までの温度領域を２．５℃／分超え、５００℃／分未満の平均冷却速度で冷却し、
前記熱間加工として熱間鍛造を行う場合、冷却過程において、５７５℃から５１０℃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、４７０℃から３８０℃までの温度領域を２．５℃／分超え、５００℃／分未満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１〜８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、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、厳しい環境下での耐食性、衝撃特性、延性、耐摩耗性、常温の強度、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．Ｔ５３）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．Ｔ５３）の組織の電子顕微鏡写真である。 （ａ）は、実施例２における試験Ｎｏ．Ｔ６０１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り、（ｂ）は、試験Ｎｏ．Ｔ６０２の脱亜鉛腐食試験１の後の断面の金属顕微鏡写真であり、（ｃ）は、試験Ｎｏ．Ｔ２８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、摺動部品などの電気・自動車・機械・工業用配管部材、液体と接触する器具、部品として用いられるものである。

以下に、本発明の実施形態に係る快削性銅合金鋳物及び快削性銅合金鋳物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鋳物は、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、部品として用いられるものである。

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。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ｆ３＝（α）＋（κ）
組織関係式ｆ４＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）
組織関係式ｆ５＝（γ）＋（μ）
組織関係式ｆ６＝（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、７５．０ｍａｓｓ％以上７８．５ｍａｓｓ％以下のＣｕと、２．９５ｍａｓｓ％以上３．５５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．０７ｍａｓｓ％以上０．２８ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１４ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２２ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％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７６．２≦ｆ１≦８０．３の範囲内、組成関係式ｆ２が６１．５≦ｆ２≦６３．３の範囲内とされる。κ相の面積率が２５≦（κ）≦６５の範囲内、γ相の面積率が０≦（γ）≦１．５の範囲内、β相の面積率が０≦（β）≦０．２の範囲内、μ相の面積率が０≦（μ）≦２．０の範囲内とされる。組織関係式ｆ３がｆ３≧９７．０の範囲内、組織関係式ｆ４がｆ４≧９９．４の範囲内、組織関係式ｆ５が０≦ｆ５≦２．５の範囲内、組織関係式ｆ６が２７≦ｆ６≦７０の範囲内とされる。γ相の長辺の長さが４０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが２５μｍ以下とされ、α相内にκ相が存在している。

本発明の第２の実施形態に係る快削性銅合金は、７５．５ｍａｓｓ％以上７８．０ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１ｍａｓｓ％以上３．４ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．１０ｍａｓｓ％以上０．２７ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１３ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２４ｍａｓｓ％以上０．２４ｍａｓｓ％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７６．６≦ｆ１≦７９．６の範囲内、組成関係式ｆ２が６１．７≦ｆ２≦６３．２の範囲内とされる。κ相の面積率が３０≦（κ）≦５６の範囲内、γ相の面積率が０≦（γ）≦０．８の範囲内、β相の面積率が０、μ相の面積率が０≦（μ）≦１．０の範囲内とされる。組織関係式ｆ３がｆ３≧９８．０の範囲内、組織関係式ｆ４がｆ４≧９９．６の範囲内、組織関係式ｆ５が０≦ｆ５≦１．５の範囲内、組織関係式ｆ６が３２≦ｆ６≦６２の範囲内とされる。γ相の長辺の長さが３０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下とされ、α相内にκ相が存在しているとされる。

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、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．３０ｍａｓｓ％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。

また、本発明の第２の実施形態である快削性銅合金においては、さらに、０．０２ｍａｓｓ％超え０．０７ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％超え０．０７ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％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。

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０．０８ｍａｓｓ％以上０．４５ｍａｓｓ％以下、かつκ相に含有されるＰの量が０．０７ｍａｓｓ％以上０．２４ｍａｓｓ％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、シャルピー衝撃試験値が１４Ｊ／ｃｍ^２超え５０Ｊ／ｃｍ^２未満、引張強さが５３０Ｎ／ｍｍ^２以上であり、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。

以下に、成分組成、組成関係式ｆ１，ｆ２、金属組織、組織関係式ｆ３，ｆ４，ｆ５、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７５．０ｍａｓｓ％以上の量のＣｕを含有する必要がある。Ｃｕ含有量が、７５．０ｍａｓｓ％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１．５％を超え、耐脱亜鉛腐食性、耐応力腐食割れ性、衝撃特性、延性、常温の強度、および高温強度（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、７５．０ｍａｓｓ％以上であり、好ましくは７５．５ｍａｓｓ％以上、より好ましくは７５．８ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｕ含有量が７８．５％超えの場合には、高価な銅を多量に使うのでコストアップになる。さらには耐食性、常温の強度、および高温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、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、７８．５ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは７８．０ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは７７．５ｍａｓｓ％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、強度、高温強度、耐摩耗性を向上させる。被削性に関しては、α相の場合、Ｓｉを含有しても被削性の改善は、ほとんどない。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、延性や衝撃特性の低下の問題、厳しい環境下での耐食性の低下の問題、及び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。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。
また、Ｓｉは、溶解、鋳造時、Ｚｎの蒸発を大幅に抑制する効果があり、さらにＳｉ含有量を増すに従って比重を小さくできる。

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２．９５ｍａｓｓ％以上含有する必要がある。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは３．０５ｍａｓｓ％以上であり、より好ましくは３．１ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは３．１５ｍａｓｓ％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であると考えられる。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、他の元素の含有量、組成の関係式や製造プロセスにもよるが、Ｓｉ含有量が約２．９５ｍａｓｓ％を境にして、α相内に、細長い、針状のκ相が存在するようになり、Ｓｉ含有量が約３．１ｍａｓｓ％を境にして、針状のκ相の量が増大する。α相内に存在するκ相により、延性を損なわずに引張強さ、被削性、衝撃特性、耐摩耗性が向上する。以下、α相内に存在するκ相をκ１相とも呼ぶ。
一方、Ｓｉ含有量が多すぎると、本実施形態では延性や衝撃特性を重視しているので、α相より硬質のκ相が過剰に多くなると問題である。このため、Ｓｉ含有量の上限は３．５５ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは３．４５ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは３．４ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは３．３５ｍａｓｓ％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、などの金属相の形成に寄与する。Ｓｉは、本実施形態の合金鋳物の被削性、耐食性、対応力腐食割れ性、強度、高温強度、耐摩耗性を向上させる。被削性に関しては、Ｓｉを含有してもα相の被削性の改善は、ほとんどない。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、延性や衝撃特性の低下の問題、厳しい環境下での耐食性の低下の問題、及び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。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。
また、Ｓｉは、溶解、鋳造時、Ｚｎの蒸発を大幅に抑制する効果があり、湯流れ性を良くする。またＣｕなどのなどの元素との関係もあるが、Ｓｉ量を適正な範囲にすれば、凝固温度範囲を狭くすることができ、鋳造性が良くなる。またＳｉ含有量を増すに従って比重を小さくできる。

（Ｓｎ）
Ｓｎは、特に厳しい環境下での耐脱亜鉛腐食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相の耐食性の差が小さくなり、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、高温強度を悪くする。Ｓｎは、α相に比して約１０倍から約１７倍、γ相に配分される。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１０倍から約１７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。また、Ｓｎはγ相に多く配分される。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り、却ってγ相の増大により、合金の耐食性、延性、衝撃特性、高温特性の低下を招く。また、κ相がＳｎを含有することは、κ相の被削性を向上させる。その効果は、Ｐと共にＳｎを含有することによってさらに増す。

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０．０７ｍａｓｓ％以上とする必要があり、好ましくは０．１０ｍａｓｓ％以上、より好ましくは０．１２ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｓｎを０．２８ｍａｓｓ％を超えて含有すると、γ相の占める割合が多くなる。その対策として、Ｃｕ濃度を増やし、金属組織的にκ相を増やす必要があるので、より良好な衝撃特性が得られなくなる恐れがある。Ｓｎ含有量の上限は０．２８ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは０．２７ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．２５ｍａｓｓ％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。Ｐｂは、微量であっても被削性に効果があり、特に０．０２ｍａｓｓ％超えで顕著な効果を発揮し始める。本実施形態の合金では、被削性能に優れるγ相を１．５％以下に抑えているため、少量のＰｂはγ相の代替をする。
このため、Ｐｂの含有量の下限は０．０２２ｍａｓｓ％以上であり、好ましくは０．０２４ｍａｓｓ％以上であり、さらに好ましくは０．０２５ｍａｓｓ％以上である。特に、被削性に係る金属組織の関係式ｆ６の値が、３２を下回る場合、Ｐｂの含有量は０．０２４ｍａｓｓ％以上であることが好ましい。
一方、Ｐｂは、人体に有害であり、衝撃特性、高温強度への影響がある。このため、Ｐｂの含有量の上限は、０．２５ｍａｓｓ％以下であり、好ましくは０．２４ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．２０ｍａｓｓ％以下であり、最適には０．１０ｍａｓｓ％以下である。

（Ｐ）
Ｐは、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大幅に向上させる。
Ｐは、Ｓｎと同様に、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効果に関して顕著であるが、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。しかし、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。なお、Ｐは、γ相の耐食性をほとんど改善しない。また、κ相がＰを含有することは、κ相の被削性を少し向上させる。ＳｎとＰとを共に添加することにより、より効果的に被削性が改善する。
これらの効果を発揮するためには、Ｐの含有量の下限は０．０６ｍａｓｓ％以上であり、好ましくは０．０６５ｍａｓｓ％以上、より好ましくは０．０７ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｐを０．１４ｍａｓｓ％を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、ＰとＳｉの化合物が形成し易くなり、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。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は、ともに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更に向上させる。
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０．０２ｍａｓｓ％以上含有する必要があり、０．０２ｍａｓｓ％超えた量のＳｂを含有することが好ましい。一方、Ｓｂを０．０８ｍａｓｓ％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０．０７ｍａｓｓ％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％以上含有する必要があり、０．０２ｍａｓｓ％超えた量のＡｓを含有することが好ましい。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０．０７ｍａｓｓ％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相に比ベて、γ相、κ相に多く配分される。Ｓｂは、Ｓｎと共に添加することでκ相の耐食性を改善する効果を有する。しかしながら、Ｓｂを単独で含有する場合も、ＳｎとＰと共にＳｂを含有する場合も、γ相の耐食性を改善する効果は小さい。むしろ、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。
Ｓｎ、Ｐ、Ｓｂ、Ａｓの中で、Ａｓは、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を単独で含有する場合も、Ｓｎ、Ｐ、Ｓｂと共にＡｓを含有する場合も、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とＡｓの合計量を０．１０ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。なお、Ｓｂは、Ｓｎと同様に、κ相の耐食性を改善する効果を有する。このため、［Ｓｎ］＋０．７×［Ｓｂ］の量が、０．１２ｍａｓｓ％を超えると、合金としての耐食性は、さらに向上する。
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０．０２ｍａｓｓ％以上含有する必要があり、０．０２５ｍａｓｓ％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、高温強度への影響から、Ｂｉの含有量の上限を０．３０ｍａｓｓ％以下とし、好ましくは０．２０ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．１５ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは０．１０ｍａｓｓ％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，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，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｓｎ，Ｐ，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。廃材は、めっきされた製品を含むため、Ｎｉ，Ｃｒが混入する。純銅系のスクラップの中には、Ｍｇ，Ｆｅ，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、０．０５ｍａｓｓ％未満が好ましい。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、被削性に影響する。このため、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｃｒのそれぞれの量は、０．０５ｍａｓｓ％未満が好ましく、０．０４ｍａｓｓ％未満がより好ましい。Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｏ，Ｃｒの含有量の合計も０．０８ｍａｓｓ％未満とすることが好ましく、この合計量は、より好ましくは０．０７ｍａｓｓ％未満であり、さらに好ましくは０．０６ｍａｓｓ％未満である。その他の元素であるＡｌ，Ｍｇ，Ｓｅ，Ｔｅ，Ｃａ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｉｎ，Ｗ，Ｍｏ，Ｂ，Ａｇおよび希土類元素等のそれぞれの量は、０．０２ｍａｓｓ％未満が好ましく、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。

（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−８．５の大きな係数が与えられている。組成関係式ｆ１が７６．２未満であると、製造プロセスを如何に工夫したとしても、γ相の占める割合が多くなり、またγ相の長辺が長くなり、耐食性、衝撃特性、高温特性が悪くなる。よって、組成関係式ｆ１の下限は、７６．２以上であり、好ましくは７６．４以上であり、より好ましくは７６．６以上であり、さらに好ましくは７６．８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相は分断される傾向にあり、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。組成関係式ｆ１の値が、７６．６以上になると、製造プロセスの工夫により、α相内に、より明瞭に、細長い、針状のκ相（κ１相）が存在するようになり、延性を損なわずに引張強さ、被削性、衝撃特性が向上する。
一方、組成関係式ｆ１の上限は、主としてκ相の占める割合に影響し、組成関係式ｆ１が８０．３より大きいと、延性や衝撃特性を重視した場合、κ相の占める割合が多くなりすぎる。またμ相が析出し易くなる。κ相やμ相が多すぎると、衝撃特性、延性、高温特性、熱間加工性、耐食性が悪くなる。よって、組成関係式ｆ１の上限は８０．３以下であり、好ましくは７９．６以下であり、より好ましくは７９．３以下である。
このように、組成関係式ｆ１を、上述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６１．５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、衝撃特性、冷間加工性、高温でのクリープ特性が悪くなる。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６１．５以上であり、好ましくは６１．７以上であり、より好ましくは６１．８以上であり、さらに好ましくは６２．０以上である。
一方、組成関係式ｆ２が６３．３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。熱間加工率や押出比との関係もあるが、例えば約６３０℃の熱間押出、熱間鍛造（いずれも熱間加工直後の材料温度）の熱間加工が困難となる。また、熱間加工方向と平行方向の長さが３００μｍを超え、かつ幅が１００μｍを超えるような粗大なα相が出現し易くなる。粗大なα相が存在すると、被削性が低下し、α相とκ相の境界に存在するγ相の長辺の長さが長くなり、強度、耐摩耗性も低くなる。また、凝固温度の範囲、すなわち（液相線温度−固相線温度）が５０℃を超えるようになり、鋳造時におけるひけ巣（shrinkage cavities）が顕著となり、健全な鋳物（sound casting）が得られなくなる。従って、組成関係式ｆ２の上限は６３．３以下であり、好ましくは６３．２以下であり、より好ましくは６３．０以下である。
このように、組成関係式ｆ２を、上述のように狭い範囲に規定することで、特性の優れた銅合金を、歩留り良く製造できる。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。

（特許文献との比較）
ここで、上述した特許文献３〜９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及び選択元素であるＳｎの含有量が異なっている。本実施形態と特許文献４とは選択元素であるＳｎの含有量が異なっている。本実施形態と特許文献５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。
以上のように、本実施形態の合金と、特許文献３〜９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、飲料水と同様のことが言える。

他方、γ相、もしくはγ相、μ相、β相の量を制御し、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、α’相、κ相の３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、α相を腐食させるので、α相の耐食性の向上も図る必要がある。

また、γ相は、硬くて脆い相のため、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。このため、γ相は、応力腐食割れ感受性を増し、衝撃特性を低下させ、更には、高温クリープ現象により、高温強度（高温クリープ強度）を低下させる。μ相は、α相の結晶粒界、α相、κ相の相境界に主として存在するため、γ相と同様、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、応力腐食割れ感受性を増大させ、衝撃特性を低下させ、高温強度を低下させる。場合によっては、μ相の存在は、γ相以上にこれら諸特性を悪化させる。

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、α’相、κ相の３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、延性、衝撃特性、強度、高温強度を改善するために、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、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の含有は、γ相をさらに増加させる。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、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）
良好な耐食性を得て、高い延性、衝撃特性、強度、高温強度を得るには、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０．２％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１．５％以下、且つ、γ相の長辺の長さを４０μｍ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、例えば５視野などの複数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、１．０％以下であることが好ましく、０．８％以下とすることがさらに好ましく、０．５％以下が最適である。Ｐｂの含有量や、κ相の占める割合にもよるが、例えば、Ｐｂの含有量が、０．０３ｍａｓｓ％以下、またはκ相の占める割合が３３％以下の場合、γ相が、０．０５％以上、０．５％未満の量で存在するほうが、耐食性などの諸特性への影響が小さく、被削性を向上させることができる。
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、４０μｍ以下であり、好ましくは３０μｍ以下であり、より好ましくは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。また、腐食される部分が多いほど、腐食されたγ相の周りに存在するα’相、およびκ相やα相の耐食性に影響を与える。

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、高温強度、耐応力腐食割れ性が悪くなるので、γ相は、１．５％以下であることが必要であり、好ましくは１．０％以下、より好ましくは０．８％以下、最適には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、応力の集中源になる。またγ相の結晶構造がＢＣＣであることが相まって、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。但し、κ相の占める割合が、３０％以下の場合、被削性に多少問題があり、耐食性、衝撃特性、延性、高温強度に与える影響の小さい量として、０．１％程度のγ相が存在してもよい。また、０．１％〜１．２％のγ相は、耐摩耗性を向上させる。

（μ相）
μ相は、被削性の向上には効果があるが、耐食性を始め、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、さらに好ましくは４μｍ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、例えば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、例えば５視野などの複数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１．５％以下に制限した状態で、特に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２５％以上とする必要がある。κ相の占める割合は、好ましくは３０％以上であり、より好ましくは３２％以上であり、最適には３４％以上である。また、κ相の占める割合が、被削性を満足させる最低限の量であると、延性に富み、衝撃特性に優れ、耐食性、高温特性、耐摩耗性は良好となる。
硬質のκ相の占める割合が増すとともに、被削性が向上し、引張強さが高くなる。しかし、一方で、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相の占める割合がある一定量に達すると、被削性が向上する効果も飽和し、さらにκ相が増えると却って被削性が低下する。またκ相の占める割合がある一定量に達すると、延性の低下に伴い、引張強さが飽和し、冷間加工性、熱間加工性も悪くなる。延性や衝撃特性の低下、被削性を鑑みた場合、κ相の占める割合は６５％以下にする必要がある。すなわち、金属組織中に占めるκ相の割合をおおよそ２／３以下にする必要がある。κ相の占める割合は、好ましくは５６％以下であり、より好ましくは５２％以下であり、最適には４８％以下である。
被削性能に優れるγ相の面積率を１．５％以下に制限した状態で優れた被削性を得るためには、κ相とα相そのものの被削性を向上させる必要がある。すなわち、κ相中にＳｎ、Ｐが含有されることにより、κ相の被削性が向上する。α相内に針状のκ相を存在させることにより、α相の被削性が向上し、延性を大きく損なわずに、合金の被削性能が向上する。金属組織中に占めるκ相の割合として、約３３％〜約５２％が、延性、強度、衝撃特性、耐食性、高温特性、被削性、耐摩耗性をすべて備えるために最適である。

（α相中での細長く針状のκ相（κ１相）の存在）
上述した組成、組成関係式、プロセスの要件を満たすと、α相内に、針状のκ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。またα相内の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、このκ相（κ１相）は、厚みが薄く、細長く、針状である。α相中に、厚みが薄く細長い針状のκ相（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、切削抵抗や切屑分断性などの被削性が向上する。
３）α相内に存在するため、耐食性に悪い影響を及ぼさない。
４）α相が強化され、耐摩耗性が向上する。
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。特にＳｉ量が約２．９５％以上であると、α相中に針状のκ相（κ１相）が存在し始める。Ｓｉ量が約３．０５％または約３．１％以上の場合、より顕著な量のκ１相がα相中に存在する。組成関係式ｆ２が６３．０以下、更には６２．５以下の場合、κ１相がより存在し易くなる。
α相内に析出する厚みが薄く細長い針状のκ相（κ１相）は、５００倍または１０００倍程度の倍率の金属顕微鏡で確認できる。しかし、そ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ｆ３、ｆ４、ｆ５、ｆ６）
また、優れた耐食性、衝撃特性、高温強度を得るためには、α相、κ相の占める割合の合計（組織関係式ｆ３＝（α）＋（κ））が、９７．０％以上である必要がある。ｆ３の値は、好ましくは９８．０％以上であり、より好ましくは９８．５％以上であり、最適には９９．０％以上である。同様にα相、κ相、γ相、μ相の占める割合の合計（組織関係ｆ４＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ））は、９９．４％以上であり、好ましくは９９．６％以上である。
さらに、γ相、μ相の占める合計の割合（ｆ５＝（γ）＋（μ））が２．５％以下である必要がある。ｆ５の値は、好ましくは１．５％以下であり、さらに好ましくは１．０％以下であり、最適には０．５％以下である。但し、κ相の割合が低い場合、被削性に少し問題がある。このため、衝撃特性に余り影響しない程度として、０．０５〜０．５％程度のγ相を含有しても差し支えない。
ここで、金属組織の関係式、ｆ３〜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、α相に存在する針状のκ相は、α相に含め、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、金属相の面積率の適用範囲外である。しかし、これら金属間化合物は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ｆ６）
本実施形態の合金においては、Ｃｕ−Ｚｎ−Ｓｉ合金においてＰｂの含有量を最小限に留めながらも被削性が良好であり、そして特に優れた耐食性、衝撃特性、延性、常温、高温強度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１．５％以下の場合、実験結果より上述の組織関係式ｆ６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。

γ相は、被削性能に最も優れるが、特にγ相が少量、すなわちγ相率が１．５％以下の場合、γ相の占める割合（（γ）（％））の平方根の値に、κ相の占める割合（（κ））に比べ６倍の高い係数が与えられる。良好な被削性能を得るには、組織関係式ｆ６は２７以上である必要がある。ｆ６の値は、好ましくは３２以上であり、より好ましくは３４以上である。組織関係式ｆ６の値が２８〜３２の場合、優れた被削性能を得るためには、Ｐｂの含有量が０．０２４ｍａｓｓ％以上、若しくは、κ相に含有されるＳｎの量が０．１１ｍａｓｓ％以上であることが好ましい。
一方、組織関係式ｆ６が、６２或いは７０を超えると、被削性は却って悪くなり、衝撃特性、延性の悪化が目立つようになる。このため、組織関係式ｆ６は７０以下である必要がある。ｆ６の値は、好ましくは６２以下であり、より好ましくは５６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０．０７ｍａｓｓ％以上、０．２８ｍａｓｓ％以下の量で含有させ、Ｐを０．０６ｍａｓｓ％以上、０．１４ｍａｓｓ％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０．０７〜０．２８ｍａｓｓ％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１０〜約１７、μ相には約２〜約３の割合で、Ｓｎは配分される。製造プロセスの工夫により、γ相に配分される量をα相に配分される量の約１０倍に減少させることもできる。例えば、本実施形態の合金の場合、Ｓｎを０．２ｍａｓｓ％の量で含有するＣｕ−Ｚｎ−Ｓｉ−Ｓｎ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０．１５ｍａｓｓ％、κ相中のＳｎ濃度は約０．２２ｍａｓｓ％、γ相中のＳｎ濃度は約１．８ｍａｓｓ％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３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の両者は、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。なお、ＳｎとＰを共に添加することにより、特にκ相の耐食性の向上が図れるが、含有量の違いを含め、耐食性への寄与度は、ＰよりもＳｎの方が大きい。

Ｓｎの含有量が０．０７ｍａｓｓ％未満の場合、κ相の耐食性、耐脱亜鉛腐食性は、α相の耐食性、耐脱亜鉛腐食性より劣るので、過酷な水質下では、κ相が選択的に腐食されることがある。κ相へのＳｎの多くの配分は、α相より耐食性に劣るκ相の耐食性を向上させ、Ｓｎをある濃度以上に含有したκ相の耐食性を、α相の耐食性に近づけさせる。同時に、κ相へのＳｎの含有は、κ相の被削性の機能を向上させ、耐摩耗性を向上させる。そのためには、κ相中のＳｎ濃度は、好ましくは０．０８ｍａｓｓ％以上であり、より好ましくは０．１１ｍａｓｓ％以上であり、さらに好ましくは０．１４ｍａｓｓ％以上である。

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相の結晶構造がＢＣＣ構造であることが主たる理由で、γ相の耐食性はほとんど向上しない。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の量が少なくなるため、κ相の耐食性が向上する度合いは小さくなる。γ相の割合を減少させると、κ相に配分されるＳｎの量が増す。κ相中にＳｎが多く配分されると、κ相の耐食性、被削性能が向上し、γ相の被削性の喪失分を補うことができる。κ相にＳｎが所定量以上に含有された結果、κ相自身の被削性の機能、切り屑の分断性能が高められたと思われる。但し、κ相中のＳｎ濃度が０．４５ｍａｓｓ％を超えると、合金の被削性は向上するが、κ相の靭性が損なわれ始める。靭性をより重視すれば、κ相中のＳｎ濃度の上限は、好ましくは０．４５ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．４０ｍａｓｓ％以下であり、さらに好ましくは０．３５ｍａｓｓ％以下である。
一方、Ｓｎの含有量を増やしていくと、他の元素、Ｃｕ、Ｓｉとの関係などから、γ相の量を減少させることが困難になってくる。γ相の占める割合を、１．５％以下、更には０．８％以下にするためには、合金中のＳｎの含有量を０．２８ｍａｓｓ％以下にする必要があり、Ｓｎの含有量を０．２７ｍａｓｓ％以下にすることが好ましい。

Ｐは、Ｓｎと同様に、κ相に多く配分されると、耐食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、過剰な量でＰを含有する場合、Ｓｉの金属間化合物の形成に費やされ、特性を悪くするか、或は、過剰なＰの固溶は、衝撃特性や延性を損なう。κ相中のＰ濃度の下限値は、好ましくは０．０７ｍａｓｓ％以上であり、より好ましくは０．０８ｍａｓｓ％以上である。κ相中のＰ濃度の上限値は、好ましくは０．２４ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．２０ｍａｓｓ％以下であり、さらに好ましくは０．１６ｍａｓｓ％以下である。

＜特性＞
（常温強度及び高温強度）
飲料水のバルブ、器具、自動車をはじめ様々な分野で必要な強度としては、圧力容器に適用される破壊応力である引張強さが重要視されている。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１５０℃の温度環境で使用されるが、その時、当然、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。圧力容器の場合、その許容応力は、引張強さに影響される。
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５３０Ｎ／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５５０Ｎ／ｍｍ^２以上である。熱間鍛造材は、実質上、一般的に冷間加工が施されない。
一方、熱間加工材は、場合によっては、冷間で抽伸、伸線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、衝撃特性は、冷間加工率１％につき、約４％または５％減少する。例えば、引張強さが５６０Ｎ／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６２０Ｎ／ｍｍ^２となり、衝撃値は約２３Ｊ／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。
他方、抽伸、伸線の冷間加工を行い、次いで適切な条件の熱処理を施す場合、熱間押出材に比して、引張強さ、衝撃特性がともに高まる。冷間加工により強度は高まり、衝撃特性は低下する。熱処理により、γ相が減少し、κ相の割合が増し、α相内に針状のκ相が存在するようになる。またマトリックスのα相、κ相が回復する。これにより、熱間押出材に比べ、耐食性、引張強さ、衝撃値ともに、大幅に向上し、より高強度で、高靱性な合金に仕上がる。
高温強度に関しては、室温の０．２％耐力に相当する応力を負荷した状態で、１５０℃に１００時間、銅合金を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。この場合、高温高圧バルブ、自動車のエンジンルームに近いバルブ材等のように高温に晒されても、変形しにくく、高温強度に優れる。

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時間晒した後であっても、クリープひずみは約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高い水準である。すなわち、本実施形態の合金は、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、高性能、薄肉、軽量化を図れる。
本実施形態の合金の高温特性は、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、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、面積率が高いほど、悪くなる。また、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、被削性や強度とは、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ときに、シャルピー衝撃試験値は、好ましくは１４Ｊ／ｃｍ^２超えであり、より好ましくは１７Ｊ／ｃｍ^２以上である。特に、冷間加工が施されていない熱間鍛造材、押出材のそれぞれの熱処理材に関して、Ｕノッチ試験片でシャルピー衝撃試験を行ったとき、シャルピー衝撃試験値は、好ましくは１７Ｊ／ｃｍ^２以上であり、より好ましくは２０Ｊ／ｃｍ^２以上であり、更に好ましくは２４Ｊ／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、用途を考慮しても、シャルピー衝撃試験値は、５０Ｊ／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５０Ｊ／ｃｍ^２を超えると、靭性が増すため、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、５０Ｊ／ｃｍ^２未満が好ましい。
硬質のκ相が増えたり、κ相中のＳｎ濃度が高くなると、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、強度に衝撃特性を加味した強度指数を定義する。
（強度指数）＝（引張強さ）＋２５×（シャルピー衝撃値）^１／２
熱間加工材（熱間押出材、熱間鍛造材）、および、加工率が約１０％程度の軽い冷間加工が施された冷間加工材に関して、強度指数が６７０以上であると、高強度で、靱性を備えた材料であると言える。強度指数は、好ましくは６８０以上であり、より好ましくは６９０以上である。

衝撃特性は、金属組織と密接な関係があり、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。

＜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、熱処理の温度や熱処理の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、熱間加工や熱処理の冷却過程において、４７０℃から３８０℃の温度領域における平均冷却速度、および５７５℃から５１０℃、特に５７０℃から５３０℃の温度領域における平均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相を析出させる。
４）γ相の量を減少させると同時にγ相に固溶するＳｎの量を減少させることにより、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）
熱間加工としては、熱間押出、熱間鍛造が挙げられる。
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。具体的には、７４０℃以下の温度で熱間加工した場合に比べ、７４０℃を超えた温度で熱間加工を実施した場合、γ相が多くなるか、または、場合によっては、β相が残留するか、熱間加工割れが生じる。なお、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。この熱間押出材に対して、引き続いて熱間鍛造や熱処理を施して熱間鍛造材、熱処理材を作製した場合、熱間鍛造材、熱処理材のγ相の量はより少なくなる。
そして、冷却時、４７０℃から３８０℃の温度領域における平均冷却速度を２．５℃／分超え５００℃／分未満とする。４７０℃から３８０℃の温度領域における平均冷却速度は、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。これにより、μ相の増加を防ぐ。
また、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℃以上であり、より好ましくは６０５℃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、金属組織の構成相の観点から、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、熱間押出又は熱間鍛造後から約３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、比較的早い平均冷却速度で起こる。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、４７０℃から３８０℃までの温度領域を、約２℃／分の比較的ゆっくりとした平均冷却速度で冷却される。材料温度が約３００℃に達した時、それ以降の平均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。押出後の平均冷却速度が速いと、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平均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、押出材の平均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、平均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、すなわち鍛造後から約３秒後の材料温度は、押出材と同様、６００℃から７４０℃が好ましい。
なお、熱間押出棒の製造時の押出温度を低くし、γ相が少ない金属組織にしておけば、この熱間押出棒に対して熱間鍛造を施す場合、熱間鍛造温度が高くとも、γ相の少ない熱間鍛造組織が得られる。
さらに、鍛造後の平均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、３秒経過時点での鍛造材の温度は６００℃以上７４０℃以下である。その後の冷却過程で、５７５℃から５１０℃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℃／分以下の平均冷却速度で冷却すると、γ相が減少する。５７５℃から５１０℃までの温度領域での平均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、平均冷却速度が２．５℃／分を超えると、γ相の量の減少が不十分となる。この５７５℃から５１０℃の温度領域における平均冷却速度は、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。そして、４７０℃から３８０℃の温度領域における平均冷却速度を２．５℃／分超え５００℃／分未満とする。４７０℃から３８０℃の温度領域における平均冷却速度は、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。これにより、μ相の増加を防ぐ。このように５７５〜５１０℃の温度領域では、２．５℃／分以下、好ましくは１．５℃／分以下の平均冷却速度で冷却する。また４７０から３８０℃の温度領域では、２．５℃／分超え、好ましくは４℃／分以上の平均冷却速度で冷却する。このように、５７５〜５１０℃の温度領域では平均冷却速度を遅くし、４７０から３８０℃の温度領域では反対に平均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。

（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。詳細には、熱間押出材または熱処理材に対して、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、そして矯正する（コンバインド抽伸、矯正）。または熱間押出材または熱処理材に対して、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、冷間で伸線加工を施す。なお、冷間加工率はほぼ０％であるが、矯正設備のみにより棒材の直線度を向上させることがある。

（熱処理（焼鈍））
熱処理は、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実施され、再結晶させ、すなわち材料を軟らかくする。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、必要に応じて熱間加工後に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、５１０℃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、高温特性が向上する。しかし、材料の温度が６２０℃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℃以下がよく、５７０℃以下が好ましい。５１０℃より低い温度の熱処理では、γ相の減少が僅かに留まり、μ相が出現する。従って、熱処理の温度は、好ましくは５１０℃以上であり、より好ましくは５３０℃以上である。熱処理の時間（熱処理の温度で保持される時間）は、５１０℃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、保持時間は、好ましくは３０分以上であり、より好ましくは５０分以上であり、最適には８０分以上である。保持時間の上限は、経済性から４８０分以下であり、好ましくは２４０分以下である。
なお、熱処理の温度は、５３０℃以上５７０℃以下が好ましい。５３０℃以上５７０℃以下の熱処理に比べて、５１０℃以上５３０℃未満の熱処理の場合、γ相を減少させるためには、２倍または３倍以上の熱処理の時間が必要である。
熱処理の時間（ｔ）（分）と熱処理の温度（Ｔ）（℃）より、以下の数式で表される熱処理に係る値を定義する。
（熱処理に係る値）＝（Ｔ−５００）×ｔ
但し、Ｔが５４０℃以上の場合は５４０とする。
上記の熱処理に係る値が８００以上であることが好ましく、１２００以上であることがより好ましい。
前記の如く、熱間押出や熱間鍛造後の高温状態を活かし、平均冷却速度の工夫により、５１０℃以上５７５℃以下の温度領域で、２０分以上保持に相当する条件、すなわち、冷却過程において５７５℃から５１０℃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することにより、金属組織の改善が可能となる。５７５℃から５１０℃の温度領域を２．５℃／分以下で冷却することは、５１０℃以上５７５℃以下の温度領域で２０分保持することと時間的に概ね同等となる。単純計算では、５１０℃以上５７５℃以下の温度で２６分間加熱されることになる。平均冷却速度は好ましくは１．５℃／分以下であり、より好ましくは１℃／分以下である。平均冷却速度の下限は、経済性を考慮し、０．１℃／分以上としている。
もう１つの熱処理方法として、熱間押出材、熱間鍛造品、または、冷間で抽伸、伸線された材料が、熱源内を移動する連続熱処理炉の場合、６２０℃を超えると前記のごとく問題である。しかし、一旦、５７５℃以上、６２０℃以下まで材料の温度を上げ、次いで５１０℃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５１０℃以上５７５℃以下の温度領域を０．１℃／分以上２．５℃／分以下の平均冷却速度で冷却することにより、金属組織の改善が可能となる。５７５℃から５１０℃までの温度領域での平均冷却速度は、好ましくは、２℃／分以下であり、より好ましくは１．５℃／分以下で、更に好ましくは、１℃／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５４０℃の場合、５４０℃から５１０℃の温度を少なくとも２０分以上、好ましくは（Ｔ−５００）×ｔの値が、８００以上になる条件で通過させてもよい。最高到達温度を５５０℃以上で、少し高めの温度に上げると、生産性が確保でき、所望の金属組織を得ることができる。
熱処理の利点は、耐食性、高温特性を向上させるだけではない。熱間加工材に対して、３％〜２０％の加工率で冷間加工（例えば冷間での抽伸や伸線）を施し、次いで５１０℃以上５７５℃以下の熱処理、又はそれに相当する連続焼鈍炉での熱処理を行うと、引張強さが５５０Ｎ／ｍｍ^２以上となり、熱間加工材の引張強さを上回る。同時に熱処理材の衝撃特性は、熱間加工材の衝撃特性を上回る。具体的には、熱処理材の衝撃特性は、少なくとも１４Ｊ／ｃｍ^２以上であり、１７Ｊ／ｃｍ^２以上、或いは２０Ｊ／ｃｍ^２以上に達する場合がある。そして、強度指数は、６９０を超える。この原理は、以下のように考えられる。冷間加工率が３〜２０％であり、加熱温度が５１０℃〜５７５℃の場合、α相、κ相の両相は十分回復するが、幾分、両相に加工ひずみが残留する。金属組織において、硬質なγ相が減少する一方で、κ相が増え、α相内に針状のκ相が存在しα相が強化される。この結果、延性、衝撃特性、引張強さ、高温特性、強度指数の何れもが、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、３〜２０％の冷間加工を施した後に、５１０℃〜５７５℃に加熱すると、再結晶により軟らかくなる。
勿論、所定の熱処理の後、１５％以下の冷間加工率で冷間加工を施すと、衝撃特性はやや低くなるが、より強度の高い材料に仕上がり、強度指数は、６９０を超える。
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。
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、４７０℃から３８０℃の温度領域での平均冷却速度を２．５℃／分超え５００℃／分未満とする必要がある。４７０℃から３８０℃の温度領域での平均冷却速度は、好ましくは４℃／分以上である。すなわち、５００℃付近を境にして平均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平均冷却速度は遅くなる。

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、４７０℃から３８０℃の温度領域における平均冷却速度である。平均冷却速度が２．５℃／分以下である場合、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、４７０℃から３８０℃の温度領域における平均冷却速度は、２．５℃／分超えであり、好ましくは４℃／分以上であり、より好ましくは８℃／分以上であり、さらに好ましくは１２℃／分以上である。熱間加工後、材料温度が５８０℃以上の高温から急冷する場合、例えば、５００℃／分以上の平均冷却速度で冷却すると、β相、γ相が多く残留する恐れがある。このため、平均冷却速度の上限は、好ましくは５００℃／分未満であり、より好ましくは３００℃／分以下である。

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平均冷却速度は、４７０℃から３８０℃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平均冷却速度は、４７０℃から３８０℃までの温度領域において２．５℃／分、或は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の値が高く、ｆ２の値が低いほど、μ相の形成が速く進む。
すなわち、４７０℃から３８０℃までの温度領域の平均冷却速度が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を超え、平均冷却速度が遅くなるに従ってさらに成長する。そして平均冷却速度が約５℃／分になると、μ相の長辺の長さが約３μｍから１０μｍになる。平均冷却速度が約２．５℃／分以下となると、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、平均冷却速度の上限は、熱間加工温度などにもよるが、平均冷却速度が速すぎると、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。このため、主として５８０℃以上の温度領域からの平均冷却速度が重要であるが、５００℃／分未満の平均冷却速度で冷却することが好ましく、より好ましくは３００℃／分以下である。

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、再結晶が完了する。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、所定の温度で、１〜８時間保持される。バッチ炉の場合は、炉冷、または、炉冷後、約３００℃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。具体的には、４７０℃から３８０℃までの温度領域を、保持される所定の温度を除き、約０．５〜約４℃／分の平均冷却速度で冷却される。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。

（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、或いは時間が長くなるにつれて、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。

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）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（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（焼鈍）工程のうち、後に行う工程が重要となる。熱処理（焼鈍）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（焼鈍）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（焼鈍）工程を行うか、または熱処理（焼鈍）工程の後に熱間加工工程を行わない場合（熱処理（焼鈍）工程が最後に銅合金を加熱する工程となる場合）、熱処理（焼鈍）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（焼鈍）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（焼鈍）工程を行う場合、熱処理（焼鈍）工程が上述した熱処理（焼鈍）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（５７５〜５１０℃）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（焼鈍）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（焼鈍）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（焼鈍）工程を行う場合、前述したように熱間加工工程、熱処理（焼鈍）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（焼鈍）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、高温強度に優れている。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５〜表１０に示す条件とした。

（工程Ｎｏ．Ａ１〜Ａ１２、ＡＨ１〜ＡＨ９）
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℃〜５１０℃の温度領域、及び４７０℃から３８０℃の温度領域を２０℃／分の平均冷却速度で押出材を冷却した。３８０℃以下の温度領域でも約２０℃／分の平均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秒後の押出材の温度を測定した。なお、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５に示す温度の±５℃（（表５に示す温度）−５℃〜（表５に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。
工程Ｎｏ．ＡＨ２、Ａ９、ＡＨ９では、それぞれ押出温度を７６０℃、６８０℃、５８０℃とした。工程Ｎｏ．ＡＨ２、Ａ９、ＡＨ９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．ＡＨ９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，ＡＨ２では、矯正のみを実施した。
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９％の冷間抽伸を施し、そして矯正し、直径をそれぞれ２５ｍｍ、２４．４ｍｍにした（熱処理後にコンバインド抽伸、矯正）。
工程Ｎｏ．Ａ１２では、冷間加工率が約９％の冷間抽伸を施し、そして矯正し、直径を２４．４ｍｍにした（コンバインド抽伸、矯正）。次いで、熱処理を行った。
上記以外の工程では、冷間加工率が約５％の冷間抽伸を施し、そして矯正し、直径を２５ｍｍにした（コンバインド抽伸、矯正）。次いで、熱処理を行った。
熱処理条件に関して、表５に示すように、熱処理の温度を５００℃から６３５℃まで変化させ、保持時間も５分から１８０分に変化させた。
工程Ｎｏ．Ａ１〜Ａ６、Ａ９〜Ａ１２、ＡＨ３、ＡＨ４、ＡＨ６では、バッチ炉を用い、冷却過程の５７５℃から５１０℃の温度領域での平均冷却速度、または４７０℃から３８０℃の温度領域での平均冷却速度を変化させた。
工程Ｎｏ．Ａ７、Ａ８、ＡＨ５、ＡＨ７、ＡＨ８では、連続焼鈍炉を用い、高温で短時間の加熱を行い、次いで、５７５℃から５１０℃の温度領域での平均冷却速度、または４７０℃から３８０℃の温度領域での平均冷却速度を変化させた。
なお、以下の表において、熱処理前にコンバインド抽伸、矯正を行った場合を“○”で示し、行わなかった場合を“−”で示した。

（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７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、直線度が悪かった。

（工程Ｎｏ．Ｃ０、Ｃ１、Ｃ２、ＣＨ１、ＣＨ２）
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８に示す温度の±５℃（（表８に示す温度）−５℃〜（表８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５１０℃の平均冷却速度および４７０℃から３８０℃の平均冷却速度は、１５℃／分であった（押出材）。後述する工程にて、工程Ｎｏ．Ｃ０，ＣＨ２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、Ｃ２、ＣＨ１では、５６０℃で、６０分加熱し、次いで４７０℃から３８０℃の平均冷却速度を変化させた。

（工程Ｎｏ．Ｄ１〜Ｄ８、ＤＨ１〜ＤＨ５）
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９に示す温度±５℃の範囲（（表９に示す温度）−５℃〜（表９に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。
工程Ｎｏ．Ｄ６、ＤＨ５では、熱間鍛造後、５７５℃から５１０℃の温度領域での平均冷却速度を変えて実施した。工程Ｎｏ．Ｄ６、ＤＨ５以外の工程は、熱間鍛造後、２０℃／分の平均冷却速度で冷却した。
工程Ｎｏ．ＤＨ１、Ｄ６、ＤＨ５では、熱間鍛造後の冷却で試料の作製作業を終了した。工程Ｎｏ．ＤＨ１、Ｄ６、ＤＨ５以外の工程では、熱間鍛造後に以下の熱処理を行った。
工程Ｎｏ．Ｄ１〜Ｄ４、ＤＨ２では、バッチ炉で熱処理を行い、熱処理の温度、５７５℃から５１０℃の温度領域での平均冷却速度、及び４７０℃から３８０℃の温度領域での平均冷却速度を変えて実施した。工程Ｎｏ．Ｄ５、ＤＨ３、ＤＨ４では、連続炉で、６００℃で３分間又は２分間加熱し、平均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。

＜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３及び表４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１１及び表１２に示す条件とした。

（工程Ｎｏ．Ｅ１〜Ｅ３、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の金型に融液を鋳込み、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２５ｍｍの丸棒に押出し、矯正した。工程Ｎｏ．Ｅ２、Ｅ３では直径４０ｍｍの丸棒に押出し、矯正した。表１１において、矯正を行った場合を“○”で示した。
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秒後の押出材の温度に相当する。
工程Ｎｏ．ＥＨ１、Ｅ２では、押出で試料の作製作業を終了とした。工程Ｎｏ．Ｅ２で得られた押出材は、後述する工程にて、熱間鍛造素材として用いた。
また、連続鋳造にて、直径４０ｍｍの連続鋳造棒を製作し、後述する工程にて、熱間鍛造素材として用いた。
工程Ｎｏ．Ｅ１、Ｅ３では、押出後に表１１に示す条件で熱処理（焼鈍）を行った。

（工程Ｎｏ．Ｆ１〜Ｆ５、ＦＨ１、ＦＨ２）
工程Ｎｏ．Ｅ２で得られた直径４０ｍｍの丸棒を長さ１８０ｍｍに切断した。工程Ｎｏ．Ｅ２の丸棒又は前記連続鋳造棒を横置きにして、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１２に示す温度±５℃の範囲（（表１２に示す温度）−５℃〜（表１２に示す温度）＋５℃の範囲内）であることを確認した。
５７５℃から５１０℃までの温度領域での平均冷却速度、および４７０℃から３８０℃までの温度領域での平均冷却速度をそれぞれ２０℃／分、１８℃／分とした。工程Ｎｏ．ＦＨ１では、工程Ｎｏ．Ｅ２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、ＦＨ２では、工程Ｎｏ．Ｅ２で得られた丸棒に対して熱間鍛造を施したが、熱間鍛造後に熱処理を行った。加熱条件、５７５℃から５１０℃までの温度領域での平均冷却速度、及び４７０℃から３８０℃までの温度領域での平均冷却速度を変えて熱処理（焼鈍）を実施した。
工程Ｎｏ．Ｆ３、Ｆ４では、鍛造素材として連続鋳造棒を用い、熱間鍛造した。熱間鍛造後に加熱条件、平均冷却速度を変えて熱処理（焼鈍）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「ＰｈｏｔｏｓｈｏｐＣＣ」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。次いで画像処理ソフト「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。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、平均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、４７０℃〜３８０℃の温度領域を８℃／分、または１５℃／分以下の平均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．Ｔ５３（合金Ｎｏ．Ｓ０２／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．Ｔ５３（合金Ｎｏ．Ｓ０２／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５以上４９未満の場合、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５０を超える場合、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４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。

（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．Ｔ０３（合金Ｎｏ．Ｓ０１／工程Ｎｏ．Ａ１）、試験Ｎｏ．Ｔ２５（合金Ｎｏ．Ｓ０１／工程Ｎｏ．ＢＨ３）、試験Ｎｏ．Ｔ２２９（合金Ｎｏ．Ｓ２０／工程Ｎｏ．ＥＨ１）、試験Ｎｏ．Ｔ２３０（合金Ｎｏ．Ｓ２０／工程Ｎｏ．Ｅ１）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１３〜表１６に示す。
μ相については、ＪＳＭ−７０００Ｆに付属のＥＤＳで測定し、視野内で短辺の長さが、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）合金組成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１．４倍である。
３）γ相のＳｎ濃度は、α相のＳｎ濃度の約１０〜約１５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３倍、約４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、０．１３ｍａｓｓ％から０．２２ｍａｓｓ％に約１．７倍に高まる（合金Ｎｏ．Ｓ２０）。同様にκ相のＳｎ濃度は、０．１８ｍａｓｓ％から０．３１ｍａｓｓ％に約１．７倍に高まる。また、γ相の割合が減少すると、α相のＳｎ濃度は、０．１３ｍａｓｓ％から０．１８ｍａｓｓ％に０．０５ｍａｓｓ％増え、κ相のＳｎ濃度は、０．２２ｍａｓｓ％から０．３１ｍａｓｓ％に０．０９ｍａｓｓ％増える。κ相のＳｎの増加分が、α相のＳｎの増加分を上回った。

（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、５３０Ｎ／ｍｍ^２以上、好ましくは５５０Ｎ／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薄肉・軽量化を図ることができる。
なお、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。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（２４．４ｍｍ）の冷間抽伸材については、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“○”（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“△”（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、切削抵抗が１３０Ｎを境（境界値）として評価した。詳細には、切削抵抗が１３０Ｎより小さければ、被削性に優れる（評価：○）と評価した。切削抵抗が１３０Ｎ以上１５０Ｎより小さければ、被削性を“可（△）”と評価した。切削抵抗が１５０Ｎ以上であれば、“不可（×）”と評価した。因みに、５８ｍａｓｓ％Ｃｕ−４２ｍａｓｓ％Ｚｎ合金に対して工程Ｎｏ．Ｆ１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。
総合的な被削性の評価としては、切屑形状が良好（評価：○）で、かつ切削抵抗が低い（評価：○）材料は、被削性が優れる（excellent）と評価した。切屑形状と切削抵抗のうち一方が、△または可の場合は、条件付きで被削性が良好である（good）と評価した。切屑形状と切削抵抗のうち、一方が△または可であり、他方が×又は不可の場合は、被削性が不可（poor）であると評価した。

（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、実用上の制約は受けるが、より狭い温度範囲で管理すれば、熱間加工が実施可能と判断される。７４０℃、６３５℃の両者の温度で、割れが生じた場合は、実用上問題があると判断される。

（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。最大腐食深さが７０μｍ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５０μｍ以下であり、さらに好ましくは３０μｍ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４０μｍ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３０μｍ以下であり、さらに好ましくは２０μｍ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１７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。
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、１００倍〜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。

（摩耗試験）
潤滑下でのアムスラー型摩耗試験、及び乾式下でのボールオンディスク摩擦摩耗試験の２種類の試験にて、耐摩耗性を評価した。使用した試料は、工程Ｎｏ．Ｃ０、Ｃ１、ＣＨ１、Ｅ２、Ｅ３で作製された合金である。
アムスラー型摩耗試験を以下の方法で実施した。室温で各サンプルを直径３２ｍｍに切削加工して上部試験片を作製した。またオーステナイトステンレス鋼（ＪＩＳ Ｇ ４３０３のＳＵＳ３０４）製の直径４２ｍｍの下部試験片（表面硬さＨＶ１８４）を用意した。荷重として４９０Ｎを付加して上部試験片と下部試験片を接触させた。油滴と油浴にはシリコンオイルを用いた。荷重を付加して上部試験片と下部試験片を接触させた状態で、上部試験片の回転数（回転速度）が１８８ｒｐｍであり、下部試験片の回転数（回転速度）が２０９ｒｐｍである条件で、上部試験片と下部試験片を回転させた。上部試験片と下部試験片の周速度差により摺動速度を０．２ｍ／ｓｅｃとした。上部試験片と下部試験片の直径及び回転数（回転速度）が異なることで、試験片を摩耗させた。下部試験片の回転回数が２５００００回となるまで上部試験片と下部試験片を回転させた。
試験後、上部試験片の重量の変化を測定し、以下の基準で耐摩耗性を評価した。摩耗による上部試験片の重量の減少量が０．２５ｇ以下の場合を“◎”（excellent）と評価した。上部試験片の重量の減少量が０．２５ｇを越え０．５ｇ以下の場合を“○”（good）と評価した。上部試験片の重量の減少量が０．５ｇを越え１．０ｇ以下の場合を“△”（fair）と評価した。上部試験片の重量の減少量が１．０ｇ越えの場合を“×”（poor）と評価した。この４段階で耐摩耗性を評価した。なお、下部試験片において、０．０２５ｇ以上の摩耗減量があった場合は、“×”と評価した。
因みに、同一の試験条件での５９Ｃｕ−３Ｐｂ−３８ＺｎのＰｂを含む快削黄銅の摩耗減量（摩耗による重量の減少量）は、１２ｇであった。

ボールオンディスク摩擦摩耗試験を以下の方法で実施した。粗さ＃２０００のサンドペーパーで試験片の表面を研磨した。この試験片上に、オーステナイトステンレス鋼（ＪＩＳ Ｇ ４３０３のＳＵＳ３０４）製の直径１０ｍｍの鋼球を、以下の条件で押し当てた状態で摺動させた。
（条件）
室温、無潤滑、荷重：４９Ｎ、摺動径：直径１０ｍｍ、摺動速度：０．１ｍ／ｓｅｃ、摺動距離：１２０ｍ。
試験後、試験片の重量の変化を測定し、以下の基準で耐摩耗性を評価した。摩耗による試験片の重量の減少量が４ｍｇ以下の場合を“◎”（excellent）と評価した。試験片の重量の減少量が４ｍｇを越え８ｍｇ以下の場合を“○”（good）と評価した。試験片の重量の減少量が８ｍｇを越え２０ｍｇ以下の場合を“△”（fair）と評価した。試験片の重量の減少量が２０ｍｇ越えの場合を“×”（poor）と評価した。この４段階で耐摩耗性を評価した。
因みに、同一の試験条件での５９Ｃｕ−３Ｐｂ−３８ＺｎのＰｂを含む快削黄銅の摩耗減量は、８０ｍｇであった。

評価結果を表１８〜表４７に示す。
試験Ｎｏ．Ｔ０１〜Ｔ９８，Ｔ１０１〜Ｔ１５０は、実操業の実験での結果である。試験Ｎｏ．Ｔ２０１〜Ｔ２５８，Ｔ３０１〜Ｔ３０８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．Ｔ５０１〜Ｔ５４６は、実験室の実験での比較例に相当する結果である。
表中の工程Ｎｏ．に記載の“＊１”は、以下の事項であったことを示す。
＊１）熱間加工性の評価は、ＥＨ１材を用いて実施した。
また、工程Ｎｏ．に“ＥＨ１、Ｅ２”又は“Ｅ１、Ｅ３”と記載された試験に関して、摩耗試験は、工程Ｎｏ．Ｅ２又はＥ３で作製された試料を用いて実施した。摩耗試験を除く腐食試験、機械的性質などの全ての試験、および金属組織の調査は、工程Ｎｏ．ＥＨ１又はＥ１で作製された試料を用いて実施した。

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、金属組織の要件、および組織関係式ｆ３、ｆ４、ｆ５、ｆ６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を備え、且つ高強度で、良好な衝撃特性、耐摩耗性、高温特性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（例えば、合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、１３、工程Ｎｏ．Ａ１、Ｃ１、Ｄ１、Ｅ１、Ｆ１、Ｆ３）。
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〜Ｓ４５）。
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．Ｓ４３）。
４）κ相中に、Ｓｎが０．０８ｍａｓｓ％以上、Ｐが０．０７ｍａｓｓ％以上含有することにより、耐食性、被削性能、強度が向上することが確認できた（例えば合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ１３）。
５）α相中に細長い、針状のκ相すなわちκ1相が存在することにより、強度が上昇し、強度指数が高くなり、被削性が良好に保たれ、耐食性が向上することが確認できた（例えば合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、１３）

６）Ｃｕ含有量が少ないと、γ相が多くなり被削性は良好であったが、耐食性、衝撃特性、高温特性が悪くなった。逆にＣｕ含有量が多いと、被削性が悪くなった。また、衝撃特性も悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１１９、Ｓ１２０、Ｓ１２２等）。
７）Ｓｎ含有量が０．２８ｍａｓｓ％より多いと、γ相の面積率が１．５％より多くなり、被削性は良好であったが、耐食性、衝撃特性、高温特性が悪くなった（合金Ｓ１１１）。一方、Ｓｎ含有量が０．０７ｍａｓｓ％より少ないと、過酷な環境下での脱亜鉛腐食深さが大きかった（合金Ｎｏ．Ｓ１１４〜Ｓ１１７）。Ｓｎ含有量が、０．１ｍａｓｓ％以上であるとさらに特性が良くなった（合金Ｓ２６、Ｓ２７、Ｓ２８）。
８）Ｐ含有量が多いと、衝撃特性が悪くなった。また切削抵抗が少し高かった。一方、Ｐ含有量が少ないと、過酷な環境下での脱亜鉛腐食深さが大きかった（合金Ｎｏ．Ｓ１０９、Ｓ１１３、Ｓ１１５）。
９）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、）。本実施形態の組成範囲外、若しくは境界値の組成であるが、不可避不純物の限度を超えるＦｅを含有すると、ＦｅとＳｉの金属間化合物、或は、ＦｅとＰの金属間化合物を形成していると考えられ、その結果、有効に働くＳｉ濃度、Ｐ濃度が減少し、耐食性が悪くなり、金属間化合物の形成と相まって被削性能が少し低くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１２４、Ｓ１２５）。

１０）組成関係式ｆ１の値が低いと、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｐが組成範囲内であっても、過酷な環境下での脱亜鉛腐食深さが大きかった（合金Ｎｏ．Ｓ１１０、Ｓ１０１、Ｓ１２６）。
１１）組成関係式ｆ１の値が低いと、γ相が多くなり、被削性は、良好であったが、耐食性、衝撃特性、高温特性が悪くなった。組成関係式ｆ１の値が高いと、κ相が多くなり、被削性、熱間加工性、衝撃特性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１０９、Ｓ１０４、Ｓ１２５、Ｓ１２１）。
１２）組成関係式ｆ２の値が低いと、被削性は、良好であったが、熱間加工性、耐食性、衝撃特性、高温特性が悪くなった。組成関係式ｆ２の値が高いと、熱間加工性が悪くなり、熱間押出で問題が生じた。また、被削性が悪くなった（合金Ｎｏ．Ｓ１０４、Ｓ１０５、Ｓ１０３、Ｓ１１８、Ｓ１１９、Ｓ１２０、Ｓ１２３）。

１３）金属組織において、γ相の割合が１．５％より多いと、または、γ相の長辺の長さが４０μｍより長いと、被削性は良好であったが、耐食性、衝撃特性、高温特性が悪くなった。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．Ｓ１０１、Ｓ１１０、Ｓ１２６）。γ相の割合が、０．８％以下で、かつγ相の長辺の長さが３０μｍ以下であると、耐食性、衝撃特性、高温特性が良くなった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ１１）。
μ相の面積率が２％より多いと、または、μ相の長辺の長さが２５μｍを超えると、耐食性、衝撃特性、高温特性が悪くなった。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、ＢＨ３、ＤＨ２）。μ相の割合が、１％以下で、かつμ相の長辺の長さが１５μｍ以下であると、耐食性、衝撃特性、高温特性が良くなった（合金Ｓ０１、Ｓ１１）。
κ相の面積率が６５％より多いと、被削性、衝撃特性が悪くなった。一方、κ相の面積率が２５％より少ないと、被削性が悪かった（合金Ｎｏ．Ｓ１２２、Ｓ１０５）。

１４）組織関係式ｆ５＝（γ）＋（μ）が２．５％を超えると、またはｆ３＝（α）＋（κ）が９７％より小さいと、耐食性、衝撃特性、高温特性が悪くなった。組織関係式ｆ５が、１．５％以下であると耐食性、衝撃特性、高温特性がよくなった（合金Ｎｏ．Ｓ１、工程Ｎｏ．ＡＨ２、Ａ１、合金Ｎｏ．Ｓ１０３、Ｓ２３）。
組織関係式ｆ６＝（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）が７０より大きい、又は２７より小さいと、被削性が悪かった（合金Ｎｏ．Ｓ１０５、１２２、工程Ｎｏ．Ｅ１、Ｆ１）。ｆ６が３２以上、６２以下であると、被削性がより向上した（合金Ｓ０１、Ｓ１１）。
γ相の面積率が１．５％を超える場合、組織関係式ｆ６の値に関わらず、切削抵抗が低く、切り屑の形状も良好な物が多かった（合金Ｎｏ．Ｓ１０３、Ｓ１１２等）。

１５）κ相に含有されるＳｎ量が０．０８ｍａｓｓ％より低いと、過酷な環境下での脱亜鉛腐食深さが大きく、κ相の腐食が生じていた。また、切削抵抗も少し高く、切屑の分断性の悪いものもあった（合金Ｎｏ．Ｓ１１４〜Ｓ１１７）。κ相に含有されるＳｎ量が０．１１ｍａｓｓ％より高いと、耐食性、被削性が良くなった（合金Ｓ２６、Ｓ２７、Ｓ２８）。
１６）κ相に含有されるＰ量が０．０７ｍａｓｓ％より低いと、過酷な環境下での脱亜鉛腐食深さが大きく、κ相の腐食が生じていた。（合金Ｎｏ．Ｓ１１３、Ｓ１１５、Ｓ１１６）。
１７）γ相の面積率が１．５％以下であると、κ相に含有されるＳｎ濃度およびＰ濃度は、合金に含有されるＳｎの量およびＰの量よりも高かった。γ相の面積率が少なくなるほど、さらにκ相に含有されるＳｎ濃度およびＰ濃度は、合金に含有されるＳｎの量およびＰの量に比べて高くなった。逆に、γ相の面積率が多いと、合金に含有されるＳｎの量よりも、κ相に含有されるＳｎ濃度が低くなった。特にγ相の面積率が約１０％になると、κ相に含有されるＳｎ濃度が合金中に含有されるＳｎの量に比べ、約半分になった（合金Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３、Ｓ１４、Ｓ１０１、Ｓ１０８）。また、例えば、合金Ｓ２０において、γ相の面積率が、５．９％から０．５％に減少すると、α相のＳｎ濃度は、０．１３ｍａｓｓ％から０．１８ｍａｓｓ％に０．０５ｍａｓｓ％増え、κ相のＳｎ濃度は、０．２２ｍａｓｓ％から０．３１ｍａｓｓ％に０．０９ｍａｓｓ％増えた。このようにκ相のＳｎの増加分が、α相のＳｎの増加分を上回った。γ相の減少と、Ｓｎのκ相への配分の増加と、α相中に針状のκ相が多く存在することにより、切削抵抗が７Ｎ増えたものの、良好な被削性を維持し、κ相の耐食性の強化により脱亜鉛腐食深さは約１／４に減少し、衝撃値は約１/２になり、高温クリープは１/３に減少し、引張強さは４３Ｎ/ｍｍ^２向上し、強度指数が７７増加した。
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５３０Ｎ／ｍｍ^２以上、室温での０．２％耐力に相当する荷重を負荷して５０℃で１００時間保持したときのクリープひずみが０．３％以下であった（合金Ｎｏ．Ｓ１０３、Ｓ１１２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、Ｕノッチのシャルピー衝撃試験値が１４Ｊ／ｃｍ^２以上であった。冷間加工が施されていない熱間押出材や鍛造材では、Ｕノッチのシャルピー衝撃試験値が１７Ｊ／ｃｍ^２以上であった。そして、強度指数も６７０を超えていた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ１３、Ｓ１４等）。
Ｓｉ量が、約２．９５％で、α相内に針状のκ相が存在し始め、Ｓｉ量が、約３．１％で、針状のκ相が大幅に増えた。関係式ｆ２は、針状のκ相の量に影響を与えた（合金Ｎｏ．Ｓ３１、Ｓ３２、Ｓ１０１、Ｓ１０７、Ｓ１０８等）。
針状のκ相の量が増えると、被削性、引張強さ、高温特性が良くなった。α相の強化や、切屑分断性に繋がっているように推測される（合金Ｎｏ．Ｓ０２、Ｓ１３、Ｓ２３、Ｓ３１、Ｓ３２、Ｓ１０１、Ｓ１０７、Ｓ１０８等）。
ＩＳＯ６５０９の試験方法では、β相を約３％以上、またはγ相を約５％以上含む、或いは、Ｐを含まない、または０．０１％含む合金は不合格（評価：△、×）であったが、γ相を３〜５％含有する、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．Ｓ１４、Ｓ１０６、Ｓ１０７、Ｓ１１２、Ｓ１２０）。
耐摩耗性は、針状のκ相が多く存在し、Ｓｎを約０．１０％〜０．２５％含み、γ相を約０．１〜約１．０％含む合金が、潤滑下でも、無潤滑下でも優れていた（合金Ｎｏ．Ｓ１４、Ｓ１８等）。

２０）量産設備を用いた材料と実験室で作成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．Ｃ１、Ｃ２、Ｅ１、Ｆ１）。
２１）製造条件について：
熱間押出材、押出・抽伸された材料、熱間鍛造品を、５１０℃以上、５７５℃以下の温度領域内で、２０分以上保持、または、連続炉において、５１０℃以上、５７５℃以下の温度で、２．５℃／分以下の平均冷却速度で冷却し、かつ、４８０℃から３７０℃の温度領域を２．５℃／分以上の平均冷却速度で冷却すると、γ相が大幅に減少し、μ相のほとんど存在しない、耐食性、高温特性、衝撃特性、機械的強度の優れた材料が得られた。
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と、γ相の減少が少なく耐食性、衝撃特性、高温特性が悪かった。熱処理の温度が高いとα相の結晶粒が粗大化し、γ相の減少が少なかったため、耐食性、衝撃特性が悪く、被削性にも劣り、引張強さも低かった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３、工程Ｎｏ．Ａ１、ＡＨ５、ＡＨ６）。また、熱処理の温度が、５２０℃の場合、保持時間が短いと、γ相の減少が少なかった。熱処理の時間（ｔ）と熱処理の温度（Ｔ）の関係を数式に表すと、（Ｔ−５００）×ｔ（但し、Ｔが５４０℃以上の場合は５４０とする）が８００以上であるとγ相がより多く減少した（工程Ｎｏ．Ａ５、Ａ６、Ｄ１、Ｄ４、Ｆ１）。
熱処理後の冷却で、４７０℃から３８０℃までの温度領域での平均冷却速度が遅いとμ相が存在し、耐食性、衝撃特性、高温特性が悪く、引張強さも低かった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３、工程Ｎｏ．Ａ１〜Ａ４、ＡＨ８、ＤＨ２、ＤＨ３）。
熱間押出材の温度が低い方が、熱処理後においてもγ相の占める割合が少なく、耐食性、衝撃特性、引張強さ、高温特性が良かった。（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３、工程Ｎｏ．Ａ１、Ａ９）
熱処理方法として、５７５℃〜６２０℃に一旦温度を上げ、冷却過程で５７５℃から５１０℃までの温度領域での平均冷却速度を遅くすることにより、良好な耐食性、衝撃特性、高温特性が得られた。連続熱処理方法でも特性が改善することを確認できた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３、工程Ｎｏ．Ａ１、Ａ７、Ａ８、Ｄ５）。
熱処理において、６３５℃まで温度を上げるとγ相の長辺長さが長くなり、耐食性が悪く、強度が低かった。５００℃で長時間加熱保持しても、γ相の減少は少なかった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３、工程Ｎｏ．ＡＨ５、ＡＨ６）。
熱間鍛造後の冷却で、５７５℃から５１０℃の温度領域での平均冷却速度を、１．５℃／分にコントロールすることにより、熱間鍛造後のγ相の占める割合が少ない鍛造品が得られた。（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３、工程Ｎｏ．Ｄ６）。
熱間鍛造素材として連続鋳造棒を使用しても、押出材と同様、良好な諸特性が得られた（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３、工程Ｎｏ．Ｆ３、Ｆ４）。
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）。
押出材に対して加工率が約５％、約９％の冷間加工を施した後、所定の熱処理を行うと、熱間押出材に比べ、耐食性、衝撃特性、高温特性、引張強さが向上し、特に引張強さは、約７０Ｎ／ｍｍ^２、約９０Ｎ／ｍｍ^２高くなり、強度指数も約９０向上した（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３、工程Ｎｏ．ＡＨ１、Ａ１、Ａ１２）。冷間加工材を５４０℃の高温で熱処理（焼鈍）することにより、良好な被削性を維持し、耐食性に優れ、高強度で、高温特性、衝撃特性に優れる合金が得られた。
熱処理材を冷間加工率５％で加工すると、押出材に比べ、引張強さは、約９０Ｎ／ｍｍ^２高くなり、衝撃値は、同等以上であり、耐食性、高温特性も向上した。冷間加工率を約９％にすると、引張強さは約１４０Ｎ／ｍｍ^２高くなったが、衝撃値は少し低くなった（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３、工程Ｎｏ．ＡＨ１、Ａ１０、Ａ１１）。
熱間加工材に、所定の熱処理を施すと、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、良好な被削性は確保できていることを確認した（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、工程Ｎｏ．ＡＨ１、Ａ１、Ｄ７、Ｃ０、Ｃ１、ＥＨ１、Ｅ１、ＦＨ１、Ｆ１）。
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った（合金Ｎｏ．Ｓ０１、Ｓ０２、Ｓ０３、工程Ｎｏ．ＡＨ１、Ａ１、Ｄ７、Ｃ０、Ｃ１、ＥＨ１、Ｅ１、ＦＨ１、Ｆ１）。α相中に針状のκ相が存在することにより、引張強さ、耐摩耗性が向上し、被削性も良好で、γ相の大幅な減少を補えたと推測される。
冷間加工後、或は、熱間加工後、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．ＡＨ９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．Ｔ６０１／合金Ｎｏ．Ｓ２０１）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．Ｔ６０１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．Ｔ６０１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．Ｔ６０２／合金Ｎｏ．Ｓ２０２）。類似の合金鋳物（試験Ｎｏ．Ｔ６０２）について、実施例１に記載の組成、金属組織の分析、機械的特性などの評価（測定）、及び脱亜鉛腐食試験１〜３を行った。そして、試験Ｎｏ．Ｔ６０１の実際の水環境による腐食状態と、試験Ｎｏ．Ｔ６０２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．Ｔ２８／合金Ｎｏ．Ｓ０１／工程Ｎｏ．Ｃ２）の脱亜鉛腐食試験１の評価結果（腐食状態）と、試験Ｎｏ．Ｔ６０１の腐食状態や試験Ｎｏ．Ｔ６０２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．Ｔ２８の耐食性を考察した。

試験Ｎｏ．Ｔ６０２は、以下の方法で作製した。
試験Ｎｏ．Ｔ６０１（合金Ｎｏ．Ｓ２０１）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℃〜５１０℃の温度領域を約２０℃／分の平均冷却速度で冷却され、次いで、４７０℃から３８０℃の温度領域を約１５℃／分の平均冷却速度で冷却された。以上により、試験Ｎｏ．Ｔ６０２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４８〜表５０及び図４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．Ｔ６０１）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（ａ）は、試験Ｎｏ．Ｔ６０１の断面の金属顕微鏡写真を示す。
試験Ｎｏ．Ｔ６０１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相のみに起こっていた（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相のみの腐食）。

図４（ｂ）は、試験Ｎｏ．Ｔ６０２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、１４６μｍ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相のみに起こっていた（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相のみの腐食の長さは約４５μｍであった）。

図４（ａ）の８年間の過酷な水環境により生じた腐食と、図４（ｂ）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．Ｔ６０１の最大腐食深さは、試験Ｎｏ．Ｔ６０２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．Ｔ６０１の最大腐食深さは、試験Ｎｏ．Ｔ６０２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．Ｔ６０２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．Ｔ６０１の８年間の過酷な水環境による腐食結果や、試験Ｎｏ．Ｔ６０２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４（ｃ）は、試験Ｎｏ．Ｔ２８（合金Ｎｏ．Ｓ０１／工程Ｎｏ．Ｃ２）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相と、κ相の約４０％が腐食されていた。しかし、残りのκ相とα相は、健全であった（腐食されていなかった）。腐食深さは、最大でも約２５μｍであった。さらに内部に向かって、約２０μｍの深さでγ相またはμ相の選択的な腐食が生じていた。γ相またはμ相の長辺の長さが、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（ａ），（ｂ）の試験Ｎｏ．Ｔ６０１，Ｔ６０２に比べて、図４（ｃ）の本実施形態の試験Ｎｏ．Ｔ２８では、表面付近のα相およびκ相の腐食が、大幅に抑制されていることが分かる。このことが、腐食の進行を遅らさせていると推定される。腐食形態の観察結果より、表面付近のα相およびκ相の腐食が大幅に抑制された主な要因として、κ相がＳｎを含むことによってκ相の耐食性が高まったことが考えられる。

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、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。

本発明は、優れた耐食性、優れた衝撃特性、高い強度、高温強度を備えるとともに、鉛の含有量を大幅に減少させた快削性銅合金加工材、及び、快削性銅合金加工材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、様々な厳しい環境で使用されるバルブ、継手、弁などの電気・自動車・機械・工業用配管に用いられる快削性銅合金加工材、及び、快削性銅合金加工材の製造方法に関連している。
本願は、２０１６年８月１５日に、日本に出願された特願２０１６−１５９２３８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

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、厳しい環境下での耐食性、衝撃特性、高温強度に優れた快削性銅合金加工材、及び、快削性銅合金加工材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、耐応力腐食割れ性の両方を指す。

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加工材は、
冷間加工及び熱間加工のいずれか一方又は両方が施されてなる快削性銅合金加工材であって、
７５．０ｍａｓｓ％以上７８．５ｍａｓｓ％以下のＣｕと、２．９５ｍａｓｓ％以上３．５５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．０７ｍａｓｓ％以上０．２８ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１４ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２２ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％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、
７６．２≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−８．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦８０．３、
６１．５≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．３×［Ｓｉ］−０．７×［Ｓｎ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６３．３、
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、
２５≦（κ）≦６５、
０≦（γ）≦１．５、
０≦（β）≦０．２、
０≦（μ）≦２．０、
９７．０≦ｆ３＝（α）＋（κ）、
９９．４≦ｆ４＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
０≦ｆ５＝（γ）＋（μ）≦２．５、
２７≦ｆ６＝（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）≦７０、
の関係を有するとともに、
γ相の長辺の長さが３０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが２５μｍ以下であり、α相内にκ相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加工材は、本発明の第１の態様の快削性銅合金加工材において、さらに、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．３０ｍａｓｓ％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。

本発明の第３態様である快削性銅合金加工材は、
冷間加工及び熱間加工のいずれか一方又は両方が施されてなる快削性銅合金加工材であって、
７５．５ｍａｓｓ％以上７８．０ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１ｍａｓｓ％以上３．４ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．１０ｍａｓｓ％以上０．２７ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１３ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２４ｍａｓｓ％以上０．２４ｍａｓｓ％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、
７６．６≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−８．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦７９．６、
６１．７≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．３×［Ｓｉ］−０．７×［Ｓｎ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６３．２、
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）≦５６、
０≦（γ）≦０．８、
（β）＝０、
０≦（μ）≦１．０、
９８．０≦ｆ３＝（α）＋（κ）、
９９．６≦ｆ４＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
０≦ｆ５＝（γ）＋（μ）≦１．５、
３２≦ｆ６＝（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）≦６２、
の関係を有するとともに、
γ相の長辺の長さが３０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下であり、α相内にκ相が存在してい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加工材は、本発明の第３の態様の快削性銅合金加工材において、さらに、０．０２ｍａｓｓ％超え０．０７ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％超え０．０７ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％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。

本発明の第５の態様である快削性銅合金加工材は、本発明の第１〜４の態様のいずれかの快削性銅合金加工材において、κ相に含有されるＳｎの量が０．０８ｍａｓｓ％以上０．４５ｍａｓｓ％以下であり、κ相に含有されるＰの量が０．０７ｍａｓｓ％以上０．２４ｍａｓｓ％以下であ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加工材は、本発明の第１〜５の態様のいずれかの快削性銅合金加工材において、シャルピー衝撃試験値が１４Ｊ／ｃｍ^２超え５０Ｊ／ｃｍ^２未満、引張強さが５３０Ｎ／ｍｍ^２以上であり、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７の態様である快削性銅合金加工材は、本発明の第１〜６の態様のいずれかの快削性銅合金加工材において、水道用器具、工業用配管部材、液体と接触する器具、自動車用部品、又は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加工材の製造方法は、本発明の第１〜７の態様のいずれかの快削性銅合金加工材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、５１０℃以上５７５℃以下の温度で２０分から８時間保持するか、又は５７５℃から５１０℃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、４７０℃から３８０℃までの温度領域を２．５℃／分超え、５００℃／分未満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加工材の製造方法は、本発明の第１〜７の態様のいずれかの快削性銅合金加工材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、
前記熱間加工として熱間押出を行う場合、冷却過程において、４７０℃から３８０℃までの温度領域を２．５℃／分超え、５００℃／分未満の平均冷却速度で冷却し、
前記熱間加工として熱間鍛造を行う場合、冷却過程において、５７５℃から５１０℃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、４７０℃から３８０℃までの温度領域を２．５℃／分超え、５００℃／分未満の平均冷却速度で冷却することを特徴と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加工材の製造方法は、本発明の第１〜７の態様のいずれかの快削性銅合金加工材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、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、厳しい環境下での耐食性、衝撃特性、延性、耐摩耗性、常温の強度、高温強度に優れた快削性銅合金加工材、及び、快削性銅合金加工材の製造方法を提供することができる。

Claims (11)

1. ７５．０ｍａｓｓ％以上７８．５ｍａｓｓ％以下のＣｕと、２．９５ｍａｓｓ％以上３．５５ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．０７ｍａｓｓ％以上０．２８ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１４ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２２ｍａｓｓ％以上０．２５ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
   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、
   ７６．２≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−８．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦８０．３、
   ６１．５≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．３×［Ｓｉ］−０．７×［Ｓｎ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６３．３、
   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、
   ２５≦（κ）≦６５、
   ０≦（γ）≦１．５、
   ０≦（β）≦０．２、
   ０≦（μ）≦２．０、
   ９７．０≦ｆ３＝（α）＋（κ）、
   ９９．４≦ｆ４＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
   ０≦ｆ５＝（γ）＋（μ）≦２．５、
   ２７≦ｆ６＝（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）≦７０、
   の関係を有するとともに、
   γ相の長辺の長さが４０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが２５μｍ以下であり、α相内にκ相が存在していることを特徴とする快削性銅合金。
2. さらに、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．０８ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．３０ｍａｓｓ％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. ７５．５ｍａｓｓ％以上７８．０ｍａｓｓ％以下のＣｕと、３．１ｍａｓｓ％以上３．４ｍａｓｓ％以下のＳｉと、０．１０ｍａｓｓ％以上０．２７ｍａｓｓ％以下のＳｎと、０．０６ｍａｓｓ％以上０．１３ｍａｓｓ％以下のＰと、０．０２４ｍａｓｓ％以上０．２４ｍａｓｓ％以下のＰｂと、を含み、残部がＺｎ及び不可避不純物からなり、
   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、
   ７６．６≦ｆ１＝［Ｃｕ］＋０．８×［Ｓｉ］−８．５×［Ｓｎ］＋［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦７９．６、
   ６１．７≦ｆ２＝［Ｃｕ］−４．３×［Ｓｉ］−０．７×［Ｓｎ］−［Ｐ］＋０．５×［Ｐｂ］≦６３．２、
   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）≦５６、
   ０≦（γ）≦０．８、
   （β）＝０、
   ０≦（μ）≦１．０、
   ９８．０≦ｆ３＝（α）＋（κ）、
   ９９．６≦ｆ４＝（α）＋（κ）＋（γ）＋（μ）、
   ０≦ｆ５＝（γ）＋（μ）≦１．５、
   ３２≦ｆ６＝（κ）＋６×（γ）^１／２＋０．５×（μ）≦６２、
   の関係を有するとともに、
   γ相の長辺の長さが３０μｍ以下であり、μ相の長辺の長さが１５μｍ以下であり、α相内にκ相が存在していることを特徴とする快削性銅合金。
4. さらに、０．０２ｍａｓｓ％超え０．０７ｍａｓｓ％以下のＳｂ、０．０２ｍａｓｓ％超え０．０７ｍａｓｓ％以下のＡｓ、０．０２ｍａｓｓ％以上０．２０ｍａｓｓ％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３に記載の快削性銅合金。
5. 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. κ相に含有されるＳｎの量が０．０８ｍａｓｓ％以上０．４５ｍａｓｓ％以下であり、κ相に含有されるＰの量が０．０７ｍａｓｓ％以上０．２４ｍａｓｓ％以下であることを特徴とする請求項１から請求項５のいずれか一項に記載の快削性銅合金。
7. シャルピー衝撃試験値が１４Ｊ／ｃｍ^２超え５０Ｊ／ｃｍ^２未満、引張強さが５３０Ｎ／ｍｍ^２以上であり、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. 水道用器具、工業用配管部材、液体と接触する器具、自動車用部品、又は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７のいずれか一項に記載の快削性銅合金。
9. 請求項１から請求項８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、５１０℃以上５７５℃以下の温度で２０分から８時間保持するか、又は５７５℃から５１０℃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、４７０℃から３８０℃までの温度領域を２．５℃／分超え、５００℃／分未満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８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、
    前記熱間加工として熱間押出を行う場合、冷却過程において、４７０℃から３８０℃までの温度領域を２．５℃／分超え、５００℃／分未満の平均冷却速度で冷却し、
    前記熱間加工として熱間鍛造を行う場合、冷却過程において、５７５℃から５１０℃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、４７０℃から３８０℃までの温度領域を２．５℃／分超え、５００℃／分未満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８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。