TW202102692A - 快削性銅合金鑄件及快削性銅合金鑄件之製造方法 - Google Patents
快削性銅合金鑄件及快削性銅合金鑄件之製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- TW202102692A TW202102692A TW109105097A TW109105097A TW202102692A TW 202102692 A TW202102692 A TW 202102692A TW 109105097 A TW109105097 A TW 109105097A TW 109105097 A TW109105097 A TW 109105097A TW 202102692 A TW202102692 A TW 202102692A
- Authority
- TW
- Taiwan
- Prior art keywords
- phase
- mass
- less
- machinability
- alloy
- Prior art date
Links
- 238000005266 casting Methods 0.000 title claims abstract description 186
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 title claims description 228
- 229910000881 Cu alloy Inorganic materials 0.000 title claims description 131
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 31
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 claims abstract description 116
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims abstract description 91
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 58
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims abstract description 58
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 44
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 40
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 claims abstract description 38
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 37
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims abstract description 36
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 30
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 29
- 239000000470 constituent Substances 0.000 claims abstract description 15
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 80
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 69
- 229910052745 lead Inorganic materials 0.000 claims description 45
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 44
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 33
- 229910052797 bismuth Inorganic materials 0.000 claims description 24
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 23
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 14
- 238000009863 impact test Methods 0.000 claims description 10
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims description 10
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims description 10
- 238000007710 freezing Methods 0.000 claims description 6
- 230000008014 freezing Effects 0.000 claims description 6
- 235000013361 beverage Nutrition 0.000 claims description 5
- 238000010276 construction Methods 0.000 claims description 3
- 150000001879 copper Chemical class 0.000 abstract 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 154
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 152
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 89
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 60
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 53
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 52
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 51
- 229910001369 Brass Inorganic materials 0.000 description 49
- 239000010951 brass Substances 0.000 description 49
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 42
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 42
- 230000014509 gene expression Effects 0.000 description 36
- 230000008520 organization Effects 0.000 description 33
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 28
- 239000000463 material Substances 0.000 description 28
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 28
- 229910000676 Si alloy Inorganic materials 0.000 description 25
- 230000002093 peripheral effect Effects 0.000 description 20
- 238000005553 drilling Methods 0.000 description 18
- 229910017518 Cu Zn Inorganic materials 0.000 description 17
- 230000008859 change Effects 0.000 description 15
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 15
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 15
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 15
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 15
- 229910017752 Cu-Zn Inorganic materials 0.000 description 12
- 229910017943 Cu—Zn Inorganic materials 0.000 description 12
- 229910000978 Pb alloy Inorganic materials 0.000 description 12
- TVZPLCNGKSPOJA-UHFFFAOYSA-N copper zinc Chemical compound [Cu].[Zn] TVZPLCNGKSPOJA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 12
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 10
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 9
- 229910001096 P alloy Inorganic materials 0.000 description 8
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 8
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 8
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 8
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 7
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 7
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 7
- 229910000730 Beta brass Inorganic materials 0.000 description 6
- 230000033228 biological regulation Effects 0.000 description 6
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 6
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 6
- 238000011160 research Methods 0.000 description 6
- 239000004576 sand Substances 0.000 description 6
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 5
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 5
- 230000008878 coupling Effects 0.000 description 5
- 238000010168 coupling process Methods 0.000 description 5
- 238000005859 coupling reaction Methods 0.000 description 5
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 5
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 5
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 5
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 5
- 229910000979 O alloy Inorganic materials 0.000 description 4
- -1 P-Si Chemical class 0.000 description 4
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000003651 drinking water Substances 0.000 description 4
- 235000020188 drinking water Nutrition 0.000 description 4
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 4
- 238000001192 hot extrusion Methods 0.000 description 4
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 4
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 4
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 4
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 4
- 239000000047 product Substances 0.000 description 4
- 229910052714 tellurium Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910001015 Alpha brass Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910001152 Bi alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910006776 Si—Zn Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052785 arsenic Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910002056 binary alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 3
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 3
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 3
- 229910052738 indium Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000008235 industrial water Substances 0.000 description 3
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 3
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 3
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 3
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 3
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 3
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 3
- 229910052711 selenium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052709 silver Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 3
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- QGZKDVFQNNGYKY-UHFFFAOYSA-N Ammonia Chemical compound N QGZKDVFQNNGYKY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910000906 Bronze Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910017082 Fe-Si Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910017133 Fe—Si Inorganic materials 0.000 description 2
- MHAJPDPJQMAIIY-UHFFFAOYSA-N Hydrogen peroxide Chemical compound OO MHAJPDPJQMAIIY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910001128 Sn alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052771 Terbium Inorganic materials 0.000 description 2
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910007565 Zn—Cu Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910007610 Zn—Sn Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000001133 acceleration Effects 0.000 description 2
- 230000009471 action Effects 0.000 description 2
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 2
- 239000007864 aqueous solution Substances 0.000 description 2
- 239000010974 bronze Substances 0.000 description 2
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 2
- KUNSUQLRTQLHQQ-UHFFFAOYSA-N copper tin Chemical compound [Cu].[Sn] KUNSUQLRTQLHQQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 2
- 238000004453 electron probe microanalysis Methods 0.000 description 2
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 2
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 2
- 238000004321 preservation Methods 0.000 description 2
- 238000004445 quantitative analysis Methods 0.000 description 2
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 2
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- 238000009966 trimming Methods 0.000 description 2
- 239000002351 wastewater Substances 0.000 description 2
- VHUUQVKOLVNVRT-UHFFFAOYSA-N Ammonium hydroxide Chemical compound [NH4+].[OH-] VHUUQVKOLVNVRT-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910020711 Co—Si Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910019819 Cr—Si Chemical class 0.000 description 1
- 229910052692 Dysprosium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052691 Erbium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052693 Europium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000640 Fe alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052688 Gadolinium Inorganic materials 0.000 description 1
- 241000048246 Gallicrex cinerea Species 0.000 description 1
- 229910000997 High-speed steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052689 Holmium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052765 Lutetium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910018643 Mn—Si Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052779 Neodymium Inorganic materials 0.000 description 1
- GRYLNZFGIOXLOG-UHFFFAOYSA-N Nitric acid Chemical compound O[N+]([O-])=O GRYLNZFGIOXLOG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052777 Praseodymium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052772 Samarium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001370 Se alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910020830 Sn-Bi Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910018728 Sn—Bi Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052775 Thulium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001297 Zn alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910007563 Zn—Bi Inorganic materials 0.000 description 1
- RZJQYRCNDBMIAG-UHFFFAOYSA-N [Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Zn].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn] Chemical class [Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Cu].[Zn].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Ag].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn].[Sn] RZJQYRCNDBMIAG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 1
- 229910021529 ammonia Inorganic materials 0.000 description 1
- 235000011114 ammonium hydroxide Nutrition 0.000 description 1
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- 238000009529 body temperature measurement Methods 0.000 description 1
- 238000012790 confirmation Methods 0.000 description 1
- 230000002596 correlated effect Effects 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 230000000593 degrading effect Effects 0.000 description 1
- 238000001514 detection method Methods 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 238000004512 die casting Methods 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 230000035622 drinking Effects 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 description 1
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 1
- 230000004927 fusion Effects 0.000 description 1
- PCHJSUWPFVWCPO-UHFFFAOYSA-N gold Chemical compound [Au] PCHJSUWPFVWCPO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052737 gold Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010931 gold Substances 0.000 description 1
- 150000002431 hydrogen Chemical class 0.000 description 1
- QOSATHPSBFQAML-UHFFFAOYSA-N hydrogen peroxide;hydrate Chemical compound O.OO QOSATHPSBFQAML-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000003703 image analysis method Methods 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 239000012770 industrial material Substances 0.000 description 1
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 description 1
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 229910017604 nitric acid Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910021652 non-ferrous alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000001151 other effect Effects 0.000 description 1
- 230000000149 penetrating effect Effects 0.000 description 1
- 239000011148 porous material Substances 0.000 description 1
- 238000004451 qualitative analysis Methods 0.000 description 1
- 239000012925 reference material Substances 0.000 description 1
- 229910052706 scandium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 230000002195 synergetic effect Effects 0.000 description 1
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
- 230000000007 visual effect Effects 0.000 description 1
- 239000002699 waste material Substances 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C9/00—Alloys based on copper
- C22C9/04—Alloys based on copper with zinc as the next major constituent
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D21/00—Casting non-ferrous metals or metallic compounds so far as their metallurgical properties are of importance for the casting procedure; Selection of compositions therefor
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C9/00—Alloys based on copper
- C22C9/10—Alloys based on copper with silicon as the next major constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P70/00—Climate change mitigation technologies in the production process for final industrial or consumer products
- Y02P70/10—Greenhouse gas [GHG] capture, material saving, heat recovery or other energy efficient measures, e.g. motor control, characterised by manufacturing processes, e.g. for rolling metal or metal working
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Conductive Materials (AREA)
- Shearing Machines (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
Abstract
本發明提供一種快削性銅合金鑄件及快削性銅合金鑄件之製造方法，該銅合金鑄件含有Cu：大於58.5%且小於65.0%、Si：大於0.40%且小於1.40%、Pb：大於0.002%且小於0.25%、P：大於0.003%且小於0.19%、作為任意元素的Bi：0.001%～0.100%，剩餘部分包括Zn及不可避免之雜質，Fe、Mn、Co、Cr的合計量小於0.45mass%，Sn、Al的合計量小於0.45mass%，具有56.0≤f1=[Cu]-5×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.5的關係，當含有Bi之情況下，還具有0.003＜f0=[Pb]+[Bi]＜0.25的關係，金相組織的構成相具有20≤（α）≤80、18≤（β）≤80、0≤（γ）＜5、20×（γ）/（β）＜4、18≤（γ）1/2
×3+（β）×（-0.5×[Si]2
+1.5×[Si]）≤82、33≤（γ）1/2
×3+（β）×（-0.5×[Si]2
+1.5×[Si]）+（[Pb]+[Bi]）1/2
×38+（[P]）1/2
×15的關係，在β相內存在含有P之化合物。
Description
本發明係有關一種切削性、鑄造性優異、強度高且大幅減少鉛的含量之快削性銅合金鑄件及快削性銅合金鑄件之製造方法。本發明與機械零件、滑動零件、計器零件、精密機械零件、醫療用零件、汽車零件、電氣/電子設備零件、壓力容器、建築用金屬零件、日用品、玩具、飲料用器具/零件、排水用器具/零件、工業用配管零件及飲用水、工業用水、廢水、氫等液體或氣體之零件中所使用之快削性銅合金鑄件及快削性銅合金鑄件之製造方法有關。作為具體的零件名稱，可舉出閥門、聯結器、閥桿、水龍頭金屬零件、消防栓、放水旋塞、齒輪、凸緣、軸承、套筒、感測器等，本發明與實施該等切削之零件中所使用之快削性銅合金鑄件及快削性銅合金鑄件之製造方法有關。
本申請主張基於2019年6月25日在日本申請之日本專利申請2019-116914號、2019年7月12日在日本申請之日本專利申請2019-130143號、2019年7月31日在日本申請之日本專利申請2019-141096號、2019年9月9日在日本申請之日本專利申請2019-163773號及2019年12月23日申請之國際申請PCT/JP2019/050255之優先權，將其內容援用於此。
從以往，作為與汽車零件、電氣/家電/電子設備零件、機械零件、文具、精密機械零件、醫療用零件及飲用水、工業用水、廢水、氫等液體或氣體有關之器具/零件、具體的零件名稱，在閥門、聯結器、水龍頭金屬零件、感測器、螺帽、螺釘等零件中通常可使用具有優異之切削性之Cu-Zn-Pb合金（所謂之快削黄銅棒、鍛造用黄銅、鑄件用黄銅）或者Cu-Sn-Zn-Pb合金（所謂之青銅鑄件：砲銅）。
Cu-Zn-Pb合金含有56～65mass%的Cu及1～4mass%的Pb，剩餘部分為Zn。Cu-Sn-Zn-Pb合金含有80～88mass%的Cu、2～8mass%的Sn及1～8mass%的Pb，剩餘部分為Zn。
然而，近年來Pb對人體和環境的影響令人擔憂，各國對Pb的限制運動越發活躍。例如，在美國加利福尼亞州自2010年1月起關於將飲用水器具等中含有之Pb含量限為0.25mass%以下之法規已生效。該法規在除美國以外的國家亦快速推行，要求開發出應對Pb含量的法規之銅合金材料。
又，在其他產業領域、汽車、電氣/電子設備、機械等產業領域中，例如在歐洲的ELV法規、RoHS法規中雖然快削性銅合金的Pb含量例外地被允許至4mass%，但與飲用水領域相同地，亦正在積極討論包括廢除例外情況在內之Pb含量的法規強化。
在該等快削性銅合金的Pb管制強化的趨勢中，提出了（1）具有切削性（切削性能、切削性功能）之Bi代替Pb，根據情況與Bi一同含有Se之Cu-Zn-Bi合金、Cu-Zn-Bi-Se合金、（2）含有高濃度的Zn，實現增加β相而提高切削性之Cu-Zn合金或者（3）含有大量具有切削性之γ相、κ相來代替Pb之Cu-Zn-Si合金、Cu-Zn-Sn合金、進而（4）大量含有γ相並且含有Bi之Cu-Zn-Sn-Bi合金等。
例如，在專利文獻1及專利文獻15中，Cu-Zn合金中添加約1.0～2.5mass%的Sn及約1.5～2.0mass%的Bi，析出γ相，藉此實現了耐蝕性與切削性的改善。
然而，關於代替Pb而含有Bi之合金，存在包括Bi的切削性差於Pb、Bi與Pb相同地有對人體有害之慮、因Bi為稀有金屬而存在資源上的問題、Bi存在使銅合金材料變脆的問題等許多問題。
又，如專利文獻1所示，即使在Cu-Zn-Sn合金中析出γ相，含有Sn之γ相亦需要一併添加具有切削性之Bi，如此切削性差。
又，含有大量β相之Cu-Zn的二元合金中，β相有助於改善切削性，但與Pb相比β相的切削性差，因此無論如何亦無法代替含Pb的快削性銅合金。
因此，作為快削性銅合金，例如專利文獻2～10中提出了代替Pb而含有Si之Cu-Zn-Si合金。
在專利文獻2、3中，主要具有Cu濃度為69～79mass%、Si濃度為2～4mass%且由Cu、Si濃度高之合金形成之γ相的優異之切削性，依據情況具有κ相的優異之切削性，藉此在不含有Pb之情況下或在含有少量的Pb之情況下實現了優異之切削性。藉由含有0.3mass%以上的量的Sn、0.1mass%以上的量的Al，進一步增加、促進具有切削性之γ相的形成，改善切削性。又，藉由形成大量的γ相，提高了耐蝕性。
又，在專利文獻4中，藉由含有0.02mass%以下的極少量的Pb且主要考慮Pb含量而簡單地規定γ相、κ相的總計含有面積，獲得了優異之快削性。
再者，專利文獻5、6中，提出有Cu-Zn-Si合金的鑄件產品，為了實現鑄件的晶粒的細微化，含有極微量的P及Zr，P/Zr的比例等很重要。
專利文獻7中提出了在Cu-Zn-Si合金中含有Fe之銅合金。
專利文獻8中提出了在Cu-Zn-Si合金中含有Sn、Fe、Co、Ni、Mn之銅合金。
專利文獻9中提出了在Cu-Zn-Si合金中具有含有κ相之α相基地且限制β相、γ相及μ相的面積率之銅合金。
專利文獻10中提出了在Cu-Zn-Si合金中規定γ相的長邊的長度、μ相的長邊的長度之銅合金。
專利文獻11中提出了在Cu-Zn-Si合金中添加Sn及Al而得之銅合金。
專利文獻12中提出了藉由在Cu-Zn-Si合金中使γ相以粒狀分佈於α相及β相的相界之間而提高切削性之銅合金。
專利文獻13中提出了藉由在Cu-Zn合金中含有Si而分散β相而提高冷加工性。
專利文獻14中提出了在Cu-Zn合金中添加Sn、Pb、Si而得之銅合金。
專利文獻15中提出了藉由含有Sn而提高耐蝕性之Cu-Zn合金。
在此，如專利文獻13 和非專利文獻1中記載般，已知在上述Cu-Zn-Si合金中，即使將組成限制為Cu濃度為60mass%以上、Zn濃度為40mass%以下、Si濃度為10mass%以下，除基地α相以外，亦存在β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相這10種金屬相，依據情況亦存在包括α’、β’、γ’之13種金屬相。此外，依據經驗眾所周知的是，若增加添加元素，則金相組織變得更加複雜，有可能會出現新的相和金屬間化合物，又，所存在之金屬相的構成會在由平衡狀態圖獲得之合金與實際生產之合金之間產生較大偏差。此外，眾所周知該等相的組成亦依銅合金的Cu、Zn、Si等的濃度和加工熱歷程（thermal history）而發生變化。
在含有Pb之Cu-Zn-Pb合金中，Cu濃度為約60mass%，相對於此，在該等專利文獻2～10中記載之Cu-Zn-Si合金中，Cu濃度皆為69mass%以上，從經濟性的觀點考慮，亦期望減少昂貴之Cu的濃度。
在專利文獻11中，為了在不進行熱處理的情況下獲得優異之耐蝕性，需要在Cu-Zn-Si合金中含有Sn及Al，並且為了實現優異之切削性，需要大量Pb或Bi。
在專利文獻12中，記載了如下實施例：Cu濃度為約65mass%以上，係鑄造性、機械強度良好之不含Pb之銅合金鑄件，切削性藉由γ相獲得改善，大量含有Sn、Mn、Ni、Sb、B。
又，以往的添加有Pb之快削性銅合金中，要求至少能夠在1晝夜間不發生切削故障進而在1晝夜間不更換切削工具或不進行刃具的拋光等調整之情況下進行外周切削或鑽頭鑽孔加工等切削加工。儘管還取決於切削的難易度，但在大幅減少Pb的含量之合金中，亦要求同等的切削性。
在此，在專利文獻7中，Cu-Zn-Si合金中含有Fe，但Fe和Si形成比γ相硬而脆之Fe-Si的金屬間化合物。該金屬間化合物存在如下問題：在進行切削加工時縮短切削工具的壽命，在進行拋光時形成硬點而產生外觀上的不良情況。又，Fe與添加元素亦即Si鍵結，Si作為金屬間化合物而被消耗，因此降低合金的性能。
又，在專利文獻8中，在Cu-Zn-Si合金中添加了Sn和Fe、Mn，但Fe和Mn皆與Si化合而生成硬而脆之金屬間化合物。因此，與專利文獻7相同地在進行切削和拋光時產生問題。
[先前技術文獻]
[專利文獻]
[專利文獻1]國際公開第2008/081947號
[專利文獻2]日本特開2000-119775號公報
[專利文獻3]日本特開2000-119774號公報
[專利文獻4]國際公開第2007/034571號
[專利文獻5]國際公開第2006/016442號
[專利文獻6]國際公開第2006/016624號
[專利文獻7]日本特表2016-511792號公報
[專利文獻8]日本特開2004-263301號公報
[專利文獻9]日本特開2013-104071號公報
[專利文獻10]國際公開第2019/035225號
[專利文獻11]日本特開2018-048397號公報
[專利文獻12]日本特表2019-508584號公報
[專利文獻13]美國專利第4,055,445號說明書
[專利文獻14]日本特開2016-194123號公報
[專利文獻15]國際公開第2005/093108號
[非專利文獻]
[非專利文獻1]美馬源次郎、長谷川正治：銅及黃銅技術研究期刊，2（1963），P.62～77
本發明係為了解決該以往技術的問題而完成者，其課題在於提供一種切削性、鑄造性優異、強度高及韌性優異、大幅減少鉛的含量之快削性銅合金鑄件及快削性銅合金鑄件之製造方法。
再者，本說明書中，鑽頭切削係指由鑽頭進行之鑽孔切削加工。若無其他說明，則良好且優異之切削性係指，在進行使用車床之外周切削或鑽頭鑽孔加工時切削阻力低且切屑的分割性良好或優異。冷卻速度係指，一定溫度範圍內的平均冷卻速度。傳導性係指電傳導性、熱傳導性。又，β相中包括β’相，γ相中包括γ’相，α相中包括α’相。含有Bi之粒子係指，Bi粒子及含有Bi與Pb這兩者之粒子（Bi與Pb的合金的粒子），有時簡稱為Bi粒子。有時將銅合金鑄件簡稱為合金。1晝夜表示1天。含有P之化合物為含有P和至少Si及Zn中的任一者或兩者之化合物，依據情況，進一步含有Cu之化合物或進一步含有不可避免之雜質亦即Fe、Mn、Cr、Co等之化合物。含有P之化合物例如係P-Si、P-Si-Zn、P-Zn、P-Zn-Cu等化合物。含有P之化合物亦稱為含有P和Si、Zn之化合物。
為了解決上述課題而實現前述目的，本發明人進行深入探討之結果，得出如下見解。
在上述專利文獻4、6中，在Cu-Zn-Si合金中，β相幾乎無助於銅合金的切削性，反而會阻礙銅合金的切削性。在專利文獻2、3中，在存在β相之情況下，藉由熱處理將β相改變成γ相。在專利文獻9、10中，亦大幅限制了β相的量。
首先，本發明人在Cu-Zn-Si合金中針對在以往的技術中被視為對切削性無效之β相進行深入研究而查明了對切削性具有較大效果之β相的組成。
然而，即使為含有對切削性具有較大效果之Si之β相，在切屑的分割性和切削阻力方面，與含有3mass%的Pb之快削黃銅相比，切削性的差亦依然較大。
因此，為了解決該課題，已知有進一步改善金相組織面的機構。首先，為了提高β相本身的切削性（切削性能、切削性功能），在Cu-Zn-Si合金鑄件中添加P將P固熔於β相中，並且在β相析出約0.3～3μm的大小的含有P之化合物（例如P-Si、P-Zn、P-Si-Zn、P-Zn-Cu等）。該結果，更進一步提高了β相的切削性。
然而，提高了切削性之β相的延展性或韌性不良。為了不損害β相的切削性而實現延展性的改善，控制適當量的β相與α相。另一方面，α相的切削性不良。為了補償α相的缺點並且具有優異之切削性，基於進一步提高了切削性之適當量的β相的存在下，藉由含有非常少量的Pb，能夠實現提高切屑的分割性並且降低切削阻力。而且，藉由選擇性地成功組合以下2個改善機構，完成了發明對與添加了大量的Pb之銅合金鑄件相當之具有快削性能之本發明的銅合金鑄件。
（1）含有非常少量的切削性的改善效果比Pb稍差之Bi來代替Pb，而提高α相本身的切削性。
（2）含有少量的γ相而提高切削性。
作為本發明的第1態樣之快削性銅合金鑄件，其特徵為，前述快削性銅合金鑄件含有大於58.5mass%且小於65.0mass%的Cu、大於0.40mass%且小於1.40mass%的Si、大於0.002mass%且小於0.25mass%的Pb及大於0.003mass%且小於0.19mass%的P，作為任意元素，含有0.001mass%以上且0.100mass%以下的Bi，剩餘部分包括Zn及不可避免之雜質，
前述不可避免之雜質中，Fe、Mn、Co及Cr的合計量小於0.45mass%，並且Sn、Al的合計量小於0.45mass%，
將Cu的含量設為[Cu]mass%，將Si的含量設為[Si]mass%，將Pb的含量設為[Pb]mass%，將Bi的含量設為[Bi]mass%，將P的含量設為[P]mass%之情況下，
具有56.0≤f1=[Cu]-5×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.5的關係，不含有Bi之情況下，f1中的[Bi]為0，
含有Bi之情況下，還具有0.003＜f0=[Pb]+[Bi]＜0.25的關係，
在除了非金屬夾雜物以外之金相組織的構成相中，將α相的面積率設為（α）%，將γ相的面積率設為（γ）%，將β相的面積率設為（β）%之情況下，具有：
20≤（α）≤80；
18≤（β）≤80；
0≤（γ）＜5；
20×（γ）/（β）＜4；
18≤（γ）1/2
×3+（β）×（-0.5×[Si]2
+1.5×[Si]）≤82；
33≤（γ）1/2
×3+（β）×（-0.5×[Si]2
+1.5×[Si]）+（[Pb]+[Bi]）1/2
×38+（[P]）1/2
×15的關係，不含有Bi之情況下，式中的[Bi]為0，
在前述β相內存在含有P之化合物。
作為本發明的第2態樣之快削性銅合金鑄件，其特徵為，前述快削性銅合金鑄件含有大於59.0mass%且小於65.0mass%的Cu、大於0.50mass%且小於1.35mass%的Si、大於0.010mass%且小於0.20mass%的Pb及大於0.010mass%且小於0.15mass%的P，作為任意元素，含有0.001mass%以上且0.100mass%以下的Bi，剩餘部分包括Zn及不可避免之雜質，
前述不可避免之雜質中，Fe、Mn、Co及Cr的合計量小於0.40mass%，並且Sn、Al的合計量小於0.40mass%，
將Cu的含量設為[Cu]mass%，將Si的含量設為[Si]mass%，將Pb的含量設為[Pb]mass%，將Bi的含量設為[Bi]mass%，將P的含量設為[P]mass%之情況下，
具有56.3≤f1=[Cu]-5×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.2的關係，不含有Bi之情況下，f1中的[Bi]為0，
含有Bi之情況下，還具有0.020≤f0=[Pb]+[Bi]＜0.20的關係，
在除了非金屬夾雜物以外之金相組織的構成相中，將α相的面積率設為（α）%，將γ相的面積率設為（γ）%，將β相的面積率設為（β）%之情況下，具有：
25≤（α）≤75；
25≤（β）≤75；
0≤（γ）＜3；
20×（γ）/（β）＜2；
25≤（γ）1/2
×3+（β）×（-0.5×[Si]2
+1.5×[Si]）≤76；
40≤（γ）1/2
×3+（β）×（-0.5×[Si]2
+1.5×[Si]）+（[Pb]+[Bi]）1/2
×38+（[P]）1/2
×15的關係，不含有Bi之情況下，式中的[Bi]為0，
在前述β相內存在含有P之化合物。
作為本發明的第3態樣之快削性銅合金鑄件，其特徵為，前述快削性銅合金鑄件含有大於59.5mass%且小於64.5mass%的Cu；大於0.60mass%且小於1.30mass%的Si、大於0.010mass%且小於0.15mass%的Pb、大於0.020mass%且小於0.14mass%的P及大於0.020mass%且0.100mass%以下的Bi，剩餘部分包括Zn及不可避免之雜質，
前述不可避免之雜質中，Fe、Mn、Co及Cr的合計量小於0.35mass%，並且Sn、Al的合計量小於0.35mass%，
將Cu的含量設為[Cu]mass%，將Si的含量設為[Si]mass%，將Pb的含量設為[Pb]mass%，將Bi的含量設為[Bi]mass%，將P的含量設為[P]mass%之情況下，具有：
0.040≤f0=[Pb]+[Bi]＜0.18
56.5≤f1=[Cu]-5×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.0的關係，並且
在除了非金屬夾雜物以外之金相組織的構成相中，將α相的面積率設為（α）%，將γ相的面積率設為（γ）%，將β相的面積率設為（β）%之情況下，具有：
30≤（α）≤70；
30≤（β）≤70；
0≤（γ）＜2；
20×（γ）/（β）＜1；
30≤（γ）1/2
×3+（β）×（-0.5×[Si]2
+1.5×[Si]）≤70；
45≤（γ）1/2
×3+（β）×（-0.5×[Si]2
+1.5×[Si]）+（[Pb]+[Bi]）1/2
×38+（[P]）1/2
×15的關係，並且
在前述β相內存在含有P之化合物，並且在α相內存在含有Bi之粒子。
作為本發明的第4態樣之快削性銅合金鑄件，其特徵為，本發明的第1～3態樣的快削性銅合金鑄件中，凝固溫度範圍為25℃以下。
作為本發明的第5態樣之快削性銅合金鑄件，其特徵為，本發明的第1～4態樣的快削性銅合金鑄件中，維氏硬度為105Hv以上，並且進行U凹口衝擊試驗時的衝擊值為25J/cm2
以上。
作為本發明的第6態樣之快削性銅合金鑄件，其特徵為，本發明的第1～5態樣的快削性銅合金鑄件中，其用於機械零件、汽車零件、電氣/電子設備零件、玩具、滑動零件、壓力容器、計器零件、精密機械零件、醫療用零件、建築用金屬零件、水龍頭金屬零件、飲料用器具/零件、排水用器具/零件、工業用配管零件。
作為本發明的第7態樣之快削性銅合金鑄件之製造方法為本發明的第1～6態樣的快削性銅合金鑄件之製造方法，其特徵為，包括熔解、鑄造步驟，前述鑄造之後的冷卻過程中，將530℃至450℃為止的溫度區域中的平均冷卻速度設為0.1℃/分鐘以上且55℃/分鐘以下的範圍內。
[發明效果]
依據本發明的一態樣，能夠提供一種切削性、鑄造性優異、強度高及韌性優異、大幅減少鉛的含量之快削性銅合金鑄件及快削性銅合金鑄件之製造方法。
以下，對本發明的實施形態之快削性銅合金鑄件及快削性銅合金鑄件之製造方法進行說明。
作為本實施形態之快削性銅合金鑄件係閥門、聯結器、給排水構件、壓力容器等可用於機械零件、汽車零件、電氣/家電/電子零件及與飲料用水、工業用水、氫等液體或氣體接觸之器具/零件者。
在此，在本說明書中，如[Zn]般帶有括弧之元素記號設為表示該元素的含量（mass%）者。
又，本實施形態中，利用該含量的表示方法如下規定組成關係式f0、f1。
含有Bi之情況下，組成關係式f0=[Pb]+[Bi]
組成關係式f1=[Cu]-5×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]
不含有Bi之情況下，f1中的[Bi]為0，f1成為f1=[Cu]-5×[Si]+0.5×[Pb]-0.5×[P]。
此外，在本實施形態中，在除了非金屬夾雜物以外的金相組織的構成相中，設為用（α）%表示α相的面積率、用（β）%表示β相的面積率、用（γ）%表示γ相的面積率。各相的面積率亦稱為各相的量、各相的比例、各相所佔之比例。而且，在本實施形態中，如以下規定複數個組織關係式及組織/組織關係式。
組織關係式f2=（α）
組織關係式f3=（β）
組織關係式f4=（γ）
組織關係式f5=20×（γ）/（β）
組織關係式f6=（γ）1/2
×3+（β）×（-0.5×[Si]2
+1.5×[Si]）
組織/組成關係式f6A=（γ）1/2
×3+（β）×（-0.5×[Si]2
+1.5×[Si]）+（[Pb]+[Bi]）1/2
×38+（[P]）1/2
×15
不含有Bi之情況下，f6A中的[Bi]為0，f6A成為f6A=（γ）1/2
×3+（β）×（-0.5×[Si]2
+1.5×[Si]）+（[Pb]）1/2
×38+（[P]）1/2
×15。
本發明的第1實施形態之快削性銅合金鑄件含有大於58.5mass%且小於65.0mass%的Cu、大於0.40mass%且小於1.40mass%的Si、大於0.002mass%且小於0.25mass%的Pb及大於0.003mass%且小於0.19mass%的P，作為任意元素，含有0.001mass%以上且0.100mass%以下的Bi，剩餘部分包括Zn及不可避免之雜質，前述不可避免之雜質中，Fe、Mn、Co及Cr的合計量小於0.45mass%，並且Sn、Al的合計量小於0.45mass%，當含有Bi之情況下，設為上述組成關係式f0在0.003＜f0＜0.25的範圍內、組成關係式f1在56.0≤f1≤59.5的範圍內、組織關係式f2在20≤f2≤80的範圍內、組織關係式f3在18≤f3≤80的範圍內、組織關係式f4在0≤f4＜5的範圍內、組織關係式f5在f5＜4的範圍內、組織關係式f6在18≤f6≤82的範圍內、組織/組成關係式f6A在33≤f6A的範圍內，在β相內存在含有P之化合物。
本發明的第2實施形態之快削性銅合金鑄件含有大於59.0mass%且小於65.0mass%的Cu、大於0.50mass%且小於1.35mass%的Si、大於0.010mass%且小於0.20mass%的Pb及大於0.010mass%且小於0.15mass%的P，作為任意元素，含有0.001mass%以上且0.100mass%以下的Bi，剩餘部分包括Zn及不可避免之雜質，前述不可避免之雜質中，Fe、Mn、Co及Cr的合計量小於0.40mass%，並且Sn、Al的合計量小於0.40mass%，當含有Bi之情況下，設為上述組成關係式f0在0.020≤f0＜0.20的範圍內、組成關係式f1在56.3≤f1≤59.2的範圍內、組織關係式f2在25≤f2≤75的範圍內、組織關係式f3在25≤f3≤75的範圍內、組織關係式f4在0≤f4＜3的範圍內、組織關係式f5在f5＜2的範圍內、組織關係式f6在25≤f6≤76的範圍內、組織/組成關係式f6A在40≤f6A的範圍內，在β相內存在含有P之化合物。
本發明的第3實施形態之快削性銅合金鑄件含有大於59.5mass%且小於64.5mass%的Cu、大於0.60mass%且小於1.30mass%的Si、大於0.010mass%且小於0.15mass%的Pb、大於0.020mass%且小於0.14mass%的P及大於0.020mass%且0.100mass%以下的Bi，剩餘部分包括Zn及不可避免之雜質，前述不可避免之雜質中，Fe、Mn、Co及Cr的合計量小於0.35mass%，並且Sn、Al的合計量小於0.35mass%，設為上述組成關係式f0在0.040≤f0＜0.18的範圍內、組成關係式f1在56.5≤f1≤59.0的範圍內、組織關係式f2在30≤f2≤70的範圍內、組織關係式f3在30≤f3≤70的範圍內、組織關係式f4在0≤f4＜2的範圍內、組織關係式f5在f5＜1的範圍內、組織關係式f6在30≤f6≤70的範圍內、組織/組成關係式f6A在45≤f6A的範圍內，在β相內存在含有P之化合物，並且在α相內存在含有Bi之粒子。
在此，作為本發明的第1～3實施形態之快削性銅合金鑄件中，凝固溫度範圍為25℃以下為較佳。
又，作為本發明的第1～3實施形態之快削性銅合金鑄件中，維氏硬度為105Hv以上，並且進行U凹口衝擊試驗時的衝擊值（藉由U凹口衝擊試驗測量之衝擊值）為25J/cm2
以上為較佳。
以下，對如上述規定成分組成、組成關係式f0、f1、組織關係式f2、f3、f4、f5、f6、組織/組成關係式f6A、金相組織之理由進行說明。
＜成分組成＞
（Cu）
Cu為本實施形態的銅合金鑄件的主要元素，為了克服本發明的課題，需要至少含有大於58.5mass%的量的Cu。在Cu含量小於58.5mass%之情況下，儘管還取決於Si、Zn、P、Pb的含量和製造製程，但β相所佔之比例大於80%，作為材料之延展性、韌性差。從而，Cu含量的下限大於58.5mass%，較佳為大於59.0mass%，更佳為大於59.5mass%，進一步較佳為大於60.5mass%。
另一方面，若Cu含量為65.0mass%以上，則儘管還取決於Si、Zn、P、Pb的含量和製造製程，但β相所佔之比例會減少，而γ相所佔之比例增加。根據情況，出現μ相或其他相。其結果，不能獲得優異之切削性，延展性或韌性亦變得不良。又，與鑄造性具有密切相關之凝固溫度範圍變廣。因此，Cu含量小於65.0mass%，較佳為小於64.5mass%，更佳為小於64.2mass%，進一步較佳為小於64.0mass%。
（Si）
Si為作為本實施形態之快削性銅合金鑄件的主要元素，Si有助於形成κ相、γ相、μ相、β相、ζ相等金屬相。Si提高作為本實施形態之快削性銅合金鑄件的切削性、強度、耐摩耗性、耐應力腐蝕破裂性，降低熔融金屬的黏度，提高熔融金屬流動性並且提高鑄造性。關於切削性，查明在藉由含有含量在前述範圍內之Cu、Zn及Si而形成之β相中具有優異之切削性。切削性優異之β相例如可舉出由約60mass%的Cu、約1.3mass%的Si、約38.5mass%的Zn構成之β相作為具有代表性者。又，同時查明在β相的存在下藉由含有前述範圍內之Cu、Zn及Si而形成之γ相中亦具有優異之切削性。
α相例如可舉出由約67mass%的Cu、約0.8mass%的Si、約32mass%的Zn構成之組成作為代表性組成。在本實施形態的組成範圍內，α相的切削性亦藉由含有Si而獲得改善，但其改善程度遠小於β相。
又，α相、β相藉由含有Si而被固熔強化，合金被強化，對合金的延展性或韌性亦造成影響。又，含有Si會降低合金的導電率，但藉由形成β相會提高導電率。
為了作為銅合金鑄件具有優異之切削性、為了獲得高的強度及為了提高熔融金屬流動性/鑄造性，需要以大於0.40mass%的量含有Si。Si含量較佳為大於0.50mass%，更佳為大於0.60mass%，進一步較佳為大於1.00mass%。
而且，若以大於0.40mass%、較佳為大於0.50mass%、更佳為大於0.60mass%的量含有Si，則即使Bi為少量，Bi粒子亦存在於α相內。若還大量含有Si，則Bi粒子存在於α相內之頻率變高，能夠更有效地利用切削性效果比Pb差之Bi。
另一方面，若Si含量過多，則γ相變得過多，根據情況，析出μ相。與β相相比，γ相的延展性、韌性差，會降低銅合金鑄件的延展性。尤其，若γ相過多，則鑽頭切削的推力值增加。Si的增加量會導致合金的導電率變差。又，雖取決於Cu與Zn的摻合，但是若Si過多，則使凝固溫度範圍變寬而鑄造性變差。在本實施形態中，亦以鑄造性優異並且兼具良好的強度、韌性、伝導性為目標，因此Si含量的上限小於1.40mass%，較佳為小於1.35mass%，更佳為小於1.30mass%，進一步較佳為小於1.25mass%。雖還取決於製造製程或Cu濃度，但是若Si含量少於約1.3mass%，則γ相的量大致少於2%，但是藉由適當地增加β相所佔之比例，能夠保持優異之切削性，並且能夠具有高的強度與良好的韌性。
若使Cu-Zn的二元合金基體含有第3、第4元素，又，若增減該量，則β相的特性、性質會發生變化。如專利文獻2～6中記載般Cu為約69mass%以上、Si為約2mass%以上、剩餘部分以Zn的合金存在之β相與本實施形態的例如Cu為約63mass%、Si為約1.2mass%、剩餘部分以Zn的合金產生之β相即使為相同之β相，特性和性質亦不同。再者，若大量含有不可避免之雜質，則β相的性質亦發生變化，根據情況，包括切削性之特性發生變化而降低。同樣地，γ相的情況下，若所形成之γ相的主要元素的量或摻合比例不同，則γ相的性質亦不同，若大量含有不可避免之雜質，則γ相的性質亦發生變化。又，即使為相同組成，依據冷卻速度等製造條件，所存在之相的種類或相的量、各元素對各相之分配亦發生變化。
（Zn）
Zn與Cu、Si一併係作為本實施形態之快削性銅合金鑄件的主要構成元素，係為了提高切削性、強度、高溫特性、鑄造性所需之元素。再者，Zn為剩餘部分，若非要記載，則Zn含量少於約41mass%，較佳為少於約40mass%，多於約33mass%，較佳為多於34mass%。
（P）
P在由α相及β相構成之Cu-Zn-Si合金中優先分佈於β相中。P首先能夠藉由P在β相中的固熔來提高含有Si之β相的切削性。而且，藉由含有P及製造製程，平均直徑0.3～3μm的大小的含有P之化合物形成於β相中。在外周切削的情況下，藉由該等化合物降低主分力、進給分力、背分力這三分力，在鑽頭切削的情況下，藉由該等化合物尤其降低扭矩。外周切削的三分力、鑽頭切削的扭矩及切屑形狀聯動，三分力、扭矩越小，切屑越被分割。
又，P具有使α相的晶粒變細之作用，藉由使α相變細，提高銅合金鑄件的切削性。
在澆鑄之後、凝固、冷卻過程中，在高於530℃的溫度下，基本不會形成含有P之化合物。P在冷卻時主要固熔於β相中，以一定臨界冷卻速度以下主要在β相內或β相與α相的相界中析出含有P之化合物。含有P之化合物幾乎不會在α相中析出。若用金屬顯微鏡進行觀察，則含有P之析出物為小的粒狀且平均粒徑為約0.5～3μm。又，含有該析出物之β相能夠具有進一步優異之切削性。含有P之化合物幾乎不會對切削工具的壽命造成影響，並且幾乎不會損害銅合金鑄件的延展性或韌性。Fe、Mn、Cr、Co和Si、P的化合物有助於提高銅合金鑄件的強度或耐摩耗性，但是會消耗合金中的Si、P，提高合金的切削阻力，降低切屑的分割性，縮短工具寿命，亦會損害延展性。
又，P與Si的共添加時具有使含有Bi之粒子容易存在於α相內之作用，有助於提高α相的切削性。
為了發揮該等效果，P的含量的下限大於0.003mass%，較佳為大於0.010mass%，更佳為大於0.020mass%，進一步較佳為大於0.030mass%。若含有大於0.010mass%的P，則能夠用500倍的金屬顯微鏡觀察P的化合物，若P大於0.020mass%，則變得更清楚地看到P的化合物。
另一方面，若以0.19mass%以上的量含有P，則析出物粗化，不僅對切削性的效果會飽和，β相中的Si濃度降低，切削性反而會變差，延展性或韌性亦降低。又，使凝固溫度範圍變寬，鑄造性變差。因此，P的含量小於0.19mass%，較佳為小於0.15mass%，更佳為小於0.14mass%，進一步較佳為小於0.10mass%。即使P的含量小於0.05mass%，亦會形成足夠量的化合物。
再者，若例如P與Si的化合物容易與Si或P進行化合之Mn、Fe、Cr、Co等元素的量增加，則化合物的組成比逐漸發生變化。亦即，從顯著提高β相的切削性之含有P之化合物逐漸改變成對切削性的效果少的化合物。因此，至少需要將Mn、Fe、Cr、Co的總含量設為小於0.45mass%、較佳為小於0.40mass%、更佳為小於0.35mass%。
（Pb）
本實施形態中，含有Si，含有P，而且藉由存在P的化合物之β相切削性變得優異，但是藉由還含有少量的Pb實現作為銅合金鑄件而優異之切削性。Pb基於切削性優異之β相的存在，藉由存在於金相組織內之細微的Pb粒子，發揮提高切屑的分割性或降低切削阻力之效果。本實施形態的合金組成中，Pb的約0.001mass%的量固熔於基地中，大於該量之Pb作為直徑為約0.1～約3μm的Pb粒子而存在，以大於0.002mass%的Pb含量發揮效果。Pb含量大於0.002mass%，較佳為大於0.010mass%，更佳為大於0.020mass%。
另一方面，Pb作為銅合金鑄件的切削性改善機構而非常有效，但是對人體或環境有害。因此，Pb的含量需要小於0.25mass%，較佳為小於0.20mass%，更佳為小於0.15mass%，進一步較佳為0.10mass%以下。
（Bi）
Bi的約0.001mass%的量固熔於基地中，大於該量之Bi作為直徑為約0.1～約3μm的粒子而存在。本實施形態中，將對人體有害的Pb的量限制於小於0.25mass%、較佳為小於0.20mass%、更佳為小於0.15mass%、進一步較佳為0.10mass%以下，並且以優異之切削性作為目標。Bi對切削性的效果比Pb差，但是與Pb的共添加時可知發揮與Pb大致等同、根據情況發揮同等以上的切削性的效果。若在Pb的存在下含有Bi，則Pb與Bi大多一起存在，與Bi粒子、Pb粒子相比，Pb與Bi共存之粒子不損害對切削性的效果。Bi對環境或人體的影響在現階段雖不明確，但是認為小於Pb，藉由含有Bi來降低Pb的量，藉此降低對環境或人體的影響。又，本實施形態中，藉由Si的作用，能夠使含有Bi之粒子優先存在於α相內，改善α相的切削性，並且能夠藉由其他機構提高作為銅合金鑄件的切削性。
亦即，若含有Bi之粒子存在於α相之頻率變多，則改善α相的切削性且提高基於含有Bi之粒子之切削性之效果大於提高基於Pb粒子之切削性之效果。本實施形態的銅合金鑄件剛凝固之後不存在α相，β相為100%。隨著溫度下降，具體而言，在從約850℃至約600℃的冷卻過程中，從β相析出α相，但是此時含有Bi之粒子為熔物（液體）。不含Si之Cu-Zn合金的情況下，析出α相時，Bi粒子存在於β相內或者所析出之α相與β相的邊界，幾乎不存在於α相內。另一方面，如上所述，若在Cu-Zn合金中含有Si，則藉由Si的作用容易在α相內存在含有Bi之粒子。
作為任意元素含有Bi，亦可以不含有Bi。含有Bi之情況下，藉由Pb的存在，以0.001mass%以上的Bi量發揮效果。Bi主要評價為代替Pb。另一方面，若Bi含量大於0.020mass%，則含有Bi之粒子存在於α相內，改善α相的切削性，進一步提高切削性。又，在（1）切削速度增加、（2）進給量增加、（3）外周切削的切削深度增加、（4）鑽孔直徑增加之嚴峻之切削條件下，Bi的量為0.030mass%以上為較佳。另一方面，Bi具有使銅合金鑄件變脆之性質。考慮到對環境或人體的影響、銅合金鑄件的延展性或韌性的降低、製作鑄件時的破裂的問題，Bi的上限設為0.100mass%以下，較佳設為0.080mass%以下。
（不可避免之雜質、尤其Fe、Mn、Co及Cr/Sn、Al）
作為本實施形態中的不可避免之雜質，例如可舉出Mn、Fe、Al、Ni、Mg、Se、Te、Sn、Co、Ca、Zr、Cr、Ti、In、W、Mo、B、Ag及稀土類元素等。
一直以來，快削性銅合金、尤其含有約30mass%以上的量的Zn之快削黃銅以回收之銅合金為主原料，而非以電解銅、電解鋅等優質原料為主原料。在該領域的下級步驟（下游步驟、加工步驟）中，對大部分構件、零件實施切削加工，相對於材料100以40～80的比例大量產生廢棄之銅合金。例如可舉出切屑、切邊、毛邊、橫流道（runner）及包括製造時的缺陷之產品等。該等廢棄之銅合金成為主原料。若切削切屑、切邊等的區分不充分，則從添加有Pb之快削黃銅、不含有Pb但添加有Bi等之快削性銅合金或含有Si、Mn、Fe、Al之特殊黃銅合金、其他銅合金中混入Pb、Fe、Mn、Si、Se、Te、Sn、P、Sb、As、Bi、Ca、Al、Zr、Ni及稀土類元素作為原料。又，切削切屑中含有從工具中混入之Fe、W、Co、Mo等。由於廢料含有經電鍍之產品，因此混入有Ni、Cr、Sn。
又，代替電解銅而使用之純銅系的廢料中，混入Mg、Sn、Fe、Cr、Ti、Co、In、Ni、Se、Te。尤其在代替電解銅或電解鋅而使用之黄銅系的廢料中經常電鍍有Sn，混入高濃度的Sn。
從資源的再利用的觀點、成本上的問題考慮，在至少不會對特性帶來不良影響之範圍內，包含該等元素之廢料用作原料。再者，添加有JIS規格（JIS H 3250）的Pb之快削黄銅棒C3604中，以約3mass%的量含有必要元素的Pb，再者，作為雜質，容許Fe的量為0.5mass%以下、Fe+Sn（Fe與Sn的合計量）為1.0mass%為止。
添加有JIS規格（JIS H 5120）的Pb之黄銅鑄件中，以約2mass%的量含有必要元素的Pb，再者，作為剩餘成分的容許限度，Fe量設為0.8mass%、Sn量設為1.0mass%以下、Al量設為0.5mass%、Ni量設為1.0mass%以下。實際上，有時在快削黄銅棒或黄銅鑄件中含有接近JIS規格的上限之高濃度的Fe或Sn、或Al、Ni。
Fe、Mn、Co及Cr在Cu-Zn合金的α相、β相、γ相中固熔至一定濃度，但是若此時存在Si，則容易與Si進行化合而與Si鍵結，有消耗對切削性有效的Si之虞。而且，與Si進行化合之Fe、Mn、Co及Cr在金相組織中形成Fe-Si化合物、Mn-Si化合物、Co-Si化合物及Cr-Si化合物。該等金屬間化合物非常堅硬，因此不僅使切削阻力上升，而且縮短工具的壽命。又，若Fe、Mn、Co及Cr的量較多，則有時在含有P之化合物中亦與該等元素進行化合而含有P之化合物的組成發生變化，還存在含有P之化合物的原本的功能受損之可能性。因此，需要限制Fe、Mn、Co及Cr的量，各個含量較佳為小於0.30mass%，更佳為小於0.20mass%，進一步較佳為0.15mass%以下。尤其，Fe、Mn、Co、Cr的含量的合計需要小於0.45mass%，較佳為小於0.40mass%，更佳為小於0.35mass%，進一步較佳為0.25mass%以下。
另一方面，從快削性黃銅或經電鍍之廢品等混入之Sn、Al在本實施形態的合金中促進γ相的形成，看似對切削性有用。然而，Sn與Al依據該量增加而逐漸使由Cu、Zn、Si形成之γ相原本的性質發生變化。又，與α相相比，Sn、Al更多地分配於β相而逐漸使β相的性質發生變化。其結果，有引起合金的延展性或韌性的降低、切削性的降低之慮。因此，還需要限制Sn、Al的量。Sn的含量小於0.40mass%為較佳，小於0.30mass%為更佳，0.25mass%以下為進一步較佳。Al的含量小於0.20mass%為較佳，0.15mass%以下為更佳，0.10mass%以下為進一步較佳。尤其，鑑於切削性、延展性、對人體之影響，Sn、Al的含量的總計需要小於0.45mass%，較佳為小於0.40mass%，更佳為小於0.35mass%，0.25mass%以下為進一步較佳。
作為其他主要的不可避免之雜質元素，在經驗上，Ni大多從廢料等混入，但對特性造成之影響小於前述Fe、Mn、Sn等。Ni的含量少於0.3mass%為較佳，少於0.2mass%為更佳。關於Ag，通常Ag被視為Cu，幾乎不會對各特性造成影響，因此無需特別限制，但Ag的含量少於0.1mass%為較佳。關於Te、Se，其元素本身具有快削性，雖然很少見，但有大量混入之慮。鑑於對延展性和衝擊特性之影響，Te、Se各自的含量少於0.2mass%為較佳，0.05mass%以下為更佳，0.02mass%以下為進一步較佳。又，為了提高黃銅的耐蝕性，耐蝕性黃銅中含有As和Sb，但鑑於延展性和衝擊特性之影響，As、Sb各自的含量少於0.05mass%為較佳，0.02mass%以下為較佳。
作為其他元素之Mg、Ca、Zr、Ti、In、W、Mo、B及稀土類元素等各自的含量少於0.05mass%為較佳，少於0.03mass%為更佳，少於0.02mass%為進一步較佳。
再者，稀土類元素的含量為Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Tb及Lu中的1種以上的總量。
以上，該等不可避免之雜質的總量少於1.0mass%為較佳，少於0.8mass%為更佳，少於0.7mass%為進一步較佳。
（組成關係式f1）
組成關係式f1=[Cu]-5×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]
不含有Bi之情況下，f1中的[Bi]為0，f1成為f1=[Cu]-5×[Si]+0.5×[Pb]-0.5×[P]。
組成關係式f1表示組成與金相組織的關係之式，即使各個元素的量在上述規定之範圍內，若不滿足該組成關係式f1，則無法滿足本實施形態作為目標之各種特性。若f1小於56.0，則即使對製造製程下工夫，β相所佔之比例變多，延展性或韌性降低。從而，f1的下限為56.0以上，較佳為56.3以上，更佳為56.5以上。隨著f1成為更佳之範圍，α相所佔之比例增加，能夠保持優異之切削性，並且具有良好的衝擊特性。
另一方面，組成關係式f1的上限對β相所佔之比例或γ相所佔之比例造成影響，若組成關係式f1大於59.5，則β相所佔之比例減少，無法獲得優異之切削性。同時，γ相所佔之比例變多，韌性或延展性降低，強度亦降低。根據情況，會出現μ相。又，f1的上限與鑄造性有關，若大於f1的上限，則存在於最終凝固部之缺陷變多。又，鑄造性與凝固溫度範圍具有密切相關，若凝固溫度範圍較寬，則鑄造性變差，若大於f1的上限，則凝固溫度範圍大於25℃而存在於最終凝固部之缺陷變多。因此，f1的上限為59.5以下，較佳為59.2以下，更佳為59.0以下，進一步較佳為58.5以下。雖取決於組成或製程，但是依據f1的值變小，而β相增加，切削性得到提高，強度變高，凝固溫度範圍變小，鑄造性得到提高。
作為本實施形態之快削性銅合金鑄件係具備與要求降低切削時的阻力且較細地分割切屑這一脆性之切削性、韌性、延展性完全相反之特性者，但不僅議論組成，而且還詳細議論組成關係式f1及後述之組織關係式f2～f6、組織/組成關係式f6A，藉此能夠提供更符合目的或用途之合金。再者，關於Sn、Al、Cr、Co、Fe、Mn及另行規定之不可避免之雜質，只要在可視為不可避免之雜質之範疇的範圍內，則對組成關係式f1造成之影響小，因此在組成關係式f1中並未規定。
（組成關係式f0）
含有Bi之情況下，組成關係式f0=[Pb]+[Bi]
Bi在改善銅合金鑄件的切削性之基礎上，能夠簡便地評價為Bi具有與Pb同等的效果，作為Pb的代替，能夠任意含有Bi。因此，作為[Pb]與[Bi]之和之f0需要大於0.003。f0較佳為0.010以上，更佳為0.020以上，進一步較佳為0.040以上。尤其，在（1）切削速度增加、（2）進給量增加、（3）外周切削的切削深度增加、（4）鑽孔直徑增加、（5）鑽頭切削深之嚴峻之切削條件下，f0較佳為0.040以上，更佳為0.050以上。同時，Bi的量大於0.020mass%，並且含有Bi之粒子存在於α相內為較佳。
另一方面，Bi對環境或人體的影響在現階段雖不明確，但是即使將Pb的一部分用Bi代替，f0亦需要小於0.25。f0較佳為小於0.20，進一步較佳為小於0.18。即使Pb與Bi的總含量少於0.18mass%，藉由滿足f1及後述之關係式f2～f6、f6A，獲得具有優異之切削性之銅合金鑄件。
（與專利文獻的比較）
在此，將上述專利文獻2～15中記載之Cu-Zn-Si合金與本實施形態的銅合金鑄件的組成進行比較之結果示於表1、2。
本實施形態和專利文獻2～10中，作為主要元素之Cu、Si的含量不同，需要大量的Cu。
又，在專利文獻2～4、6、9、10中，金相組織中，β相可舉出阻礙切削性而作為不佳之金屬相，在切削性的關係式，可舉出β相作為負相（對相的量賦予負係數之相）。又，在存在β相之情況下，藉由熱處理而相變為切削性優異之γ相為較佳。
專利文獻4、9、10中，記載有能夠容許之β相的量，但是β相的量最大為5%以下。
在專利文獻11中，為了提高耐脫鋅腐蝕性，需要至少分別含有0.1mass%以上的量的Sn和Al，為了獲得優異之切削性，需要含有大量的Pb、Bi。
在專利文獻12中，係如下具有耐蝕性之銅合金鑄件：需要65mass%以上的量的Cu，含有Si並且微量含有Al、Sb、Sn、Mn、Ni、B等，藉此具有良好的機械性質、鑄造性。
專利文獻13中，不含有P。
在專利文獻14中，不含有Bi，含有0.20mass%以上的Sn，保持在700℃～850℃的高溫，接著進行熱擠壓。
在專利文獻15中，為了提高耐脫鋅腐蝕性，以1.5mass%以上的量含有Sn。又，為了獲得切削性，需要大量的Bi。
再者，在任一專利文獻中，皆未揭示和建議作為本實施形態所需之要件之含有Si之β相的切削性優異之情況，至少需要18%以上的β相的量之情況、β相內存在細微的含有P之化合物之情況、作為第3實施形態之α相內存在含有Bi之粒子之情況。
【表1】
| Cu | Si | P | Pb | Bi | Sn | Al | 其他 | |
| 第1實施形態 | 58.5-65.0 | 0.40-1.40 | 0.003-0.19 | 0.002-0.25 | 0.001-0.100 任意 | Sn+Al＜0.45, Fe+Mn+Cr+Co＜0.45 | ||
| 第2實施形態 | 59.0-65.0 | 0.50-1.35 | 0.010-0.15 | 0.010-0.20 | 0.001-0.100 任意 | Sn+Al＜0.40, Fe+Mn+Cr+Co＜0.40 | ||
| 第3實施形態 | 59.5-64.5 | 0.60-1.30 | 0.020-0.14 | 0.010-0.15 | 0.020-0.100 | Sn+Al＜0.35, Fe+Mn+Cr+Co＜0.35 | ||
| 專利文獻1 | 59.5-66.0 | － | － | － | 0.5-2.0 | 0.7-2.5 | － | － |
| 專利文獻2 | 69-79 | 2.0-4.0 | 0.02-0.25 | － | 0.02-0.4 | 0.3-3.5 | 1.0-1.5 | － |
| 專利文獻3 | 69-79 | 2.0-4.0 | 0.02-0.25 | 0.02-0.4 | 0.02-0.4 | 0.3-3.5 | 0.1-1.5 | － |
| 專利文獻4 | 71.5-78.5 | 2.0-4.5 | 0.01-0.2 | 0.005-0.02 | 0.01-0.2 | 0.1-1.2 | 0.1-2.0 | － |
| 專利文獻5 | 69-88 | 2-5 | 0.01-0.25 | 0.004-0.45 | 0.004-0.45 | 0.1-2.5 | 0.02-1.5 | Zr:0.0005-0.04 |
| 專利文獻6 | 69-88 | 2-5 | 0.01-0.25 | 0.005-0.45 | 0.005-0.45 | 0.05-1.5 | 0.02-1.5 | Zr:0.0005-0.04 |
| 專利文獻7 | 74.5-76.5 | 3.0-3.5 | 0.04-0.10 | 0.01-0.25 | 0.01-0.4 | 0.05-0.2 | 0.05-0.2 | Fe:0.11-0.2 |
| 專利文獻8 | 70-83 | 1-5 | 0.1以下 | － | － | 0.01-2 | － | Fe,Co:0.01-0.3 Ni:0.01-0.3 Mn:0.01-0.3 |
| 專利文獻9 | 73.5-79.5 | 2.5-3.7 | 0.015-0.2 | 0.003-0.25 | 0.003-0.30 | 0.03-1.0 | 0.03-1.5 | － |
| 專利文獻10 | 75.4-78.0 | 3.05-3.55 | 0.05-0.13 | 0.005-0.070 | 0.005-0.10 | 0.05以下 | 0.05以下 | － |
| 專利文獻11 | 55-75 | 0.01-1.5 | 小於0.15 | 0.01-4.0 | 0.01-4.0 | 0.1以上 | 0.1以上 | － |
| 專利文獻12 | 65-75 | 0.5-2.0 | － | － | － | 0.01-0.55 | 0.1-1.0 | － |
| 專利文獻13 | － | 0.25-3.0 | － | － | － | － | － | － |
| 專利文獻14 | 60.0-66.0 | 0.01-0.50 | 0.15以下 | 0.05-0.50 | － | 0.20-0.90 | － | Fe:0.60以下 |
| 專利文獻15 | 61.0-63.0 | 0.05-0.30 | 0.04-0.15 | 0.01以下 | 0.5-2.5 | 1.5-3.0 | － | Sb:0.02-0.10 |
【表2】
| 金相組織 | |
| 第1實施形態 | 20≤α≤80、18≤β≤80、0≤γ＜5 |
| 第2實施形態 | 25≤α≤75、25≤β≤75、0≤γ＜3 |
| 第3實施形態 | 30≤α≤70、30≤β≤70、0≤γ＜2 |
| 專利文獻1 | α+γ組織或α+β+γ組織 |
| 專利文獻2 | 存在γ相，依據情況存在κ相。 藉由熱處理將β相改變為γ相。 |
| 專利文獻3 | 存在γ相，依據情況存在κ相。藉由熱處理將β相改變為γ相。 |
| 專利文獻4 | 18-500Pb≤κ+γ+0.3μ-β≤56+500Pb、0≤β≤5 |
| 專利文獻5 | α+κ+γ≥80 |
| 專利文獻6 | α+γ+κ≥85、5≤γ+κ+0.3μ‐β≤95 |
| 專利文獻7 | － |
| 專利文獻8 | － |
| 專利文獻9 | 60≤α≤84、15≤κ≤40、β≤2等 |
| 專利文獻10 | 29≤κ≤60、β=0等。α相內存在κ相。 |
| 專利文獻11 | － |
| 專利文獻12 | － |
| 專利文獻13 | － |
| 專利文獻14 | － |
| 專利文獻15 | － |
＜金相組織＞
Cu-Zn-Si合金中存在10種以上的相，會產生複雜的相變，僅由組成範圍、元素的關係式，未必一定能夠獲得目標特性。Cu-Zn-Si合金鑄件的情況下，與經由熱擠壓等熱加工之銅合金相比，針對所出現之相的結構、該等相的比例，已經發現金相組織進而偏離了平衡狀態。又，製作鑄件的過程中，即使為相同組成的合金，依據冷卻速度，β、γ相的量產生較大變化。最終藉由指定並確定存在於金相組織中之金屬相的種類及面積率的範圍，能夠獲得目標特性。因此，如下規定了組織關係式。
20≤f2=（α）≤80；
18≤f3=（β）≤80；
0≤f4=（γ）＜5；
f5=20×（γ）/（β）＜4
18≤f6=（γ）1/2
×3+（β）×（-0.5×[Si]2
+1.5×[Si]）≤82
（γ相、組織關係式f4）
如專利文獻2～6、9、10中記載般，γ相為在Cu濃度為約69mass%～約80mass%、Si濃度為約2～4mass%的Cu-Zn-Si合金中，最有助於切削性之相。本實施形態中，亦能夠確認到γ相有助於切削性，但是為了使延展性與強度的平衡成為優異者，不得不限制γ相。具體而言，若將γ相所佔之比例設為5%以上，則無法獲得良好之延展性或韌性。γ相以少量具有改善鑽頭切削的切屑的分割性之作用。但是，由於γ相堅硬，因此若大量存在γ相，則提高鑽頭切削的推力阻力值。以18%以上的量（面積率，以下，相的量的單位為面積率）存在β相為前提，γ相對切削性的效果相當於γ相的量的1/2次方的值。含有少量的γ相之情況下，對切削性的改善效果較大，但是即使增加γ相的量，切削性的改善效果亦降低。若考慮延展性、鑽頭切削或外周切削的切削阻力，則γ相的量需要小於5%。γ相的量較佳為小於3%，更佳為小於2%。若γ相的量小於2%，則對韌性的影響減小。即使不存在γ相、亦即（γ）=0的情況下，以後述的比例存在含有Si之β相，並且含有Pb，作為任意元素含有Bi，藉此獲得優異之切削性。
（β相、組織關係式f3、f5）
為了在限制專利文獻中記載之γ相的量且沒有或不含有κ相、μ相之情況下獲得優異之切削性，重要的係，Si量與Cu、Zn的量的最佳摻合比例、β相的量、固熔於β相之Si量。再者，在此設為β相中包括β’相。
若與α相相比，在本實施形態中的組成範圍內之β相的延展性不良，但是從延展性或韌性的觀點考慮，β相的韌性、延展性遠強於受到較大限制之γ相，韌性、延展性亦強於κ相或μ相。因此，從韌性或延展性的觀點考慮，能夠含有比較多的β相。又，儘管含有高濃度的Zn和Si，但β相能夠獲得良好之傳導性。但是，β相和γ相的量不僅受組成之影響，而且還受製程之較大之影響。
本實施形態的Cu-Zn-Si-P-Pb合金、或Cu-Zn-Si-P-Pb-Bi合金的鑄件中，為了使Pb的含量最小限並且獲得良好的切削性，β相的量至少需要18%以上，並且為了獲得具有良好的延展性且高強度，β相的量需要高於γ相的5倍的量。亦即，需要滿足f5=20×（γ）/（β）＜4（若對f5進行式變形則為5×（γ）＜（β））。β相的量較佳為25%以上，更佳為30%以上。即使γ相的量小於3%、進而小於2%，亦能夠具有良好的切削性。若γ相的量小於3%、進而小於2%，並且β相的量大於γ相的量的10倍、進而大於20倍，則能夠具有更良好的延展性、韌性及高強度。亦即，成為f5=20×（γ）/（β）＜2（若對f5進行式變形則為10×（γ）＜（β））、或f5=20×（γ）/（β）＜1。γ相的量為0%時，β相的量較佳為25%以上，更佳為30%以上，進一步較佳為40%以上。即使β相所佔之比例為約50%、切削性不良之α相所佔之比例為約50%，亦能夠以高水平維持合金的切削性。再者，本實施形態的快削性銅合金鑄件的目的不在於優異之耐蝕性、耐脫鋅腐蝕性。但是，藉由Si固熔於α相、β相，提高α相、β相的耐蝕性，比不含有Si之包含β相之快削黄銅C3604、鍛造用黄銅C3771顯示良好的耐蝕性，但是不具有如前述文獻所示之優異之耐蝕性。
包含P、γ相所佔之比例為0%或小於2%並且β相的量為約40%以上的情況下，合金的切削性繼承了存在含有P之化合物之β單相合金的切削性。認為軟的α相在β相的周圍起到緩衝材料的作用或者軟質的α相與硬質的β相的相界成為切屑的分割的起點，即使β相的量為約40～約50%，亦會保持優異之切削性、亦即維持較低的切削阻力並且根據情況提高切屑的分割性。但是，若β相的量減少並且達到約18%～約30%，則α相的性質變得優異，將β相為約25%附近為界，切削性降低。
另一方面，與α相相比，β相的延展性或韌性較差。β相所佔之比例降低並且延展性提高。為了獲得良好的延展性而改善強度與延展性、韌性的平衡，需要使β相所佔之比例成為80%以下，較佳為75%以下，更佳為70%以下。在重視韌性或延展性時，β相所佔之比例為60%以下為較佳。依據使用目的、用途，適當之β相所佔之比例略有變動。
再者，β相具有在高溫下延展性強的性質。含有Pb或Bi之銅合金鑄件凝固之後冷卻到室溫時，Pb、Bi在約300℃為止以熔物的形式存在，因此容易因熱應變等而產生破裂。尤其，Bi的影響較大。該情況下，若在高溫下延展性強之軟的β相至少存在18%以上、較佳為25%以上，則能夠降低基於低熔點金屬Pb、Bi之破裂敏感性。與常溫相比，基本上在高溫下存在大量的β相，因此在常溫下β相愈多，愈能夠更加降低鑄造破裂的敏感性。
（Si濃度和β相的切削性）
本實施形態中的組成範圍內，固熔於β相之Si量愈增加，愈提高β相的切削性。對合金的Si濃度、β相的量及合金的切削性的關係進行深入研究之結果，簡單而言，發現在將Si濃度（mass%）設為[Si]時，若將β相的量乘以（-0.5×[Si]2
+1.5×[Si]），則與合金的切削性很好地匹配。亦即，即使為相同之β相，Si濃度的高之β相的切削性亦會更好。例如，表示與合金的Si濃度為1.2mass%相比，合金的Si濃度為1.0mass%的情況下需要1.08倍的量的β相。但是，合金的Si濃度在約1.3mass%至約1.5mass%之間時，β相的切削性的改善效果飽和，相反地，若大於約1.5mass%，則Si濃度愈增加，β相的切削性愈降低。
另一方面，對切削性發揮效果之β相中的Si濃度至少需要大於0.5mass%。β相中的Si濃度較佳為大於0.7mass%，更佳為1.0mass%以上。若β相中的Si濃度成為約1.6mass%，則切削性的效果開始飽和，若大於約1.8mass%，則β相進一步變硬、變脆而切削性效果開始消失。因此，β相中的Si濃度的上限為1.8mass%。
（β相、組織關係式f6）
除組織關係式f3～f5以外，組織關係式f6為分別對γ相、β相的比例賦予用於獲得整體上優異之切削性和延展性、強度之係數並顯示者。如上所述，少量的γ相對鑽頭加工時的切屑的分割性具有優異之效果，將γ相的量的1/2次方乘以係數3。關於β相，著重於合金的Si濃度，將β相的量乘以（-0.5×[Si]2
+1.5×[Si]），將其值與將γ相的量的1/2次方乘以係數3而得之值之和表示為用於獲得切削性之組織關係式f6。組織關係式f6雖重要，但只有滿足前述組成關係式f0、f1和組織關係式f2～f5才會成立。用於獲得良好之切削性之組織關係式f6的下限值為18以上，較佳為25以上，更佳為30以上。若重視切削性，則較佳為40以上。另一方面，鑑於韌性、延展性、強度等特性，組織關係式f6的上限值為82以下，較佳為76以下，更佳為70以下。
再者，關係式f0～f6中，以α相、β相、γ相、δ相、ε相、ζ相、η相、κ相、μ相、χ相的金屬相為對象，而除了含有P之化合物以外的金屬間化合物、Pb粒子、氧化物、非金屬夾雜物、未熔解物質等則不作為對象。關於含有P之化合物，大部分存在於β相內及α相與β相的邊界，因此位於β相內、α相與β相的邊界之含有P之化合物視為包括在β相中。雖然很少見，但在含有P之化合物存在於α相內之情況下，視為包括在α相中。另一方面，由Si和P與不可避免地混入之元素（例如Fe、Mn、Co、Cr）形成之金屬間化合物在金屬相的面積率的適用範圍外。本實施形態中，以能夠用500倍的金屬顯微鏡觀察之大小、能夠用約1000倍的金屬顯微鏡確認、判別之析出物、金屬相為對象。因此，能夠觀察之析出物、金屬相的大小的最小值通常為約0.5μm，例如，有時亦會在β相內存在小於約0.5μm之0.1～0.4μm的大小的γ相，但該等γ相無法用金屬顯微鏡確認，因此將其視為β相。
（組織/組成關係式f6A）
作為用於作為合金獲得良好的切削性之條件式，f6的金相組織的關係式中需要追加以各個作用改善切削性之Pb、Bi及P的效果。在含有Si之β相並且在β相內存在含有P之化合物之條件下，依據P在β相中的固熔量增加或依據含有P之化合物的量增加而提高切削性，若用金屬顯微鏡觀察到P的化合物，則切削性進一步得到提高。非常少量的含有Pb，會提高切削性。Bi具有大致與Pb同等的效果，若在α相內存在含有Bi之粒子，則切削性進一步得到提高。進行了深入研究之結果發現取決於Pb、Bi、P之切削性的提高的程度與Pb的量的1/2次方、或Pb與Bi的總含量的1/2次方、P的量的1/2次方有著較深的關係。如上所述，Bi的效果簡單地認為與Pb相同的效果，能夠用Pb+Bi表示。亦即，Pb、或Pb+Bi、P皆藉由非常少量的含有而發揮較大的效果，隨著含量增加，切削性的提高效果增加，但是逐漸變緩。
總而言之，β相中所含有之Si濃度及β相的量、β相中的P的固熔量及存在於β相中之含有P之化合物的量、作為細微的粒子存在之Pb的量、或Pb+Bi的量藉由分別不同的作用提高合金的切削性，但是若滿足所有該等要件，則藉由該等協同作用發揮較大的切削性的改善效果，Pb或Pb+Bi、P皆以非常少量的含有而大幅提高銅合金鑄件的切削性。
組織/組成關係式f6A為將Pb的量、或Pb+Bi的量（[Pb]、或[Pb]+[Bi]）的1/2次方乘以係數38、將P的量（mass%、[P]）的1/2次方乘以係數15並加以f6亦即表示β相的切削性之效果而得者。為了獲得良好之切削性，f6A至少為33以上，較佳為40以上，更佳為45以上，進一步較佳為50以上。即使滿足組織關係式f6，若不滿足追加Pb或Pb+Bi、P的效果之f6A，則亦無法獲得良好的切削性。再者，若Pb或Pb+Bi及P在本實施形態中規定之範圍內，則對延展性等的影響由f6的關係式的上限規定，因此無需在f6A中規定。再者，即使在f6的值比較小的情況下，亦藉由增加Pb或Pb+Bi及P的含量，提高切削性。再者，在（1）切削速度增加、（2）進給量增加、（3）外周切削的切削深度增加、（4）鑽孔直徑增加、（5）鑽頭切削長度深的等切削條件變得嚴峻之情況下，增加f6A為有效，其中，增加Pb或Pb+Bi的項為較佳。
再者，f6、f6A僅在本實施形態中規定之各元素的濃度範圍內、及由f0～f5規定之範圍內適用。
（α相、組織關係式f2）
α相為與β相或γ相一併構成基地之主要相。與不含有Si者相比，含有Si之α相僅在切削性指數上提高3～10%，但隨著Si量增加，切削性提高。若β相為100%，則在合金的延展性、韌性上存在問題，需要適當量的α相。即使從β單相合金含有比較大量的α相，若滿足條件，則會維持β單相合金的切削性。例如，認為即使以約50%的面積率含有α相，軟質的α相本身起到緩衝材料的作用，切削時與硬質的β相的邊界成為應力集中源而分割切屑，因此維持優異之β單相合金的切削性，根據情況提高切削性。
重複進行深入研究之結果，考慮合金的延展性、韌性及延展性與強度的平衡，α相的量需要為20%以上，較佳為25%以上，更佳為30%以上，進一步較佳為35%以上。重視韌性之情況下，α相為40%以上為較佳。另一方面，為了獲得良好的切削性，α相的量的上限需要設為80%以下，較佳為75%以下，更佳為70%以下，重視切削性之情況下，60%以下為較佳。
（μ相、κ相、其他相）
為了具有優異之切削性且獲得高延展性或韌性、高強度，除α、β、γ相以外的相的存在亦重要。在本實施形態中，鑑於各特性，尤其並不需要κ相、μ相或δ相、ε相、ζ相、η相。在將形成金相組織之構成相（α）、（β）、（γ）、（μ）、（κ）、（δ）、（ε）、（ζ）、（η）的總和設為100時，較佳為（α）+（β）+（γ）＞99，若排除測量上的誤差、數值的捨入法（四捨五入），則最佳為（α）+（β）+（γ）=100。
（含有P之化合物的存在）
藉由含有Si，較大地改善β相的切削性，而且藉由含有P、P在β相中的固熔進一步改善切削性。再者，依據在β相內存在藉由粒徑為約0.3～約3μm的P、Si、Zn形成之化合物，β相能夠具有更加優異之切削性。Pb量為0.01mass%、P量為0.05mass%、Si量為約1mass%的β單相合金的切削性依據充分存在含有P之化合物，與未添加P的β單相合金相比，切削性指數上簡單，但是提高約10%。
亦對P的含量、所形成之含有P之化合物的量、大小帶來影響。含有P之化合物為含有P和至少Si及Zn中的任一者或兩者之化合物，依據情況，進一步含有Cu或進一步含有不可避免之雜質亦即Fe、Mn、Cr、Co等。又，含有P之化合物還受作為不可避免之雜質之Fe、Mn、Cr、Co等之影響。若不可避免之雜質的濃度大於前述中規定之量，則含有P之化合物的組成會發生變化，有不再有助於提高切削性之慮。
再者，在澆鑄之後、冷卻過程的約550℃以上的溫度範圍內，不存在P的化合物，在低於冷卻時的550℃的溫度下，以一定臨界冷卻速度產生。但是，如上所述，含有大量不可避免之雜質之情況下，有時P的化合物的構成（組成）發生變化，因此並不限於此。深入研究的結果，判明為澆鑄之後的冷卻過程中以55℃/分鐘以下的冷卻速度冷卻530℃至450℃的溫度區域為較佳。530℃至450℃的溫度區域下的冷卻速度更佳為50℃/分鐘以下，進一步較佳為45℃/分鐘以下。另一方面，若冷卻速度過慢，P的化合物容易成長，對切削性之效果降低。在530℃至450℃的溫度區域下的冷卻速度的下限為0.1℃/分鐘以上為較佳，0.3℃/分鐘以上為更佳。冷卻速度的上限值55℃/分鐘亦藉由P的量而略有變動，若P的量較多，則即使更快的冷卻速度亦形成含有P之化合物。
（存在於α相內之Bi粒子（含有Bi之粒子））
含有Si之β單相合金、還含有P、存在含有P之化合物之β單相合金的切削性接近含有3mass%的Pb之快削黄銅的水平。而且，在本實施形態中已經完成了，含有α相，α相起到β相間的緩衝材料、切屑分割的起點的作用，有助於切屑的分割性，以非常少量的Pb的含有而具有優異之切削性之銅合金鑄件。其中，與Pb相比，作為任意元素含有之Bi對切削性的貢獻度稍低，但是若α相中存在Bi粒子，則藉由其他作用改善切削性。亦即，Si的含有而稍微改善α相的切削性，但是其效果較小，藉由在α相存在Bi粒子，最終改善α相本身的切削性。Bi粒子存在於α相之頻率愈增加，α相的切削性愈提高，合金的切削性亦提高。
Bi在銅合金中幾乎不固熔，若藉由金屬顯微鏡觀察，則作為0.3μm～3μm的大小的圓形狀的粒子而存在。與Cu或Cu與Zn的合金亦即黄銅相比，Bi的熔點低，原子序大，原子大小大。因此，不含有Si，β相的量大致大於20%之黄銅鑄件的情況下，在α相中幾乎不存在Bi粒子，主要存在於α相與β相的相界，依據β相的量增加，亦大量存在於β相內。本實施形態中，藉由Si在Cu-Zn合金中的作用，查明了Bi粒子存在於α相內之頻率變高。依據Si含量大於0.40mass%、大於0.50mass%及增加到0.70mass%以上，其作用變得明確。再者，藉由含有P，亦會提高Bi粒子存在於α相中之頻率。被認為與Pb相比Bi的切削性差，但是本實施形態中，藉由在α相內存在Bi粒子，結果能夠獲得與Pb同等、根據情況同等以上對切削性的效果。若與Bi一同添加Pb，則Bi與Pb大量共存於粒子中，但是發揮與單獨含有Bi之情況大致同等的切削性的效果。再者，為了提高Bi粒子存在於α相中之頻率、提高α相的切削性，以大於0.020mass%之量含有Bi為較佳。
其中，圖1～3表示各種合金的金相組織的照片。
圖1係試驗No.T07的金相組織的照片。試驗No.T07為Zn-62.5mass%Cu-1.00mass%Si-0.063mass%P-0.016mass%Pb合金（合金No.S02），在將鑄造之後的650℃至550℃為止的冷卻速度設為40℃/分鐘、將530℃至450℃為止的冷卻速度設為30℃/分鐘、將430℃至350℃為止的冷卻速度設為25℃/分鐘之條件（步驟No.1）下製造。
圖2係試驗No.T35的金相組織的照片。試驗No.T35為Zn-62.2mass%Cu-1.02mass%Si-0.067mass%P-0.073mass%Pb-0.042mass%Bi合金（合金No.S20），在將鑄造之後的650℃至550℃為止的冷卻速度設為40℃/分鐘、將530℃至450℃為止的冷卻速度設為30℃/分鐘、將430℃至350℃為止的冷卻速度設為25℃/分鐘之條件（步驟No.1）下製造。
圖3係試驗No.T106的金相組織的照片。試驗No.T106為Zn-63.1mass%Cu-1.08mass%Si-0.001mass%P-0.025mass%Pb合金（合金No.S53），在將鑄造之後的650℃至550℃為止的冷卻速度設為40℃/分鐘、將530℃至450℃為止的冷卻速度設為30℃/分鐘、將430℃至350℃為止的冷卻速度設為25℃/分鐘之條件（步驟No.1）下製造。
圖1中可知，黑色之約0.5～3μm的粒狀析出物為含有P之化合物，並且大量存在於β相內。圖2中，觀察到α相內含有約1μm的大小的Bi之粒子，並且觀察到含有P之化合物存在於β相內。
另一方面，圖3中，P的量為0.001mass%，因此用金屬顯微鏡觀察不到含有P之化合物。又，P為0.001mass%，因此α相晶粒較大。
（固熔於β相中之Si量和切削性）
在作為本實施形態之組成範圍內生成之α相、β相、γ相的Cu、Zn、Si的量大致具有以下關係。
Cu濃度中，α＞β≥γ
Zn濃度中，β＞γ＞α
Si濃度中，γ＞β＞α
關於下述所示之試樣a～d，用2000倍的倍率拍攝二次電子圖像、組成像，用X射線微量分析儀對α、β、γ相中的Cu、Zn、Si的濃度進行了定量分析。測量係使用JEOL Ltd.製“JXA-8230”在加速電壓20kV、電流值3.0×10-8
A的條件下進行的。將結果示於表3～6。
試樣a：Zn-63.1mass%Cu-1.18mass%Si-0.048mass%P合金，在將鑄造之後的650℃至550℃為止的冷卻速度設為40℃/分鐘、將530℃至450℃為止的冷卻速度設為30℃/分鐘、將430℃至350℃為止的冷卻速度設為25℃/分鐘之條件（步驟No.1）下製造之試樣。
試樣b：Zn-63.1mass%Cu-1.18mass%Si-0.048mass%P合金，在將鑄造之後的650℃至550℃為止的冷卻速度設為40℃/分鐘、將530℃至450℃為止的冷卻速度設為30℃/分鐘、將430℃至350℃為止的冷卻速度設為25℃/分鐘、冷卻到室溫接著實施了在350℃下保持20分鐘的低溫退火之條件（步驟No.8）下製造之試樣。
試樣c：Zn-61.4mass%Cu-0.81mass%Si-0.044mass%P合金，在將鑄造之後的650℃至550℃為止的冷卻速度設為40℃/分鐘、將530℃至450℃為止的冷卻速度設為30℃/分鐘、將430℃至350℃為止的冷卻速度設為25℃/分鐘之條件（步驟No.1）下製造之試樣。
試樣d：Zn-62.8mass%Cu-0.98mass%Si-0.053mass%P合金，在將鑄造之後的650℃至550℃為止的冷卻速度設為40℃/分鐘、將530℃至450℃為止的冷卻速度設為30℃/分鐘、將430℃至350℃為止的冷卻速度設為25℃/分鐘之條件（步驟No.1）下製造之試樣。
固熔於β相中之Si濃度約為α相的1.5倍，亦即β相中分配有α相的1.5倍的Si。例如，在合金的Si濃度為1.15mass%的情況下，大致0.9mass%的Si固熔於α相中，大致1.4mass%的Si固熔於β相中。
再者，製作出專利文獻2的代表組成、Zn-76mass%Cu-3.1mass%Si合金並用X射線微分析儀（EPMA）進行分析之結果，γ相的組成為73mass%Cu-6mass%Si-20.5mass%Zn。與本實施形態的γ相的組成、60mass%Cu-3.5mass%Si-36mass%Zn有較大之差異，估計兩者的γ相的性質亦會不同。
【表3】
| 試樣a: Zn-63.1mass%Cu-1.18mass%Si-0.048mass%P合金（步驟No.1） | |||
| Cu | Zn | Si | |
| α相 | 66.0 | 33.0 | 0.9 |
| β相 | 60.0 | 38.5 | 1.5 |
【表4】
| 試樣b: Zn-63.1mass%Cu-1.18mass%Si-0.048mass%P合金（步驟No.8） | |||
| Cu | Zn | Si | |
| α相 | 65.5 | 33.0 | 0.9 |
| β相 | 60.0 | 38.5 | 1.4 |
| γ相 | 60.0 | 36.0 | 3.5 |
【表5】
| 試樣c: Zn-61.4mass%Cu-0.81mass%Si-0.044mass%P合金（步驟No.1） | |||
| Cu | Zn | Si | |
| α相 | 64.0 | 35.0 | 0.6 |
| β相 | 58.5 | 40.0 | 1.0 |
【表6】
| 試樣d: Zn-62.8mass%Cu-0.98mass%Si-0.053mass%P合金（步驟No.1） | |||
| Cu | Zn | Si | |
| α相 | 65.0 | 34.0 | 0.8 |
| β相 | 60.0 | 38.5 | 1.3 |
（切削性指數）
通常，以含有3mass%的Pb之快削黃銅為基準並將其切削性設為100%而用數值（%）表示了各種銅合金的切削性。作為一例，1994年、日本伸銅協會發行、“銅及銅合金的基礎和工業技術（修訂版）”、p533、表1及1990年ASM International發行“Metals Handbook TENTH EDITION Volume2 Properties and Selection: Nonferrous Alloys and Special-Purpose Materials”、p217～228的文獻中記載了銅合金的切削性。
表7、8的合金A～F為，以0.01mass%的量含有在實驗室製作之Pb之合金，在實驗室的電氣炉中熔解，澆鑄到內徑100mm、深度200mm的鑄模，用實驗室的擠壓試驗機熱擠壓至φ22mm者。合金G～I為以0.01mass%的量含有在實驗室製作之Pb之合金鑄件。在Cu-Zn的二元合金中，即使含有少量的Pb，亦幾乎不影響切削性，因此分別使其含有本實施形態的成分範圍內的0.01mass%的量的Pb。熱擠壓溫度在合金A、D中為750℃，在其他合金B、C、E、F中為635℃。在擠壓之後，為了調整金相組織，在500℃下進行了2小時熱處理。合金G、H為以0.01mass%的量含有Pb之合金，熔解之後，將1000℃的熔融金屬澆鑄到內徑35mm、深度200mm的模具。冷卻中途，在約700℃下從模具取出，650℃至550℃的溫度區域的平均冷卻速度為40℃/分鐘、530℃至450℃的溫度區域的平均冷卻速度為30℃/分鐘、430℃至350℃的溫度區域的平均冷卻速度為25℃/分鐘之條件下冷卻到350℃，接著以平均冷卻速度20℃/分鐘進行氣冷，準備了鑄件。依據後述之切削試驗，進行外周切削、鑽頭切削的試驗，求出了切削性。再者，作為基準材料的快削黃銅，使用了市售之C3604（Zn-59mass%Cu-3mass%Pb-0.2mass%Fe-0.3mass%Sn）。
【表7】
| 材質 | 成分組成(mass%) | 金相組織(%) | ||||||
| Cu | Zn | Si | Pb | P | α | β | ||
| 合金A | α黃銅 | 65.0 | 35.0 | 0.0 | 0.01 | 0 | 100 | 0 |
| 合金B | 50%β黃銅 | 58.1 | 41.9 | 0.0 | 0.01 | 0 | 52 | 48 |
| 合金C | β黃銅 | 54.0 | 46.0 | 0.0 | 0.01 | 0 | 0 | 100 |
| 合金D | 0.9Si α黃銅 | 69.1 | 30.0 | 0.88 | 0.01 | 0 | 100 | 0 |
| 合金E | 1.3Si β黃銅 | 59.8 | 38.8 | 1.3 | 0.01 | 0 | 0 | 100 |
| 合金F | P+1.3Si β黃銅 | 59.6 | 39.0 | 1.3 | 0.01 | 0.05 | 0 | 100 |
| 合金G | 1.3Si β黃銅鑄件 | 59.9 | 38.7 | 1.3 | 0.01 | 0 | 0 | 100 |
| 合金H | P+1.3Si β黃銅鑄件 | 59.8 | 38.8 | 1.3 | 0.01 | 0.05 | 0 | 100 |
| 合金I | P+1.0Si β黃銅鑄件 | 58.6 | 40.3 | 1.0 | 0.01 | 0.05 | 0 | 100 |
【表8】
| 切削性 | 外周切削 | 鑽頭鑽孔切削 | |||||
| 總和 (%) | 切削阻力 (%) | 切屑 | 切削阻力 | 切屑 | |||
| 總和（%） | 扭矩（%） | 推力（%） | |||||
| 合金A | 31 | 33 | × | 28 | 26 | 30 | × |
| 合金B | 44 | 39 | × | 49 | 46 | 52 | × |
| 合金C | 51 | 41 | × | 61 | 53 | 68 | × |
| 合金D | 38 | 39 | × | 36 | 33 | 39 | × |
| 合金E | 75 | 79 | △ | 71 | 65 | 76 | △ |
| 合金F | 85 | 93 | 〇 | 76 | 74 | 77 | 〇 |
| 合金G | 75 | 78 | △ | 71 | 64 | 77 | △ |
| 合金H | 84 | 92 | 〇 | 76 | 73 | 78 | 〇 |
| 合金I | 81 | 88 | 〇 | 74 | 72 | 76 | 〇 |
在前述文獻中，記載了作為α單相黄銅之70Cu-30Zn的切削性指數為30%。在本實施形態中，如表7及表8所示，作為相同之α單相黃銅之65Cu-35Zn（合金A）的切削性為31%。而且，與不含Si之α黃銅相比，在調整Cu、Zn的量且含有約0.9mass%的量的Si之α單相黃銅（合金D）、亦即在α相中固熔0.9mass%的量的Si之α單相黃銅中，切削性指數提高了約7%。合金A、D的切屑在外周切削和鑽頭穴切削這兩者的試驗中連續。
在外周切削中，能夠將施加到刀片（車刀）之力分解成主分力、進給分力、背分力，但是將該等合力（3分力）作為切削阻力。關於鑽頭切削，將施加到鑽頭之力分解成扭矩、推力，將該等平均值記載為鑽頭的切削阻力的“綜合”。此外，作為合金的切削性，對外周的切削阻力和鑽頭切削阻力進行平均，作為切削性“綜合”指數（評價）。
表8的外周切削的切削阻力相當於實施例中記載的合力（切削性指數）。表8的鑽孔切削的扭矩、推力、綜合分別相當於實施例中記載的扭矩指數、推力指數、鑽頭指數。切屑的評價基準與實施例相同。
與不含Si之α相（合金A）相比，調整Cu、Zn的量且不含Si之β單相黄銅（合金C、54Cu-46Zn）的切削性“綜合”指數提高約20%，但是切屑幾乎未得到改善，切屑評價未發生變化。與不含Si之β相單相黄銅（合金C）相比，在含有1.3mass%的Si之β相合金（合金E）中，切削性“綜合”指數提高了約24%。外周切削、鑽頭鑽孔時的切屑稍微得到改善而分割，但是與含有3mass%的Pb之快削黄銅之差較大。
而且，與不含P而含有約1.3mass%的Si之β單相黄銅（合金E）相比，含有0.05mass%的P且含有約1.3mass%的Si之β單相合金（合金F）的切削性“綜合”指數提高了約10%。有無P時，外周切削提高約14%，鑽頭鑽孔切削中扭矩提高了約9%。外周切削的切削阻力及鑽頭鑽孔切削中的扭矩的提高與切屑形狀相關，藉由含有0.05mass%的P，在外周切削與鑽頭鑽孔切削這兩者的試驗中切屑形狀的評價結果從“△”提高至“○”。關於外周切削時的阻力，與含有3mass%的Pb之快削黄銅之差極小，外周切削、鑽頭鑽孔切削的切屑亦顯著改善。從表7、8可以看出，關於β單相試樣的切削性，在擠壓材料與鑄件材料（合金E與G、F與H）上沒有較大的差異。由此認為，亦可以將擠壓材料代替成鑄件材料。
再者，切削阻力受強度之影響，若比較熱擠壓材料彼此，則強度越高，切削阻力越大。β單相黄銅或本實施形態的合金具有比含有3mass%的Pb之快削黄銅高的強度，因此若將其考慮在內，則可以說含有1.3mass%的Si及0.05mass%的P之β單相合金的切削性與含有大致3mass%的Pb之快削黄銅大致等同。
從表3～8可知，β單相黄銅亦即合金H、F大致相當於本實施形態的快削性銅合金鑄件的β相，合金D大致相當於α相。本實施形態的快削性銅合金鑄件由相當於含有3mass%的Pb之快削黃銅的切削性之β相（合金H、F）和藉由含有Si改善切削性之α相（合金D）構成。本實施形態的代表性銅合金鑄件中，β相的比例為約50%，能夠大致保持β單相的合金H、F的切削性，並且相當於添加有Pb之快削黄銅的切削性。
在含有P、含有0.01mass%的Pb、含有1.0mass%的Si之β單相合金鑄件中，合金I與合金H的較大的差異在於Si量。即使Si從1.3mass%降低至1.0mass%，亦能夠保持高的切削性指數，並且確保切屑的分割性。
雖為熱擠壓材料，合金B含有0.01mass%的Pb，不含有Si、P之黄銅，β相所佔之比例為48%。由前述代替鑄件，與α單相黄銅（合金A）相比，合金B的外周切削、鑽頭切削的切削阻力皆得到改善，但是與β單相黄銅（合金C）相比，切削阻力高且切削性“綜合”評價為44%。與相同β相率的本實施形態的快削性銅合金鑄件的切削性“綜合”評價相比，為低約35%之數值，切屑形狀亦完全不同。從切削阻力及切屑的形狀考慮，含有48%的不含有Si、P之β相之黄銅中根本無法代替含有3mass%的Pb之快削黄銅。
本實施形態的銅合金鑄件在β相中含有P化合物，如表3～8所示般在β相中含有0.5～1.7mass%的量的Si，藉此能夠具有良好的切削性。
＜特性＞
（強度、韌性、延展性）
通常，例如與經由熱擠壓棒等熱加工之材料相比，鑄件具有成分偏析，晶粒亦較大，含有一些微小缺陷。因此，鑄件被稱為“脆”、“脆弱”，韌性、延展性的評價中，期望衝擊值高。另一方面，切削中切屑的分割性優異之材料需要一定的脆性。衝擊特性及切削性在某一方面為相反之特性。
對以機械零件為首之作為本實施形態的使用對象之構件、零件，強烈要求使其更薄、更輕。當然，需要具有良好的韌性、延展性。鑄件的強度與固熔於β相、α相之Si的量相關，藉由在β相中至少含有約0.5mass%以上的Si，得到高的強度。如上所述，鑄件容易產生成分偏析或微小缺陷，很難適當地評價強度。在本實施形態中，作為強度的評價方法，採用硬度（維氏硬度），作為韌性、延展性的評價採用衝擊試驗值（U凹口）。
鑄件中除了連續鑄造棒很少實施冷加工。為了銅合金鑄件具有高的強度，至少維氏硬度為105Hv以上為較佳。維氏硬度更佳為120Hv以上。硬度與拉伸強度具有相關性，本實施形態中，105Hv的維氏硬度相當於大致420N/mm2
的拉伸強度，120Hv的維氏硬度相當於大致450N/mm2
的拉伸強度。
用於機械零件、汽車零件、閥門、聯結器等的飲用水器具、水龍頭金屬零件、工業用配管等各種構件之情況下，如上所述，鑄件需要不僅具有高強度而且為耐衝擊之強韌的材料。因此，在U凹口試驗片上進行夏比衝擊試驗時，夏比衝擊試驗值較佳為25J/cm2
以上，更佳為30J/cm2
以上，進一步較佳為35J/cm2
以上。另一方面，例如若夏比衝擊試驗值大於90J/cm2
或80J/cm2
，則所謂之材料的黏性增加，因此切削阻力變高而變得容易與切屑連接等切削性變差。
（導電率）
本實施形態的用途中包括電氣/電子設備零件、EV化進展之汽車零件、其他高導電性構件/零件。當前，含有6mass%或8mass%的Sn之磷青銅（JIS規格、C5191，C5210）經常用於該等用途，導電率分別為約14%IACS、12%IACS。因此，只要導電率為13%IACS以上，則對電傳導性不會產生較大的問題。導電率較佳為14%IACS以上。儘管以大於1mass%之量含有作為導電率變差之元素之Si並且以約33mass%以上的量含有Zn，但是依舊顯示13%IACS以上的導電性係受β相的量和固熔於β相中之Si之影響。
由以上探討結果得出以下見解。
第1，一直以來認為在Cu-Zn-Si合金中生成之β相對合金的切削性無效或妨礙合金的切削性。然而，深入研究之結果，作為一例，查明Si量為約1.3mass%、Cu量為約60mass%、Zn量為約38.5mass%之β相具有非常優異之切削性。
第2，查明為了進一步改善Cu-Zn-Si合金的β相的切削性，若使含有P、在β相中含有粒徑為約0.3～約3μm的大小的P之化合物、例如P-Si、P-Si-Zn、P-Zn、P-Zn-Cu的化合物存在於β相，則與沒有含有P之化合物之合金相比，切削阻力進一步降低，同時切屑的分割性顯著提高。
第3，查明在本實施形態的銅合金鑄件中產生之γ相對優異之切屑的分割性有效。專利文獻與本實施形態的快削性銅合金鑄件中的組成不同，即使為相同的γ相，若組成如前述的β相般不同，則切削性上亦會產生較大的差異，但是發現存在於本實施形態的組成範圍內之γ相具有優異之切削性。明確了儘管本實施形態的快削性銅合金鑄件的Cu含量、Si含量少，但是γ相的切削性、尤其鑽頭切削時的切屑的分割性優異。但是，γ相阻礙延展性或韌性，因此需要限制其量。查明即使在將γ相保持少量或不含有γ相之情況下，亦可以調整α相與β相的比例並且具有優異之切削性。
第4，明確了Pb事實上不會固熔於β相內，即使為微量亦以Pb粒子存在，存在含有前述的規定量以上的Si並且含有P的化合物之β相為前提，含有非常少量的Pb，對切屑的分割性、切削阻力的降低發揮較大的效果。
第5，確認了與Pb相比Bi的切削性的效果稍差，但是成為了Pb的代替。若含有規定量以上的Si，則含有Bi之粒子存在於α相內，其結果，改善α相的切削性。查明了該等情況的Bi的效果與Pb同等或具有高於Pb之效果。
第6，含有Si之β相具有高的強度，但是延展性、韌性差，若β相過多，則不適合作為工業用材料。為了完成維持切屑的分割性優異、切削阻力較低之類之切削性的同時具有良好的韌性、延展性並且具有高的強度之銅合金，包含α相、β相及γ相的量設為最佳。再者，對鑄件來講鑄造性與切削性同時重要，明確Cu及Si的含量、凝固溫度範圍、鑄造性的關係、凝固溫度範圍與鑄造性的關係，藉由優化Cu及Si的含量與鑄件的金相組織的關係，完成了本實施形態的快削性銅合金鑄件。
（鑄造性）
本實施形態中，主要前提在於獲得無疵鑄件，期望鑄件無破裂且微小缺陷少。關於鑄造破裂，第1要點在於在凝固之後的高溫狀態下低熔點金屬是否以熔物的形式存在，存在低熔點金屬之情況下，確定在其量與高溫狀態下基地是否具有延展性。在本實施形態中，在鑄件的凝固/冷卻過程中，大幅限制基地中以熔物存在之Pb、Bi等低熔點金屬的量，因此不易產生鑄造破裂。而且，若滿足本實施形態的組成、各種關係式，則在含有大量在高溫下具有優異之延展性之β相，因此能夠彌補基於少量含有之低熔點金屬之不良影響，不存在鑄件的破裂的問題。
本實施形態中，鑄件的課題在於使微缺陷限制於最小限。容易在最終凝固部產生微缺陷。最終凝固部藉由良好的鑄造方案大致滯留於冒口的部分，但是藉由橫跨鑄件本體之情況及鑄件的形狀，最終凝固部亦有時存在於鑄件本體。關於微缺陷，能夠藉由Tatur測試在實驗室中確認，已知本實施形態的鑄件的情況下，Tatur測試的結果、Cu、Si的量及組成關係式f1、凝固溫度範圍具有密切的關係。
已知若Cu量成為65.0mass%以上或Si量成為1.4mass%以上，則在最終凝固部中微缺陷增加，若組成關係式f1大於59.5，則微缺陷增加。而且，若凝固溫度範圍、亦即（液相線溫度-固相線溫度）大於25℃，則鑄造時明顯出現縮孔（shrinkage cavities）及微缺陷，並且無法獲得無疵鑄件（sound casting）。凝固溫度範圍較佳為20℃以下，進一步較佳為15℃以下，若凝固溫度範圍為15℃以下，則可獲得更加無疵鑄件。再者，在3元狀態圖中，無法讀取凝固溫度範圍。
＜製造製程＞
接著，對本發明的第1～3實施形態之快削性銅合金鑄件之製造方法進行說明。
本實施形態的快削性銅合金鑄件的金相組織不僅藉由組成而發生變化，而且還藉由製造製程而發生變化。作為鑄件之製造方法，具有壓鑄、模具、砂模（包括連續鑄造）、脫蠟等各種鑄造方法，藉由鑄件的厚度或形狀、模具或砂模的材質、厚度等，大致確定凝固之後的鑄件的冷卻速度。冷卻速度的變更能夠由冷卻方法或者保溫等機構進行。另一方面，在凝固之後的冷卻過程中，產生各種金相組織的變化，金相組織藉由冷卻速度而發生較大地變化。金相組織的變化係指構成相的種類、該等構成相的量發生較大地變化。針對冷卻過程進行了深入研究之結果已知，530℃至450℃的溫度區域中的冷卻速度最重要，尤其對切削性帶來較大地影響。
（熔解）
在比本實施形態的快削性銅合金鑄件的熔點（液相線溫度）高約100～約300℃之溫度亦即約950～約1200℃下進行熔解。而且，在比熔點高約50～約200℃之溫度亦即約900～約1100℃下澆鑄到規定鑄模中。而且，凝固之後，構成相發生各種變化。
（澆鑄（鑄造））
澆鑄/凝固之後的冷卻速度藉由經澆鑄之銅合金的重量、厚度、砂模、模具等的材質而發生各種變化。例如，在用銅合金或鐵合金製作之模具中鑄造通常習知之銅合金鑄件之情況下，澆鑄之後在約700℃以下的溫度下從模具移除鑄件，強制進行冷卻、氣冷或緩冷卻，以約5℃/分鐘～約200℃/分鐘的平均冷卻速度進行冷卻。另一方面，砂模的情況下，澆鑄於砂模之銅合金雖取決於鑄件的大小或砂模的材質、大小，但是以約0.05℃/分鐘～約30℃/分鐘的平均冷卻速度進行冷卻。
本實施形態的快削性銅合金鑄件中，澆鑄之後，剛凝固之後，例如在800℃的高溫狀態下，金相組織為β相單相。在之後的冷卻中，產生並且形成α相、γ相、κ相、μ相等各個相。作為一例，若在450℃至800℃的溫度範圍內冷卻速度快，則β相變多，若在低於450℃的溫度範圍內冷卻速度慢，則容易產生γ相。
藉由鑄件的方案（鑄造方案）、鑄件的形狀等，很難大幅變更冷卻速度，但是將在530℃至450℃的溫度範圍內的平均冷卻速度調整為0.1℃/分鐘以上且55℃/分鐘以下而進行冷卻。藉此，形成含有P之化合物，用倍率500倍的金屬顯微鏡確認到P的化合物。結果，提高切屑分割作用，並且切削阻力大幅降低。
儘管與組成有關，但是若以0.1℃/分鐘以上且10℃/分鐘以下的平均冷卻速度對430℃至350℃的溫度範圍進行冷卻，則能夠產生γ相或增加γ相的量。其結果，能夠減少鑽頭切削時的扭矩，並且提高切屑的分割性。但是，γ相的衝擊值降低，若大量含有γ相，則切削阻力反而會變高，因此需要注意。
（熱處理）
藉由存在少量的γ相，提高鑽頭鑽孔加工性，因此為了去除鑄件的殘餘應力，有時進行熱處理。因此，在250℃以上且430℃以下、5～200分鐘的條件下實施熱處理為較佳。
再者，退火條件式f7=（T-200）×（t）1/2
滿足300≤f7≤2000為較佳。f7中的T為溫度（℃），t為加熱時間（分鐘）。若退火條件式f7小於300，則有殘餘應力的去除變得不充分或γ相的產生變得不充分之虞。另一方面，若退火條件式f7大於2000，則有藉由γ相的增加、β相的減少而切削性降低之虞。
藉由該種製造方法製造本發明的第1～3實施形態之快削性銅合金鑄件。
藉由如上構成之本發明的第1～3實施形態之快削性銅合金鑄件，如上所述規定了合金組成、組成關係式f0、f1、金相組織、組織關係式f2～f6、組織/組成關係式f6A，因此即使Pb的含量少，亦能夠獲得優異之切削性，並且能夠具有優異之鑄造性、良好的強度、韌性、延展性。
[實施例]
以下，示出為了確認本實施形態的效果而進行之確認實驗的結果。再者，以下實施例為用於說明本實施形態的效果者，實施例中記載之構成要件、製程、條件並非限定本實施形態的技術範圍者。
在實驗室，配合各種成分，改變澆鑄之後的冷卻速度而進行了試驗。表9～11中示出合金組成。又，表12中示出製造步驟。再者，合金組成中，“MM”表示混合金屬產品，並且表示希土類元素的合計量。
（步驟No.1～7）
實驗室中，以規定的成分比熔解原料。此時，考慮到實際操作，示意性地添加了Fe、Sn等不可避免之雜質。尤其，對合金No.S27～合金No.S36增加了不可避免之雜質。而且，將約1000℃的熔融金屬澆鑄於內徑35mm、深度200mm的鐵製鑄模中。
鑑於實際鑄造，鑄件成為約700℃時，從模具取出試樣，藉由自然冷卻、保溫、或強制冷卻，在650℃至550℃、530℃至450℃、430℃至350℃的各溫度範圍內改變7種平均冷卻速度，冷卻至室溫。表12中示出冷卻條件的一覧。關於溫度測量，使用接觸溫度計測量鑄件的溫度，將各溫度區域中的平均冷卻速度調整為規定的值。
（步驟No.8）
在表12所示之條件下，對合金No.S01、S20、S21的鑄件實施了熱處理。
對上述試驗材料實施了以下項目的評價。將評價結果示於表13～20。
（金相組織的觀察）
藉由以下的方法觀察金相組織，並且藉由圖像解析法測量了α相、β相、γ相、κ相、μ相等各相的面積率（%）。再者，設為α’相、β’相、γ’相包括在各々α相、β相、γ相內。
將各鑄件試驗片切斷成與長手方向平行。接著，對表面進行磨鏡（鏡面研磨），用過氧化氫與氨水的混合液進行蝕刻。在蝕刻中，使用了混合3vol%的過氧化氫水3mL與14vol%的氨水22mL而成之水溶液。在約15℃～約25℃的室溫下將金屬的研磨面浸漬於該水溶液約2秒鐘～約5秒鐘。
使用金屬顯微鏡以倍率500倍觀察金相組織，求出各相的比例，檢查了是否存在含有P之化合物。對含有Bi之試樣檢查了Bi粒子的存在部位。藉由金相組織的狀況以1000倍進行觀察，確認到金屬相、Bi粒子、含有P之化合物。在5個視野的顯微鏡照片中，使用圖像處理軟體“Photoshop CC”手動塗滿了各相（α相、β相、γ相、κ相、μ相）。接著，用圖像解析軟體“WinROOF2013”進行二值化，求出了各相的面積率。詳細而言，對各相求出5個視野的面積率的平均值，並將平均值設為各相的相比例。排除氧化物、硫化物、Bi粒子與Pb粒子、去除含有P之化合物之析出物、晶出物，將所有構成相的面積率的合計設為100%。
又，觀察了含有P之化合物。能夠使用金屬顯微鏡以500倍進行觀察之最小的析出粒子的大小為約0.5μm。與相的比例相同地，首先，使用能夠用500倍的金屬顯微鏡觀察且能夠以1000倍判別、確認之析出物進行了是否存在含有P之化合物之判斷。雖取決於P的含量、製造條件，但是在1個顯微鏡視野中存在幾個～幾百個含有P之化合物。含有P之化合物幾乎存在於β相內、α相與β相的相界，因此包括在β相中。此外，β相內有時存在大小小於0.5μm之γ相。在本實施形態中，用倍率500倍（依據情況用1000倍）的金屬顯微鏡無法識別小於0.5μm之大小的相，因此超微細之γ相作為β相而進行了處理。含有P之化合物在金屬顯微鏡下呈黑灰色，由Mn、Fe形成之析出物、化合物呈淺藍色，因此可進行區分。
再者，若用本實施形態的蝕刻液對含有P之試樣進行蝕刻，則如圖1、2所示，清楚地看到了α相與β相的相界。將P的含量為大致0.01mass%為界，相界變得更清楚，並且P的含有對金相組織帶來變化。
與含有P之化合物相同地，用金屬顯微鏡對Bi粒子進行了觀察。從圖2的金屬顯微鏡照片，清楚地區分Bi粒子與含有P之化合物，尤其，含有P之化合物幾乎不存在於α相中，因此存在於α相之粒子為Bi粒子。難以進行兩者的區分之情況下，用具有分析功能之電子顯微鏡、EPMA等來判斷。在顯微鏡照片中，若能夠在α相晶粒內觀察到Bi粒子，則確定在α相內存在Bi粒子，評價為“○”（present）。Bi粒子存在於α相與β相的邊界之情況下，判定為不存在於α相內。α相內不存在Bi粒子之情況下，評價為“×”（absent，不存在）。
在相的確認、析出物的確認、含有P之化合物及Bi粒子的判定困難的情況下，使用場發射型掃描電子顯微鏡（FE-SEM）（JEOL Ltd.製的JSM-7000F）和附屬的EDS，在加速電壓15kV、電流值（設定值15）的條件下，藉由FE-SEM-EBSP（Electron Back Scattering Diffracton Pattern，電子背向散射衍射圖案）法以倍率500倍或2000倍確定了相、析出物。在含有P之試樣中，在基於金屬顯微鏡之觀察的段階中未觀察到含有P之化合物之情況下，以倍率2000倍確認了有無含有P之化合物。
又，在對若干種合金測量α相、β相、γ相、尤其β相中含有之Si濃度之情況、含有P之化合物的判斷困難之情況及Bi粒子較小之情況下，以2000倍的倍率拍攝二次電子像、組成像，用X射線微分析儀進行了定量分析或定性分析。在進行測量時，使用JEOL Ltd.製的“JXA-8230”在加速電壓20kV、電流值3.0×10-8
A的條件下進行。
用金屬顯微鏡確認到含有P之化合物之情況下，將含有P之化合物的存在評價評價為“○”（好）。以2000倍的倍率確認到含有P之化合物之情況下，將含有P之化合物的存在評價評價為“△”（可）。未確認到含有P之化合物之情況下，將含有P之化合物的存在評價評價為“×”（差）。關於本實施形態的含有P之化合物的存在，將“△”亦視為包括者。在表中，將含有P之化合物的存在評價的結果示於“P化合物”項中。
（熔點測量・鑄造性試驗）
使用了製作鑄件試驗片時所使用之熔融金屬的剩餘部分。將熱電偶放入熔融金屬中，求出液相線溫度、固相線溫度，並且求出了凝固溫度範圍。
又，將1000℃的熔融金屬澆鑄於鐵製Tatur模具中，並且詳細檢查了最終凝固部及其附近中的孔、多孔縮孔等缺陷的有無（Tatur測試（Tatur Shrinkage Test））。
具體而言，如圖4的截面示意圖所示，切斷了鑄件以便獲得包含最終凝固部之縱截面。藉由400號為止的金鋼砂紙對試樣的截面進行研磨，使用硝酸獲得宏觀組織，更容易知曉缺陷部分。接著，藉由滲透探傷檢測，調查了微觀等級的缺陷的有無。圖5為合金No.S01的Tatur測試後的截面的宏觀組織。
如以下評價了鑄造性。截面中，在最終凝固部及其附近的表面至3mm以內出現缺陷指示模樣但是在最終凝固部及其附近的表面至大於3mm之部分未出現缺陷之情況下，將鑄造性評價為“○”（良、good）。在最終凝固部及其附近的表面至6mm以內出現缺陷指示模樣但是在最終凝固部及其附近的表面至大於6mm部分未產生缺陷之情況下，將鑄造性評價為“△”（可、fair）。在最終凝固部及其附近的表面至大於6mm部分產生缺陷之情況下，將鑄造性評價為“×”（不良、poor）。
藉由良好的鑄造方案，最終凝固部大致為冒口的部分，但是有橫跨鑄件本體之情況。本實施形態的合金鑄件的情況下，Tatur測試的結果與凝固溫度範圍具有密切的關係。凝固溫度範圍為15℃以下或20℃以下的情況下，鑄造性多為“○”的評價。凝固溫度範圍大於25℃之情況下，鑄造性多為“×”的評價。若凝固溫度範圍為25℃以下，鑄造性的評價成為“○”或“△”。又，若不可避免之雜質的量較多，則凝固溫度範圍變寬，鑄造性的評價變差。
（導電率）
導電率的測定使用了FOERSTER JAPAN LIMITED.製的導電率測定裝置（SIGMATEST D2.068）。再者，在本說明書中，以相同的含義使用了術語“電傳導”和“導電”。又，熱傳導性與電傳導性具有較強之相關性，因此導電率越高，表示熱傳導性越良好。
（機械特性）
（硬度）
使用維氏硬度計，在荷重49kN下進行了各試驗材料的硬度。為了高的強度，若維氏硬度較佳為105Hv以上、更佳為120Hv以上，則可以認為在快削性銅合金鑄件中非常高的水平。
（衝擊特性）
藉由以下的方法進行了衝擊試驗。採用了以JIS Z 2242為基準之U凹口試驗片（凹口深度2mm、凹口底半徑1mm）。藉由半徑2mm的衝擊刃進行夏比衝擊試驗，測量了衝擊值。
＜基於車床之切削性試驗＞
如以下，切削性的評價藉由使用車床之切削試驗進行了評價。
對鑄件實施切削加工，將直徑設為14mm而製作了試驗材料。將不具有斷屑槽之K10的超硬工具（刀片）安裝於車床。使用該車床，在乾式下，前角：0°、刀尖半徑：0.4mm、後角：6°、切削速度：40m/分鐘、切片深度：1.0mm、進給速度：0.11mm/rev.的條件下，在直徑14mm的試驗材料的圓周上進行了切削。
從由安裝於工具之3部分構成之測力計（Miho Corporation製、AST式工具測力計AST-TL1003）發出之訊號轉換成電氣電壓訊號並且記錄於記錄儀。接著，該等訊號轉換成切削阻力（主分力、進給分力、背分力、N）。切削試驗中，為了抑制刀片摩耗的影響，實施2次A→B→C→・・・C→B→A的往返，對各試樣測量了4次。藉由以下的式求出切削阻力。
切削阻力（主分力、進給分力、背分力的合力）=（（主分力）2
+（進給分力）2
+（背分力）2
）1/2
再者，在各樣品中測量4次，採用了其平均值。將由Zn-59mass%Cu-3mass%Pb-0.2mass%Fe-0.3mass%Sn合金構成之市售的快削黄銅棒C3604的切削阻力設為100，算出試樣的切削阻力的相對值（切削性指數），進行了相對評價。切削性指數愈高，愈具有良好的切削性。再者，表中的“合力”的記載係指主分力、進給分力、背分力的合力，表示切削性指數。
又，如下述求出了切削性指數。
試樣的切削試驗結果的指數（切削性指數）=（C3604的切削阻力/試樣的切削阻力）×100
同時採取切屑，藉由切屑形狀評價了切削性。實用的切削上存在的問題係切屑與工具的纏結及切屑的大體積。因此，作為切屑形狀，將產生平均長度短於7mm之切屑之情況評價為“○”（良好、good）。作為切屑形狀，將產生平均長度為7mm以上且小於20mm的切屑之情況判斷為雖實用上存在一些問題但是能夠切削，評價為“△”（可、fair）。將產生切屑長度為平均且20mm以上的切屑之情況評價為“×”（poor）。再者，最初產生之切屑被除外而進行了評價。
切削阻力依賴於材料的剪切強度、拉伸強度，具有愈為強度高的材料切削阻力變得愈高之傾向。高強度材料的情況下，若相對於含有1～4mass%的Pb之快削黄銅棒的切削阻力，切削阻力高約40%左右，則實用上視為良好。因此，將切削性指數為約70為界（邊界值），對本實施形態中的切削性的評價基準進行了評價。具體而言，若切削性指數大於70，則評價為切削性良好（評價：○、好）。若切削性指數為65以上且70以下，則評價為切削性可（評價：△、可），設為合格。若切削性指數小於65，則評價為切削性不可（評價：×、差），設為不合格。
若為同等的強度，則切屑形狀與切削性指數具有相關性，但是局部的例外除外。若切削性指數較大，則具有切屑的分割性良好之傾向，能夠進行數值化。
順便提及，作為Zn濃度高、含有0.01mass%的Pb且含有約50%的β相之快削性銅合金棒之Zn-58.1mass%Cu-0.01mass%Pb合金的切削性指數為39，切屑的長度長於20mm。同樣地，作為不含Si、含有0.01mass%的Pb之β單相銅合金之Zn-55mass%Cu-0.01mass%Pb合金的切削性指數為41，切屑的長度長於20mm。
圖6表示含有0.063mass%的P、0.016mass%的Pb並且存在含有P之化合物之試驗No.T07（合金No.S02）的切屑的外觀。圖7表示含有0.067mass%的P、0.073mass%的Pb、0.042mass%的Bi並且存在含有P之化合物、含有Bi之粒子存在於α相之試驗No.T35（合金No.S20）的切屑的外觀。圖8表示含有0.001mass%的P、0.025mass%的Pb之試驗No.T106（合金No.S53）的切屑的外觀。
含有P並且能夠確認P的化合物之試驗No.T07（合金No.S02）、試驗No.T35（合金No.S20）的切屑的平均長度分別為約2mm、約0.7mm，被較細地分割。
另一方面，在P的含量為0.003mass%以下並且未觀察到P的化合物之試驗No.T106（合金No.S53）中，切屑長度大於20mm並且為連續者。
＜鑽頭切削試驗＞
在鑽床中使用φ3.5mm高速鋼製JIS標準鑽頭，以轉速：1250rpm、進給量：0.17mm/rev.的條件在乾燥條件下進行了深度10mm的鑽孔加工。在進行鑽孔加工時，用AST式工具動力計在周向、軸向上採集電壓變化，計算出鑽孔加工時的扭矩/推力。再者，對各樣品進行4次測定，並採用了其平均值。將由Zn-59mass%Cu-3mass%Pb-0.2mass%Fe-0.3mass%Sn合金構成之市售的快削黃銅棒C3604的扭矩、推力設為100，計算試樣的扭矩、推力的相對值（扭矩指數、推力指數），進行了相對評價。切削性指數（扭矩指數、推力指數、鑽孔指數）越高，越具有良好之切削性。鑽孔加工中，為了抑制鑽頭的磨損的影響，實施2次A→B→C→///C→B→A的往復，對各試樣進行了4次測定。
亦即，如下求出了切削性指數。
試樣的鑽孔試驗結果的指數（鑽孔指數）=（扭矩指數+推力指數）/2
試樣的扭矩指數=（C3604的扭矩/試樣的扭矩）×100
試樣的推力指數=（C3604的推力/試樣的推力）×100
第3次的試驗時，採用了切屑。藉由切屑形狀評價了切削性。實用切削上存在的問題係切屑與工具的纏結及切屑的大體積。因此，將產生切屑形狀為切屑的平均且1圈以下的切屑之情況評價為“○”（良好、good），將產生切屑形狀大於1圈且3圈以下為止的切屑之情況評價為“△”（可、fair），評價為雖實用上存在一些問題但能夠進行鑽頭切削。將產生切屑形狀大於3圈之切屑之情況評價為“×”（poor）。再者，最初產生之切屑被除外。
若高強度材料的扭矩、推力相對於含有1～4mass%的Pb之快削黃銅棒的切削阻力高約30%左右，則在實用上視為良好。將切削性指數為約70為界（邊界值），對本實施形態中的切削性的評價基準進行了評價。具體而言，若鑽頭指數為71以上，則評價為切削性良好（評價：○、good）。若鑽頭指數為65以上且小於71，則評價為切削性可（評價：△、fair），評價為在實用上存在一些問題，但能夠進行鑽頭切削。若鑽頭指數小於65，則評價為切削性不可（評價：×、poor）。但是，扭矩指數、推力指數皆需要64以上。
若為相同的強度，則切屑形狀與扭矩指數具有較強的關係，但是局部的例外除外。若扭矩指數較大，則具有切屑的分割性良好的傾向，因此能夠以扭矩指數對切屑形狀進行數值比較。
順便提及，作為Zn濃度高、含有0.01mass%的Pb且含有約50%的β相之快削性銅合金之Zn-58.1mass%Cu-0.01mass%Pb合金的鑽孔指數為49（扭矩指數為46、推力指數為52），切屑大於3卷。同樣地，作為不含Si且含有0.01mass%的Pb之β單相的銅合金之Zn-55mass%Cu-0.01mass%Pb合金的鑽孔指數為61（扭矩指數為53、推力指數為68），切屑大於3卷。
【表9】
備註：MM表示稀土金屬合金。
| 合金 No. | 成分組成（mass%） | 不可避免之雜質(mass%) | 組成關係式 | ||||||||||||||||
| Cu | Si | P | Pb | Bi | Zn | Fe | Mn | Co | Cr | Sn | Al | Ni | Sb | Ag | B | MM | f0 | f1 | |
| S01 | 63.1 | 1.18 | 0.048 | 0.097 | 0 | 剩餘部分 | 0.01 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.01 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.097 | 57.2 |
| S02 | 62.5 | 1.00 | 0.063 | 0.016 | 0 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.08 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.02 | 0.016 | 57.5 |
| S03 | 62.4 | 1.09 | 0.065 | 0.180 | 0 | 剩餘部分 | 0.01 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.180 | 57.0 |
| S04 | 61.4 | 0.81 | 0.044 | 0.023 | 0 | 剩餘部分 | 0.09 | 0.00 | 0.03 | 0.00 | 0.09 | 0.04 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.023 | 57.3 |
| S05 | 61.9 | 1.11 | 0.110 | 0.006 | 0 | 剩餘部分 | 0.03 | 0.00 | 0.00 | 0.03 | 0.00 | 0.05 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.006 | 56.3 |
| S06 | 64.8 | 1.33 | 0.052 | 0.019 | 0 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.019 | 58.1 |
| S07 | 60.1 | 0.46 | 0.019 | 0.156 | 0 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.156 | 57.9 |
| S08 | 61.9 | 1.04 | 0.150 | 0.085 | 0 | 剩餘部分 | 0.01 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.01 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.085 | 56.7 |
| S09 | 60.7 | 0.65 | 0.070 | 0.037 | 0 | 剩餘部分 | 0.01 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.037 | 57.4 |
| S10 | 63.6 | 0.94 | 0.078 | 0.112 | 0 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.112 | 58.9 |
| S11 | 62.0 | 0.89 | 0.053 | 0.212 | 0 | 剩餘部分 | 0.07 | 0.08 | 0.00 | 0.00 | 0.03 | 0.09 | 0.05 | 0.01 | 0.01 | 0.000 | 0.00 | 0.212 | 57.6 |
| S12 | 62.0 | 0.78 | 0.082 | 0.007 | 0 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.007 | 58.1 |
| S13 | 64.3 | 1.02 | 0.077 | 0.088 | 0.008 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.096 | 59.2 |
| S14 | 61.5 | 0.84 | 0.066 | 0.044 | 0.018 | 剩餘部分 | 0.01 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.01 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.010 | 0.00 | 0.062 | 57.3 |
| S15 | 61.6 | 0.71 | 0.013 | 0.051 | 0.004 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.055 | 58.1 |
| S16 | 62.7 | 0.98 | 0.006 | 0.031 | 0.003 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.034 | 57.8 |
| S17 | 58.9 | 0.44 | 0.040 | 0.085 | 0.015 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.100 | 56.7 |
| S18 | 60.9 | 0.51 | 0.034 | 0.078 | 0.010 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.088 | 58.4 |
【表10】
備註：MM表示稀土金屬合金。
| 合金 No. | 成分組成(mass%) | 不可避免之雜質(mass%) | 組成關係式 | ||||||||||||||||
| Cu | Si | P | Pb | Bi | Zn | Fe | Mn | Co | Cr | Sn | Al | Ni | Sb | Ag | B | MM | f0 | f1 | |
| S19 | 63.4 | 0.95 | 0.105 | 0.118 | 0.028 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.146 | 58.7 |
| S20 | 62.2 | 1.02 | 0.067 | 0.073 | 0.042 | 剩餘部分 | 0.08 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.07 | 0.00 | 0.05 | 0.00 | 0.00 | 0.001 | 0.00 | 0.115 | 57.1 |
| S21 | 62.8 | 0.98 | 0.053 | 0.091 | 0.084 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.09 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.03 | 0.00 | 0.02 | 0.01 | 0.000 | 0.00 | 0.175 | 58.0 |
| S22 | 60.5 | 0.61 | 0.037 | 0.084 | 0.025 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.08 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.07 | 0.08 | 0.00 | 0.01 | 0.000 | 0.01 | 0.109 | 57.5 |
| S23 | 63.5 | 1.21 | 0.048 | 0.087 | 0.057 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.144 | 57.5 |
| S24 | 62.4 | 0.92 | 0.046 | 0.022 | 0.028 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.050 | 57.8 |
| S25 | 62.5 | 0.82 | 0.066 | 0.065 | 0.033 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.02 | 0.02 | 0.00 | 0.00 | 0.06 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.098 | 58.4 |
| S26 | 61.9 | 0.88 | 0.085 | 0.175 | 0.063 | 剩餘部分 | 0.15 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.13 | 0.08 | 0.05 | 0.01 | 0.02 | 0.000 | 0.00 | 0.238 | 57.6 |
| S27 | 61.4 | 0.70 | 0.047 | 0.065 | 0 | 剩餘部分 | 0.08 | 0.04 | 0.00 | 0.00 | 0.09 | 0.03 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.065 | 57.9 |
| S28 | 61.4 | 0.70 | 0.045 | 0.064 | 0 | 剩餘部分 | 0.18 | 0.09 | 0.00 | 0.03 | 0.09 | 0.03 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.064 | 57.9 |
| S29 | 61.5 | 0.71 | 0.045 | 0.064 | 0 | 剩餘部分 | 0.09 | 0.04 | 0.00 | 0.00 | 0.19 | 0.09 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.064 | 58.0 |
| S30 | 61.3 | 0.69 | 0.046 | 0.066 | 0 | 剩餘部分 | 0.30 | 0.18 | 0.00 | 0.03 | 0.09 | 0.03 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.066 | 57.9 |
| S31 | 61.4 | 0.70 | 0.047 | 0.065 | 0 | 剩餘部分 | 0.08 | 0.03 | 0.00 | 0.00 | 0.29 | 0.19 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.065 | 57.9 |
| S32 | 63.2 | 1.02 | 0.041 | 0.026 | 0.034 | 剩餘部分 | 0.07 | 0.04 | 0.00 | 0.00 | 0.08 | 0.03 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.060 | 58.1 |
| S33 | 63.1 | 1.01 | 0.042 | 0.024 | 0.034 | 剩餘部分 | 0.13 | 0.17 | 0.03 | 0.00 | 0.09 | 0.04 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.058 | 58.1 |
| S34 | 63.2 | 1.00 | 0.039 | 0.030 | 0.033 | 剩餘部分 | 0.06 | 0.05 | 0.00 | 0.00 | 0.13 | 0.19 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.063 | 58.2 |
| S35 | 63.1 | 1.01 | 0.040 | 0.027 | 0.032 | 剩餘部分 | 0.19 | 0.27 | 0.03 | 0.00 | 0.08 | 0.04 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.059 | 58.1 |
| S36 | 63.3 | 1.03 | 0.063 | 0.025 | 0.035 | 剩餘部分 | 0.07 | 0.04 | 0.00 | 0.00 | 0.31 | 0.17 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.060 | 58.1 |
【表11】
備註：MM表示稀土金屬合金。
| 合金 No. | 成分組成（mass%） | 不可避免之雜質(mass%) | 組成關係式 | ||||||||||||||||
| Cu | Si | P | Pb | Bi | Zn | Fe | Mn | Co | Cr | Sn | Al | Ni | Sb | Ag | B | MM | f0 | f1 | |
| S51 | 65.4 | 1.47 | 0.058 | 0.026 | 0 | 剩餘部分 | 0.06 | 0.02 | 0.00 | 0.00 | 0.04 | 0.03 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.026 | 58.0 |
| S52 | 59.0 | 0.29 | 0.083 | 0.141 | 0.012 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.153 | 57.6 |
| S53 | 63.1 | 1.08 | 0.001 | 0.025 | 0 | 剩餘部分 | 0.02 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.05 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.025 | 57.7 |
| S54 | 64.1 | 1.09 | 0.075 | 0.001 | 0 | 剩餘部分 | 0.01 | 0.01 | 0.00 | 0.00 | 0.01 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.001 | 58.6 |
| S55 | 64.8 | 0.98 | 0.085 | 0.101 | 0.028 | 剩餘部分 | 0.01 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.129 | 59.9 |
| S56 | 60.9 | 1.05 | 0.031 | 0.061 | 0 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.01 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.061 | 55.7 |
| S57 | 62.5 | 0.72 | 0.025 | 0.033 | 0.007 | 剩餘部分 | 0.05 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.08 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.040 | 58.9 |
| S58 | 62.2 | 0.48 | 0.085 | 0.056 | 0.022 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.04 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.078 | 59.8 |
| S59 | 60.4 | 0.46 | 0.024 | 0.023 | 0.005 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.028 | 58.1 |
| S60 | 58.4 | 0.09 | 0.011 | 0.178 | 0.058 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.236 | 58.1 |
| S61 | 61.0 | 0.52 | 0.033 | 0.034 | 0 | 剩餘部分 | 0.05 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.08 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.034 | 58.4 |
| S62 | 60.8 | 0.42 | 0.078 | 0.163 | 0 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.07 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.05 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.163 | 58.7 |
| S63 | 58.1 | 0.07 | 0.012 | 0.245 | 0 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.000 | 0.00 | 0.245 | 57.9 |
【表12】
| 步驟 No. | 鑄造時的平均冷却速度(℃/分) | 低溫退火 | ||||
| 650～550℃ | 530～450℃ | 430～350℃ | 溫度 (℃) | 時間 (分鐘) | f7 | |
| 1 | 40 | 30 | 25 | － | － | － |
| 2 | 50 | 40 | 30 | － | － | － |
| 3 | 8 | 5 | 2 | － | － | － |
| 4 | 20 | 2 | 10 | － | － | － |
| 5 | 75 | 60 | 50 | － | － | － |
| 6 | 60 | 45 | 30 | － | － | － |
| 7 | 80 | 65 | 50 | － | － | － |
| 8 | 40 | 30 | 25 | 350 | 20 | 671 |
【表13】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 金相組織 | 凝固溫度範圍(℃) | 鑄造性 | ||||||||
| f2 | f3 | f4 | f5 | f6 | f6A | P化合物 | α相中的 Bi粒子 | β相中的 Si濃度 (mass%) | |||||
| T01 | S01 | 1 | 47 | 53 | 0 | 0 | 57 | 72 | 〇 | － | 1.5 | 14 | 〇 |
| T02 | 2 | 41 | 59 | 0 | 0 | 63 | 78 | 〇 | － | 1.4 | |||
| T03 | 3 | 55 | 43 | 1.9 | 0.9 | 50 | 65 | 〇 | － | 1.5 | |||
| T04 | 4 | 51 | 49 | 0 | 0 | 53 | 68 | 〇 | － | 1.5 | |||
| T05 | 5 | 29 | 71 | 0 | 0 | 76 | 91 | △ | － | 1.3 | |||
| T06 | 8 | 53 | 44 | 2.5 | 1.1 | 52 | 67 | 〇 | － | 1.4 | |||
| T07 | S02 | 1 | 48 | 52 | 0 | 0 | 52 | 61 | 〇 | － | 1.3 | 14 | 〇 |
| T08 | S03 | 1 | 43 | 57 | 0 | 0 | 59 | 79 | 〇 | － | 1.3 | 13 | 〇 |
| T09 | S04 | 1 | 51 | 49 | 0 | 0 | 43 | 52 | 〇 | － | 1.0 | 13 | 〇 |
| T10 | 2 | 44 | 56 | 0 | 0 | 50 | 59 | 〇 | － | 1.0 | |||
| T11 | 3 | 57 | 43 | 0 | 0 | 38 | 47 | 〇 | － | 1.0 | |||
| T12 | 4 | 54 | 46 | 0 | 0 | 41 | 50 | 〇 | － | 1.1 | |||
| T13 | S05 | 1 | 29 | 71 | 0 | 0 | 74 | 82 | 〇 | － | 1.2 | 10 | 〇 |
| T14 | S06 | 1 | 64 | 35 | 0.9 | 0.5 | 42 | 50 | 〇 | － | 1.7 | 19 | △ |
| T15 | 2 | 57 | 43 | 0 | 0 | 48 | 56 | 〇 | － | 1.7 | |||
| T16 | 3 | 78 | 16 | 5.7 | 7.1 | 25 | 34 | 〇 | － | 1.4 | |||
| T17 | 4 | 74 | 22 | 3.8 | 3.5 | 30 | 39 | 〇 | － | 1.5 | |||
| T18 | S07 | 1 | 54 | 46 | 0 | 0 | 27 | 44 | 〇 | － | 0.6 | 13 | 〇 |
| T19 | 6 | 45 | 55 | 0 | 0 | 32 | 49 | △ | － | 0.6 | |||
| T20 | 7 | 36 | 64 | 0 | 0 | 37 | 54 | × | － | 0.5 |
【表14】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 特性 | 車床 | 鑽頭 | ||||||
| 導電率 （%IACS） | 維氏硬度 (Hv) | 衝擊值 （J/cm2 ） | 切屑 | 合力 | 切屑 | 扭矩 指數 | 推力 指數 | 鑽孔 指數 | |||
| T01 | S01 | 1 | 15.4 | 130 | 46 | 〇 | 85 | 〇 | 74 | 76 | 75 |
| T02 | 2 | 15.6 | 134 | 42 | 〇 | 86 | 〇 | 75 | 76 | 76 | |
| T03 | 3 | 15.2 | 136 | 35 | 〇 | 82 | 〇 | 76 | 71 | 74 | |
| T04 | 4 | 15.3 | 127 | 47 | 〇 | 83 | 〇 | 72 | 75 | 74 | |
| T05 | 5 | 15.8 | 143 | 32 | 〇 | 79 | 〇 | 70 | 74 | 72 | |
| T06 | 8 | 15.2 | 138 | 30 | 〇 | 82 | 〇 | 75 | 72 | 74 | |
| T07 | S02 | 1 | 17.0 | 132 | 51 | 〇 | 80 | 〇 | 71 | 74 | 73 |
| T08 | S03 | 1 | 16.1 | 136 | 43 | 〇 | 86 | 〇 | 75 | 77 | 76 |
| T09 | S04 | 1 | 18.5 | 126 | 50 | 〇 | 77 | 〇 | 71 | 73 | 72 |
| T10 | 2 | 18.8 | 131 | 45 | 〇 | 79 | 〇 | 70 | 75 | 73 | |
| T11 | 3 | 18.4 | 120 | 55 | 〇 | 75 | 〇 | 69 | 71 | 70 | |
| T12 | 4 | 18.4 | 124 | 51 | 〇 | 76 | 〇 | 68 | 72 | 70 | |
| T13 | S05 | 1 | 16.8 | 142 | 31 | 〇 | 83 | 〇 | 73 | 75 | 74 |
| T14 | S06 | 1 | 14.5 | 129 | 46 | 〇 | 79 | 〇 | 74 | 70 | 72 |
| T15 | 2 | 14.7 | 127 | 48 | 〇 | 82 | 〇 | 72 | 73 | 73 | |
| T16 | 3 | 14.4 | 151 | 21 | × | 66 | △ | 71 | 61 | 66 | |
| T17 | 4 | 14.5 | 138 | 27 | △ | 72 | 〇 | 72 | 65 | 69 | |
| T18 | S07 | 1 | 21.5 | 119 | 62 | 〇 | 72 | △ | 70 | 70 | 70 |
| T19 | 6 | 21.6 | 122 | 57 | △ | 70 | △ | 67 | 69 | 68 | |
| T20 | 7 | 21.8 | 130 | 48 | × | 65 | × | 62 | 65 | 64 |
【表15】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 金相組織 | 凝固溫度 範圍(℃) | 鑄造性 | ||||||||
| f2 | f3 | f4 | f5 | f6 | f6A | P化合物 | α相中的 Bi粒子 | β相中的 Si濃度 (mass%) | |||||
| T21 | S08 | 1 | 36 | 64 | 0 | 0 | 65 | 82 | 〇 | － | 1.2 | 10 | 〇 |
| T22 | S09 | 1 | 49 | 51 | 0 | 0 | 39 | 50 | 〇 | － | 0.8 | 11 | 〇 |
| T23 | S10 | 1 | 73 | 27 | 0 | 0 | 26 | 43 | 〇 | － | 1.4 | 20 | 〇 |
| T24 | S11 | 2 | 51 | 49 | 0 | 0 | 46 | 67 | 〇 | － | 1.1 | 14 | 〇 |
| T25 | S12 | 1 | 60 | 40 | 0 | 0 | 35 | 42 | 〇 | － | 1.0 | 15 | 〇 |
| T26 | S13 | 2 | 77 | 23 | 0 | 0 | 23 | 39 | 〇 | × | 1.4 | 23 | △ |
| T27 | S14 | 1 | 49 | 51 | 0 | 0 | 46 | 60 | 〇 | 〇 | 1.1 | 13 | 〇 |
| T28 | S15 | 1 | 59 | 41 | 0 | 0 | 33 | 44 | 〇 | × | 0.9 | 14 | 〇 |
| T29 | 5 | 45 | 55 | 0 | 0 | 45 | 55 | × | × | 0.8 | |||
| T30 | S16 | 1 | 56 | 44 | 0 | 0 | 44 | 52 | △ | × | 1.2 | 14 | 〇 |
| T31 | S17 | 1 | 37 | 63 | 0 | 0 | 35 | 50 | 〇 | × | 0.5 | 9 | 〇 |
| T32 | S18 | 1 | 65 | 35 | 0 | 0 | 22 | 36 | 〇 | × | 0.6 | 14 | 〇 |
| T33 | S19 | 1 | 69 | 31 | 0 | 0 | 30 | 50 | 〇 | 〇 | 1.3 | 18 | 〇 |
| T34 | 2 | 63 | 37 | 0 | 0 | 36 | 55 | 〇 | 〇 | 1.3 | |||
| T35 | S20 | 1 | 48 | 52 | 0 | 0 | 53 | 69 | 〇 | 〇 | 1.3 | 14 | 〇 |
| T36 | 2 | 43 | 57 | 0 | 0 | 58 | 74 | 〇 | 〇 | 1.2 | |||
| T37 | 3 | 54 | 45 | 0.9 | 0.4 | 48 | 65 | 〇 | 〇 | 1.3 | |||
| T38 | 6 | 39 | 61 | 0 | 0 | 62 | 78 | 〇 | 〇 | 1.3 | |||
| T39 | 7 | 31 | 69 | 0 | 0 | 70 | 86 | △ | 〇 | 1.1 | |||
| T40 | 8 | 56 | 42 | 1.6 | 0.8 | 46 | 63 | 〇 | 〇 | 1.2 |
【表16】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 特性 | 車床 | 鑽頭 | ||||||
| 導電率 （%IACS） | 維氏硬度 (Hv) | 衝擊值 （J/cm2 ） | 切屑 | 合力 | 切屑 | 扭矩 指數 | 推力 指數 | 鑽孔 指數 | |||
| T21 | S08 | 1 | 17.3 | 139 | 28 | 〇 | 85 | 〇 | 74 | 75 | 75 |
| T22 | S09 | 1 | 20.2 | 125 | 50 | △ | 75 | 〇 | 68 | 71 | 70 |
| T23 | S10 | 1 | 17.0 | 113 | 67 | 〇 | 75 | 〇 | 70 | 72 | 71 |
| T24 | S11 | 2 | 18.0 | 126 | 47 | 〇 | 84 | 〇 | 75 | 74 | 75 |
| T25 | S12 | 1 | 17.0 | 113 | 65 | 〇 | 72 | △ | 68 | 71 | 70 |
| T26 | S13 | 2 | 18.5 | 110 | 84 | △ | 71 | △ | 67 | 71 | 69 |
| T27 | S14 | 1 | 18.2 | 131 | 55 | 〇 | 82 | 〇 | 73 | 72 | 73 |
| T28 | S15 | 1 | 19.6 | 118 | 63 | 〇 | 73 | 〇 | 69 | 71 | 70 |
| T29 | 5 | 20.1 | 125 | 55 | × | 66 | × | 61 | 67 | 64 | |
| T30 | S16 | 1 | 17.2 | 123 | 54 | △ | 72 | △ | 68 | 73 | 71 |
| T31 | S17 | 1 | 22.0 | 123 | 47 | △ | 74 | 〇 | 70 | 71 | 71 |
| T32 | S18 | 1 | 21.3 | 110 | 74 | 〇 | 71 | △ | 67 | 70 | 69 |
| T33 | S19 | 1 | 17.0 | 114 | 73 | 〇 | 80 | 〇 | 72 | 73 | 73 |
| T34 | 2 | 17.3 | 115 | 67 | 〇 | 81 | 〇 | 73 | 73 | 73 | |
| T35 | S20 | 1 | 16.7 | 131 | 50 | 〇 | 85 | 〇 | 74 | 76 | 75 |
| T36 | 2 | 17.0 | 133 | 51 | 〇 | 86 | 〇 | 75 | 75 | 75 | |
| T37 | 3 | 16.8 | 132 | 45 | 〇 | 85 | 〇 | 76 | 71 | 74 | |
| T38 | 6 | 16.7 | 127 | 48 | 〇 | 84 | 〇 | 74 | 75 | 75 | |
| T39 | 7 | 17.3 | 139 | 38 | 〇 | 81 | 〇 | 71 | 72 | 72 | |
| T40 | 8 | 17.0 | 136 | 39 | 〇 | 83 | 〇 | 76 | 70 | 73 |
【表17】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 金相組織 | 凝固溫度 範圍(℃) | 鑄造性 | ||||||||
| f2 | f3 | f4 | f5 | f6 | f6A | P化合物 | α相中的 Bi粒子 | β相中的 Si濃度 (mass%) | |||||
| T41 | S21 | 1 | 61 | 39 | 0 | 0 | 39 | 58 | 〇 | 〇 | 1.3 | 16 | 〇 |
| T42 | 2 | 54 | 46 | 0 | 0 | 46 | 65 | 〇 | 〇 | 1.2 | |||
| T43 | 3 | 66 | 34 | 0 | 0 | 34 | 53 | 〇 | 〇 | 1.3 | |||
| T44 | 6 | 51 | 49 | 0 | 0 | 49 | 68 | 〇 | 〇 | 1.3 | |||
| T45 | 7 | 40 | 60 | 0 | 0 | 59 | 79 | △ | 〇 | 1.1 | |||
| T46 | 8 | 64 | 35 | 0.9 | 0.5 | 37 | 57 | 〇 | 〇 | 1.3 | |||
| T47 | S22 | 1 | 50 | 50 | 0 | 0 | 36 | 52 | 〇 | 〇 | 0.7 | 12 | 〇 |
| T48 | S23 | 1 | 49 | 51 | 0 | 0 | 55 | 73 | 〇 | 〇 | 1.5 | 15 | 〇 |
| T49 | S24 | 1 | 58 | 42 | 0 | 0 | 40 | 52 | 〇 | － | 1.2 | 15 | 〇 |
| T50 | S25 | 1 | 66 | 34 | 0 | 0 | 30 | 46 | 〇 | 〇 | 1.2 | 17 | 〇 |
| T51 | S26 | 1 | 51 | 49 | 0 | 0 | 46 | 69 | 〇 | 〇 | 1.1 | 12 | 〇 |
| T52 | S27 | 1 | 56 | 44 | 0 | 0 | 35 | 48 | 〇 | － | 0.9 | 14 | 〇 |
| T53 | S28 | 1 | 58 | 42 | 0 | 0 | 34 | 47 | 〇 | － | 0.9 | 16 | 〇 |
| T54 | S29 | 1 | 55 | 45 | 0 | 0 | 37 | 49 | 〇 | － | 0.9 | 17 | 〇 |
| T55 | S30 | 1 | 63 | 37 | 0 | 0 | 29 | 42 | 〇 | － | 0.7 | 20 | △ |
| T56 | S31 | 1 | 58 | 40 | 1.6 | 0.8 | 36 | 49 | 〇 | － | 0.8 | 24 | × |
| T57 | S32 | 1 | 60 | 40 | 0 | 0 | 40 | 53 | 〇 | 〇 | 1.3 | 16 | 〇 |
| T58 | S33 | 1 | 61 | 39 | 0 | 0 | 39 | 51 | 〇 | 〇 | 1.2 | 18 | 〇 |
| T59 | S34 | 1 | 61 | 38 | 0.6 | 0.3 | 40 | 53 | 〇 | 〇 | 1.3 | 19 | 〇 |
| T60 | S35 | 1 | 67 | 33 | 0 | 0 | 33 | 45 | 〇 | 〇 | 1.1 | 22 | △ |
| T61 | S36 | 1 | 65 | 32 | 2.9 | 1.8 | 38 | 51 | 〇 | 〇 | 1.2 | 26 | × |
【表18】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 特性 | 車床 | 鑽頭 | ||||||
| 導電率 （%IACS） | 維氏硬度 (Hv) | 衝擊值 （J/cm2 ） | 切屑 | 合力 | 切屑 | 扭矩 指數 | 推力 指數 | 鑽孔 指數 | |||
| T41 | S21 | 1 | 17.5 | 124 | 54 | 〇 | 83 | 〇 | 73 | 74 | 74 |
| T42 | 2 | 17.8 | 127 | 50 | 〇 | 84 | 〇 | 74 | 74 | 74 | |
| T43 | 3 | 17.6 | 120 | 57 | 〇 | 81 | 〇 | 71 | 74 | 73 | |
| T44 | 6 | 17.8 | 125 | 52 | 〇 | 82 | 〇 | 72 | 74 | 73 | |
| T45 | 7 | 18.0 | 137 | 37 | 〇 | 78 | △ | 69 | 72 | 71 | |
| T46 | 8 | 17.5 | 127 | 53 | 〇 | 83 | 〇 | 75 | 70 | 73 | |
| T47 | S22 | 1 | 20.8 | 118 | 55 | 〇 | 78 | 〇 | 72 | 72 | 72 |
| T48 | S23 | 1 | 15.2 | 134 | 49 | 〇 | 87 | 〇 | 75 | 77 | 76 |
| T49 | S24 | 1 | 17.0 | 113 | 60 | 〇 | 81 | 〇 | 72 | 74 | 73 |
| T50 | S25 | 1 | 18.1 | 115 | 68 | 〇 | 79 | 〇 | 70 | 72 | 71 |
| T51 | S26 | 1 | 17.9 | 126 | 52 | 〇 | 87 | 〇 | 76 | 76 | 76 |
| T52 | S27 | 1 | 19.7 | 122 | 56 | 〇 | 78 | 〇 | 71 | 72 | 72 |
| T53 | S28 | 1 | 19.5 | 127 | 57 | 〇 | 76 | 〇 | 70 | 71 | 71 |
| T54 | S29 | 1 | 19.6 | 124 | 50 | 〇 | 78 | 〇 | 72 | 68 | 70 |
| T55 | S30 | 1 | 19.2 | 126 | 51 | △ | 67 | × | 63 | 67 | 65 |
| T56 | S31 | 1 | 19.5 | 135 | 35 | × | 70 | △ | 69 | 62 | 66 |
| T57 | S32 | 1 | 16.9 | 121 | 52 | 〇 | 79 | 〇 | 71 | 72 | 72 |
| T58 | S33 | 1 | 16.6 | 123 | 54 | 〇 | 77 | 〇 | 69 | 70 | 70 |
| T59 | S34 | 1 | 16.7 | 125 | 44 | 〇 | 78 | 〇 | 71 | 68 | 70 |
| T60 | S35 | 1 | 16.6 | 128 | 47 | △ | 68 | × | 64 | 65 | 65 |
| T61 | S36 | 1 | 16.5 | 135 | 28 | △ | 70 | △ | 68 | 61 | 65 |
【表19】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 金相組織 | 凝固溫度 範圍(℃) | 鑄造性 | ||||||||
| f2 | f3 | f4 | f5 | f6 | f6A | P化合物 | α相中的 Bi粒子 | β相中的 Si濃度 (mass%) | |||||
| T100 | S51 | 1 | 68 | 28 | 3.7 | 2.6 | 37 | 47 | 〇 | － | － | 27 | × |
| T101 | 2 | 59 | 38 | 2.2 | 1.2 | 47 | 57 | 〇 | － | － | |||
| T102 | 3 | 78 | 14 | 7.4 | 10.6 | 24 | 34 | 〇 | － | － | |||
| T103 | 4 | 76 | 18 | 5.6 | 6.2 | 27 | 37 | 〇 | － | － | |||
| T104 | S52 | 1 | 52 | 48 | 0 | 0 | 19 | 38 | 〇 | × | 0.3 | － | － |
| T105 | 2 | 46 | 54 | 0 | 0 | 21 | 40 | 〇 | － | － | |||
| T106 | S53 | 1 | 54 | 46 | 0 | 0 | 48 | 54 | × | － | － | － | － |
| T107 | 3 | 61 | 37 | 1.3 | 0.7 | 42 | 48 | × | － | 1.3 | |||
| T108 | S54 | 1 | 69 | 31 | 0 | 0 | 32 | 38 | 〇 | － | － | － | － |
| T109 | S55 | 1 | 85 | 15 | 0 | 0 | 15 | 33 | 〇 | 〇 | 1.4 | 31 | × |
| T110 | S56 | 1 | 14 | 86 | 0 | 0 | 88 | 100 | 〇 | － | 1.1 | 9 | － |
| T111 | S57 | 1 | 74 | 26 | 0 | 0 | 21 | 31 | 〇 | 〇 | 0.9 | 18 | 〇 |
| T112 | S58 | 1 | 84 | 16 | 0 | 0 | 10 | 25 | 〇 | × | 0.7 | 23 | △ |
| T113 | S59 | 1 | 61 | 39 | 0 | 0 | 23 | 31 | 〇 | － | 0.6 | 13 | － |
| T114 | S60 | 1 | 52 | 48 | 0 | 0 | 6 | 26 | 〇 | × | － | － | － |
| T115 | S61 | 1 | 68 | 32 | 0 | 0 | 21 | 30 | 〇 | － | 0.7 | 15 | － |
| T116 | S62 | 1 | 71 | 29 | 0 | 0 | 16 | 35 | 〇 | － | 0.5 | 17 | － |
| T117 | S63 | 1 | 47 | 53 | 0 | 0 | 5 | 26 | 〇 | － | － | － | － |
【表20】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 特性 | 車床 | 鑽頭 | ||||||
| 導電率 （%IACS） | 維氏硬度 (Hv) | 衝擊值 （J/cm2 ） | 切屑 | 合力 | 切屑 | 扭矩 指數 | 推力 指數 | 鑽孔 指數 | |||
| T100 | S51 | 1 | 13.5 | 146 | 27 | 〇 | 77 | 〇 | 71 | 66 | 69 |
| T101 | 2 | 13.7 | 139 | 34 | 〇 | 82 | 〇 | 74 | 70 | 72 | |
| T102 | 3 | 13.4 | 154 | 20 | × | 64 | △ | 65 | 61 | 63 | |
| T103 | 4 | 13.7 | 152 | 23 | △ | 67 | △ | 68 | 63 | 66 | |
| T104 | S52 | 1 | 23.5 | 99 | 71 | × | 60 | × | 59 | 64 | 62 |
| T105 | 2 | 23.7 | 103 | － | × | 61 | × | 61 | 65 | 63 | |
| T106 | S53 | 1 | 17.1 | 124 | 53 | × | 66 | × | 63 | 68 | 66 |
| T107 | 3 | 17.2 | 123 | 44 | × | 65 | × | 67 | 61 | 64 | |
| T108 | S54 | 1 | 16.1 | 112 | 69 | × | 65 | × | 64 | 69 | 67 |
| T109 | S55 | 1 | 16.5 | 98 | 92 | × | 58 | × | 60 | 66 | 63 |
| T110 | S56 | 1 | 17.7 | 164 | 22 | 〇 | 88 | 〇 | 73 | 76 | 75 |
| T111 | S57 | 1 | 19.3 | 115 | 74 | × | 67 | △ | 67 | 68 | 68 |
| T112 | S58 | 1 | 20.6 | 82 | 95 | × | 54 | × | 55 | 59 | 57 |
| T113 | S59 | 1 | 21.2 | 107 | 65 | × | 64 | × | 64 | 67 | 66 |
| T114 | S60 | 1 | 25.1 | 93 | － | × | 55 | × | 58 | 63 | 61 |
| T115 | S61 | 1 | 21.0 | 102 | 72 | × | 63 | × | 62 | 68 | 65 |
| T116 | S62 | 1 | 22.0 | 95 | 77 | × | 64 | × | 63 | 69 | 66 |
| T117 | S63 | 1 | 25.4 | 92 | － | × | 56 | × | 59 | 63 | 61 |
由上述測量結果得出如下見解。
1）確認到藉由滿足本實施形態的組成且滿足組成關係式f0、f1、金相組織的要件、組織關係式f2～f6、組織/組成關係式f6A，可獲得如下銅合金鑄件：藉由含有少量的Pb，獲得良好的切削性、在凝固溫度範圍為25℃以下、具有良好的鑄造性、13%IACS以上的導電率、高的強度（維氏硬度）、良好的韌性（衝擊特性）（例如，合金No.S01～S12）。
2）藉由含有大於0.003mass%的P且含有0.3～3.0μm的大小的P之化合物存在於β相內，切屑的分割性提高，切削阻力減少。即使γ相為0%，亦能夠確保良好的切削性。以大於0.010mass%之量含有P，若以適當的冷卻速度進行冷卻，則能夠用倍率500倍的金屬顯微鏡觀察含有P之化合物（例如，合金No.S01～S26、步驟No.1）。
3）若Si含量較低，則切削性變差，若Si含量較多，則γ相變多，衝擊值降低，切削性亦不好。若Si含量少於0.4mass%，則即使Pb的含量、Pb與Bi的含量為約0.24mass%，切削性亦較差。由此認為，將Si含量為大致0.3mass%為界，使β相的切削性發生較大地變化。（合金No.S52、S51、S60、S63）。
4）若在β相中含有之Si的量為0.5mass%以上且1.7mass%以下的範圍內，則獲得良好的切削性（合金No.S01～S36）。
5）若P的含量為0.003mass%以下，則外周切削、鑽頭切削的切屑的分割性皆變差，切削阻力變高（合金No.S53）。
6）若Pb的含量為0.002mass%以下，則切削性變差（合金No.S54）。若Pb的含量大於0.002mass%，則切削性變得良好，依據Pb變多，切削性變得良好（合金No.S5、S12）。
7）確認到Bi大致發揮作為Pb的代替的性能。若含有Bi之粒子存在於α相內，則切削性變得良好。認為這是由於α相的切削性的提高。若以接近0.10mass%之量含有Bi，則衝擊值稍微變低（合金No.S13～S26）。若Si含量為0.1mass%，則即使含有大於0.02mass%的Bi，在α相內未觀察到含有Bi之粒子，切削性較差（合金No.S60）。
8）確認到即使含有實際操作中可進行之程度的不可避免之雜質（Fe、Mn、Cr、Co或Sn、Al），亦不會對各種特性帶來較大的影響（合金No.S27～S36）。若含有大於不可避免之雜質的較佳範圍之合計量的Fe、Mn、Cr、Co，則切削性變差。認為是因為形成Fe、Mn等與Si的金屬間化合物，而有效地發揮作用的Si濃度減少。再者，認為含有P之化合物的組成亦有可能發生了變化。又，鑄造性亦變差（合金No.S30、S35）。若含有大於不可避免之雜質的較佳範圍之合計量的Sn、Al，則γ相增加，衝擊值變低，切削性亦稍微變差。認為藉由含有大量的Sn、Al，而γ相、β相的性質發生了變化。又，含有大量的Sn、Al稍微擴大了凝固溫度範圍，並且降低了鑄造性（合金No.S31、S36）。
9）若組成關係式f1小於56.0，則β相變多，衝擊值變低。若f1大於59.5，則凝固溫度範圍變大，硬度亦變低，切削性、鑄造性變差（合金No.S55、S56、S58）。若f1的值為56.3以上，則衝擊值變得更良好。另一方面，若f1的值為59.2以下或59.0以下、進一步成為58.5以下，則切削性變得更良好，f1為58.0以下時，衝擊值變得更加良好。又，凝固範圍變窄，Tatur試驗的結果變得良好（合金No.S01～S26）。
10）若β相的量亦即f3為45以上或50以上、關係式f6為50以上，則大致維持β單相合金、合金F的切削性（例如，合金No.S01、S03）。
11）若β相的量少於18%，則無法獲得良好的切削性。若β相的量大於80%，則衝擊值較低（合金No.S55、S56、S58）。
12）即使γ相為0%，適量存在β相，藉此獲得良好的切削性、機械性質（例如合金No.S02、S03）。若γ相的量為2%以下且為20×（γ）/（β）＜1，則扭矩指數變高，鑽頭切削的切屑變細（例如合金No.S21、試驗No.T46）。
13）若γ相的量為5%以上或20×（γ）/（β）大於4，則衝擊值、切削性指數變低（合金No.S51、S06、試驗No.T16）。
14）組織關係式f6為18以上而切削性變得良好。f6為25以上且進而提高切削性。而且，f6為30以上或40以上且進而提高切削性。f6為82以下且衝擊值變得良好（合金No.S03、S07、S08、S05）。
15）關係式f6A為33以上且獲得良好的切削性，依據成為40以上、45以上，進而切削性變得良好（合金No.S01～S26）。另一方面，即使滿足組成範圍、關係式f0～f5，若不滿足f6、f6A該兩者，則切削性較差（合金No.S57、S59、S61）。即使滿足f6、f6A，若Si的量少，則切削性較差（合金No.S52）。
16）依據鑄造之後的各溫度下的冷卻速度發生變化，β相所佔之比例發生變化，關於γ相，包括γ相的存在的有無、γ相的量而發生變化。隨著金相組織的變化，特性亦發生變化（步驟No.1～8）。
17）雖取決於P的量，但是在鑄造之後的冷卻過程中，530℃至450℃的平均冷卻速度下約55℃/分鐘為在倍率500倍的金相組織觀察或2000倍的電子顯微鏡觀察下是否存在含有P之化合物之大致邊界值。若能夠用倍率500倍的金屬顯微鏡觀察到含有P之化合物（判定“○”），則切削性良好（合金No.S01～S26）。關於藉由2000倍的電子顯微鏡確認到存在含有P之化合物之試樣比用倍率500倍的金屬顯微鏡觀察到P的化合物之試樣切削性稍微變差，但是確保了良好的切削性（例如，合金No.S01、步驟No.5、合金No.S21、步驟No.7）。未確認到含有P之化合物的存在之試樣的切削性較差（合金No.S07、步驟No.7、合金No.S15、步驟No.5）。
18）若對鑄件進行低溫退火，則析出新的γ相，若γ相為適量，則扭矩指數變得良好（例如合金No.S21、試驗No.T46）。
由以上可知，各添加元素的含量及組成關係式、各組織關係式在適當的範圍內之本實施形態的快削性銅合金鑄件的切削性、鑄造性優異、機械性質亦良好。
[產業上之可利用性]
本實施形態的快削性銅合金鑄件的Pb的含量少，具有鑄造性、切削性優異、高的強度與良好的韌性。因此，本實施形態的快削性銅合金鑄件適合於機械零件、汽車零件、電氣/電子設備零件、滑動零件、計器零件、精密機械零件、醫療用零件、飲料用器具/零件、排水用器具/零件、工業用配管零件、壓力容器、氫等液體或氣體之零件。
具體而言，能夠較佳地適用於前述領域中所使用之以閥門、聯結器、供放水旋塞、水龍頭金屬零件、齒輪、軸承、套筒、凸緣、感測器等名稱使用之構成材料等。
圖1係試驗No.T07的銅合金的金相組織的照片。
圖2係試驗No.T35的銅合金的金相組織的照片。
圖3係試驗No.T106的銅合金的金相組織的照片。
圖4係Tatur測試中，澆鑄到Tatur模具之鑄件的截面說明圖。
圖5係對合金No.S01進行Tatur測試而獲得之鑄件的截面的宏觀組織。
圖6係試驗No.T07的切削試驗之後的切屑的照片。
圖7係試驗No.T35的切削試驗之後的切屑的照片。
圖8係試驗No.T106的切削試驗之後的切屑的照片。
國內寄存資訊(請依寄存機構、日期、號碼順序註記)
無
國外寄存資訊(請依寄存國家、機構、日期、號碼順序註記)
無
Claims (7)
- 一種快削性銅合金鑄件，其特徵為， 其含有大於58.5mass%且小於65.0mass%的Cu、大於0.40mass%且小於1.40mass%的Si、大於0.002mass%且小於0.25mass%的Pb及大於0.003mass%且小於0.19mass%的P，作為任意元素，含有0.001mass%以上且0.100mass%以下的Bi，剩餘部分包括Zn及不可避免之雜質， 前述不可避免之雜質中，Fe、Mn、Co及Cr的合計量小於0.45mass%，並且Sn、Al的合計量小於0.45mass%， 將Cu的含量設為[Cu]mass%，將Si的含量設為[Si]mass%，將Pb的含量設為[Pb]mass%，將Bi的含量設為[Bi]mass%，將P的含量設為[P]mass%之情況下， 具有56.0≤f1=[Cu]-5×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.5的關係，不含有Bi之情況下，f1中的[Bi]為0， 含有Bi之情況下，還具有0.003＜f0=[Pb]+[Bi]＜0.25的關係， 在除了非金屬夾雜物以外之金相組織的構成相中，將α相的面積率設為（α）%，將γ相的面積率設為（γ）%，將β相的面積率設為（β）%之情況下，具有： 20≤（α）≤80； 18≤（β）≤80； 0≤（γ）＜5； 20×（γ）/（β）＜4； 18≤（γ）1/2 ×3+（β）×（-0.5×[Si]2 +1.5×[Si]）≤82； 33≤（γ）1/2 ×3+（β）×（-0.5×[Si]2 +1.5×[Si]）+（[Pb]+[Bi]）1/2 ×38+（[P]）1/2 ×15的關係，不含有Bi之情況下，式中的[Bi]為0， 在前述β相內存在含有P之化合物。
- 一種快削性銅合金鑄件，其特徵為， 其含有大於59.0mass%且小於65.0mass%的Cu、大於0.50mass%且小於1.35mass%的Si、大於0.010mass%且小於0.20mass%的Pb及大於0.010mass%且小於0.15mass%的P，作為任意元素，含有0.001mass%以上且0.100mass%以下的Bi，剩餘部分包括Zn及不可避免之雜質， 前述不可避免之雜質中，Fe、Mn、Co及Cr的合計量小於0.40mass%，並且Sn、Al的合計量小於0.40mass%， 將Cu的含量設為[Cu]mass%，將Si的含量設為[Si]mass%，將Pb的含量設為[Pb]mass%，將Bi的含量設為[Bi]mass%，將P的含量設為[P]mass%之情況下， 具有56.3≤f1=[Cu]-5×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.2的關係，不含有Bi之情況下，f1中的[Bi]為0， 含有Bi之情況下，還具有0.020≤f0=[Pb]+[Bi]＜0.20的關係， 在除了非金屬夾雜物以外之金相組織的構成相中，將α相的面積率設為（α）%，將γ相的面積率設為（γ）%，將β相的面積率設為（β）%之情況下，具有： 25≤（α）≤75； 25≤（β）≤75； 0≤（γ）＜3； 20×（γ）/（β）＜2； 25≤（γ）1/2 ×3+（β）×（-0.5×[Si]2 +1.5×[Si]）≤76； 40≤（γ）1/2 ×3+（β）×（-0.5×[Si]2 +1.5×[Si]）+（[Pb]+[Bi]）1/2 ×38+（[P]）1/2 ×15的關係，不含有Bi之情況下，式中的[Bi]為0， 在前述β相內存在含有P之化合物。
- 一種快削性銅合金鑄件，其特徵為， 其含有大於59.5mass%且小於64.5mass%的Cu、大於0.60mass%且小於1.30mass%的Si、大於0.010mass%且小於0.15mass%的Pb、大於0.020mass%且小於0.14mass%的P及大於0.020mass%且0.100mass%以下的Bi，剩餘部分包括Zn及不可避免之雜質， 前述不可避免之雜質中，Fe、Mn、Co及Cr的合計量小於0.35mass%，並且Sn、Al的合計量小於0.35mass%， 將Cu的含量設為[Cu]mass%，將Si的含量設為[Si]mass%，將Pb的含量設為[Pb]mass%，將Bi的含量設為[Bi]mass%之情況下，具有： 0.040≤f0=[Pb]+[Bi]＜0.18 56.5≤f1=[Cu]-5×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.0的關係，並且 在除了非金屬夾雜物以外之金相組織的構成相中，將α相的面積率設為（α）%，將γ相的面積率設為（γ）%，將β相的面積率設為（β）%之情況下，具有： 30≤（α）≤70； 30≤（β）≤70； 0≤（γ）＜2； 20×（γ）/（β）＜1； 30≤（γ）1/2 ×3+（β）×（-0.5×[Si]2 +1.5×[Si]）≤70； 45≤（γ）1/2 ×3+（β）×（-0.5×[Si]2 +1.5×[Si]）+（[Pb]+[Bi]）1/2 ×38+（[P]）1/2 ×15的關係，並且 在前述β相內存在含有P之化合物，並且在α相內存在含有Bi之粒子。
- 如申請專利範圍第1至3中任一項所述之快削性銅合金鑄件，其中， 凝固溫度範圍為25℃以下。
- 如申請專利範圍第1至4中任一項所述之快削性銅合金鑄件，其中， 維氏硬度為105Hv以上，並且進行U凹口衝擊試驗時的衝擊值為25J/cm2 以上。
- 如申請專利範圍第1至5中任一項所述之快削性銅合金鑄件，其用於機械零件、汽車零件、電氣/電子設備零件、玩具、滑動零件、壓力容器、計器零件、精密機械零件、醫療用零件、建築用金屬零件、水龍頭金屬零件、飲料用器具/零件、排水用器具/零件、工業用配管零件。
- 一種快削性銅合金鑄件之製造方法，其為如申請專利範圍第1至6中任一項所述之快削性銅合金鑄件之製造方法，其特徵為， 包括熔解、鑄造步驟， 前述鑄造之後的冷卻過程中，將530℃至450℃為止的溫度區域中的平均冷卻速度設為0.1℃/分鐘以上且55℃/分鐘以下的範圍內。
Applications Claiming Priority (14)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2019-116914 | 2019-06-25 | ||
| JP2019116914 | 2019-06-25 | ||
| JP2019-130143 | 2019-07-12 | ||
| JP2019130143 | 2019-07-12 | ||
| JP2019-141096 | 2019-07-31 | ||
| JP2019141096 | 2019-07-31 | ||
| JP2019163773 | 2019-09-09 | ||
| JP2019-163773 | 2019-09-09 | ||
| PCT/JP2019/048438 WO2020261603A1 (ja) | 2019-06-25 | 2019-12-11 | 快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法 |
| WOPCT/JP2019/048455 | 2019-12-11 | ||
| WOPCT/JP2019/048438 | 2019-12-11 | ||
| PCT/JP2019/048455 WO2020261604A1 (ja) | 2019-06-25 | 2019-12-11 | 快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法 |
| PCT/JP2019/050255 WO2020261611A1 (ja) | 2019-06-25 | 2019-12-23 | 快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法 |
| WOPCT/JP2019/050255 | 2019-12-23 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| TW202102692A true TW202102692A (zh) | 2021-01-16 |
| TWI729704B TWI729704B (zh) | 2021-06-01 |
Family
ID=74060070
Family Applications (5)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| TW108145219A TWI740299B (zh) | 2019-06-25 | 2019-12-11 | 快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法 |
| TW108145211A TWI731506B (zh) | 2019-06-25 | 2019-12-11 | 快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法 |
| TW108147337A TWI725682B (zh) | 2019-06-25 | 2019-12-24 | 快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法 |
| TW109105097A TWI729704B (zh) | 2019-06-25 | 2020-02-18 | 快削性銅合金鑄件及快削性銅合金鑄件之製造方法 |
| TW109108899A TWI731623B (zh) | 2019-06-25 | 2020-03-18 | 快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法 |
Family Applications Before (3)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| TW108145219A TWI740299B (zh) | 2019-06-25 | 2019-12-11 | 快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法 |
| TW108145211A TWI731506B (zh) | 2019-06-25 | 2019-12-11 | 快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法 |
| TW108147337A TWI725682B (zh) | 2019-06-25 | 2019-12-24 | 快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法 |
Family Applications After (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| TW109108899A TWI731623B (zh) | 2019-06-25 | 2020-03-18 | 快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法 |
Country Status (13)
| Country | Link |
|---|---|
| US (4) | US11479834B2 (zh) |
| EP (5) | EP3872198B1 (zh) |
| JP (3) | JP6850985B1 (zh) |
| KR (5) | KR102302578B1 (zh) |
| CN (4) | CN113348261B (zh) |
| DK (2) | DK3872198T3 (zh) |
| ES (2) | ES2941313T3 (zh) |
| FI (2) | FI3872199T3 (zh) |
| MX (1) | MX2021015523A (zh) |
| PL (2) | PL3872199T3 (zh) |
| PT (2) | PT3872198T (zh) |
| TW (5) | TWI740299B (zh) |
| WO (4) | WO2020261603A1 (zh) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN113348261B (zh) * | 2019-06-25 | 2022-09-16 | 三菱综合材料株式会社 | 易切削铜合金及易切削铜合金的制造方法 |
| DE102021119474A1 (de) | 2021-07-27 | 2023-02-02 | Diehl Brass Solutions Stiftung & Co. Kg | Blei- und Antimonfreie Messinglegierung |
| DE102022002927B4 (de) | 2022-08-11 | 2024-04-25 | Wieland-Werke Aktiengesellschaft | Knetwerkstoff aus einer Kupfer-Zink- Legierung, Halbzeug aus einemKnetwerkstoff und Verfahren zur Herstellung von solchem Halbzeug |
| DE102022002928B4 (de) | 2022-08-11 | 2024-04-25 | Wieland-Werke Aktiengesellschaft | Knetwerkstoff aus einer Kupfer-Zink- Legierung, Halbzeug aus einemKnetwerkstoff und Verfahren zur Herstellung von solchem Halbzeug |
Family Cites Families (54)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4055445A (en) | 1974-09-20 | 1977-10-25 | Essex International, Inc. | Method for fabrication of brass alloy |
| US4259124A (en) | 1978-06-28 | 1981-03-31 | Olin Corporation | Modified brass alloys with improved stress relaxation resistance |
| JP3303878B2 (ja) | 1996-09-09 | 2002-07-22 | 東陶機器株式会社 | 黄銅の製造方法及び製造設備 |
| EP1270758A3 (en) | 1996-09-09 | 2003-03-05 | Toto Ltd. | Method for producing brass |
| JP4188440B2 (ja) | 1997-10-17 | 2008-11-26 | 大豊工業株式会社 | 摺動特性及び被削性に優れた銅系焼結摺動材料 |
| JP3917304B2 (ja) | 1998-10-09 | 2007-05-23 | 三宝伸銅工業株式会社 | 快削性銅合金 |
| JP3734372B2 (ja) | 1998-10-12 | 2006-01-11 | 三宝伸銅工業株式会社 | 無鉛快削性銅合金 |
| JP3999676B2 (ja) * | 2003-01-22 | 2007-10-31 | Ｄｏｗａホールディングス株式会社 | 銅基合金およびその製造方法 |
| JP2004244672A (ja) | 2003-02-13 | 2004-09-02 | Dowa Mining Co Ltd | 耐脱亜鉛性に優れた銅基合金 |
| DE10308779B8 (de) | 2003-02-28 | 2012-07-05 | Wieland-Werke Ag | Bleifreie Kupferlegierung und deren Verwendung |
| DE10308778B3 (de) | 2003-02-28 | 2004-08-12 | Wieland-Werke Ag | Bleifreie Kupferlegierung und deren Verwendung |
| US20050039827A1 (en) | 2003-08-20 | 2005-02-24 | Yoshinori Yamagishi | Copper alloy having excellent corrosion cracking resistance and dezincing resistance, and method for producing same |
| CN100424207C (zh) | 2004-03-29 | 2008-10-08 | 三越金属株式会社 | 黄铜 |
| CA2563094C (en) | 2004-08-10 | 2012-03-27 | Sanbo Shindo Kogyo Kabushiki Kaisha | Copper-based alloy casting in which grains are refined |
| BRPI0519837B1 (pt) | 2005-09-22 | 2016-11-16 | Mitsubishi Shindo Kk | ligas de cobre de fácil usinagem contendo um teor de chumbo muito baixo |
| CN101573462B (zh) | 2006-12-28 | 2012-10-10 | 株式会社开滋 | 耐应力腐蚀开裂性优异的无铅黄铜合金 |
| EP2196549B1 (en) * | 2007-10-10 | 2019-03-13 | Toto Ltd. | Lead-free, free-machining brass having excellent castability |
| TWI452153B (zh) | 2008-01-09 | 2014-09-11 | Toto Ltd | Excellent lead-free quick-brushed brass |
| CN100595301C (zh) | 2008-06-30 | 2010-03-24 | 中铝洛阳铜业有限公司 | 一种易切削铜合金材料的加工工艺 |
| CN101440444B (zh) | 2008-12-02 | 2010-05-12 | 路达(厦门)工业有限公司 | 无铅易切削高锌硅黄铜合金及其制造方法 |
| CN101476056A (zh) * | 2008-12-10 | 2009-07-08 | 宋长洪 | 无铅易切削硅磷铜合金 |
| JP2010242184A (ja) | 2009-04-07 | 2010-10-28 | Toto Ltd | 鋳造性及び耐食性に優れた無鉛快削性黄銅 |
| TWI392752B (zh) | 2009-08-21 | 2013-04-11 | Modern Islands Co Ltd | 低鉛銅合金 |
| JP5591661B2 (ja) | 2010-03-25 | 2014-09-17 | サンエツ金属株式会社 | 耐脱亜鉛腐食性に優れた金型鋳造用銅基合金 |
| MX363089B (es) | 2010-10-25 | 2019-03-08 | Mitsubishi Shindo Kk | Aleacion de cobre resistente a la presion y resistente a la corrosion de una estructura cobresoldada, y metodo para producir una estructura cobresoldada. |
| KR101340487B1 (ko) | 2011-09-30 | 2013-12-12 | 주식회사 풍산 | 쾌삭성 무연 구리합금 및 이의 제조방법 |
| MX337957B (es) | 2011-11-04 | 2016-03-29 | Mitsubishi Shindo Kk | Pieza de aleacion de cobre forjada en caliente. |
| JP5763504B2 (ja) | 2011-11-11 | 2015-08-12 | 三菱伸銅株式会社 | 銅合金製の転造加工用素材及び転造加工品 |
| JP5143948B1 (ja) | 2011-12-27 | 2013-02-13 | Ｊマテ．カッパープロダクツ 株式会社 | 熱間加工用無鉛黄銅合金 |
| JPWO2013115363A1 (ja) | 2012-02-01 | 2015-05-11 | Toto株式会社 | 耐食性に優れた黄銅 |
| CN103114220B (zh) | 2013-02-01 | 2015-01-21 | 路达(厦门)工业有限公司 | 一种热成型性能优异的无铅易切削耐蚀黄铜合金 |
| TWI516615B (zh) | 2013-09-26 | 2016-01-11 | 三菱伸銅股份有限公司 | 耐變色性銅合金及銅合金構件 |
| WO2015046470A1 (ja) | 2013-09-26 | 2015-04-02 | 三菱伸銅株式会社 | 銅合金 |
| CN105579600B (zh) | 2013-09-26 | 2019-08-30 | 三菱伸铜株式会社 | 铜合金及铜合金板 |
| KR20150093099A (ko) | 2014-01-03 | 2015-08-17 | 찌아싱 아이디시 플러밍 엔드 히팅 테크놀로지 엘티디 | 비스무트와 규소를 포함하지 않은 낮은 리드 황동 |
| CN104004940B (zh) | 2014-05-20 | 2015-12-30 | 宁波兴敖达金属新材料有限公司 | 无铅易切削抗腐蚀性能良好的锡黄铜合金及其制备方法 |
| CN104480344B (zh) | 2014-11-21 | 2017-03-29 | 九牧厨卫股份有限公司 | 一种含磷易切削硅黄铜合金及其制备方法 |
| EP3050983B1 (en) | 2015-01-28 | 2019-03-13 | Toto Ltd. | Brass having improved castability and corrosion resistance |
| JP6056947B2 (ja) * | 2015-01-28 | 2017-01-11 | Toto株式会社 | 鋳造性および耐食性に優れた黄銅 |
| JP6576079B2 (ja) | 2015-04-01 | 2019-09-18 | Ｄｏｗａメタルテック株式会社 | 低Ｐｂ黄銅棒材およびその製造方法 |
| CN106893883A (zh) * | 2015-12-18 | 2017-06-27 | 九牧厨卫股份有限公司 | 一种铸造用低铅易切削硅黄铜合金及其制备方法 |
| CN105624463B (zh) | 2015-12-29 | 2018-02-27 | 宁波会德丰铜业有限公司 | 一种无铅易切削黄铜合金及其制备方法 |
| TWI598452B (zh) | 2016-01-21 | 2017-09-11 | 慶堂工業股份有限公司 | 具優異熔鑄性之無鉛快削黃銅合金及其製造方法和用途 |
| KR101929170B1 (ko) | 2016-05-25 | 2018-12-13 | 미쓰비시 신도 가부시키가이샤 | 황동 합금 열간 가공품 및 황동 합금 열간 가공품의 제조 방법 |
| EP3498873B1 (en) | 2016-08-15 | 2022-05-11 | Mitsubishi Materials Corporation | Free-cutting copper alloy, and method for producing free-cutting copper alloy |
| JP6692317B2 (ja) | 2017-03-31 | 2020-05-13 | 株式会社栗本鐵工所 | 高耐食性鉛レス黄銅合金 |
| CN107974573B (zh) * | 2017-11-29 | 2020-06-09 | 九牧厨卫股份有限公司 | 一种含锰易切削硅黄铜合金及其制备方法和应用 |
| CN107937752A (zh) | 2017-12-06 | 2018-04-20 | 浙江新颖铜业有限公司 | 低铅杀菌铜合金及其制备方法 |
| JP2019116914A (ja) | 2017-12-26 | 2019-07-18 | 株式会社クボタ | 摺動部材およびその利用 |
| JP2019130143A (ja) | 2018-01-31 | 2019-08-08 | 株式会社三洋物産 | 遊技機 |
| JP2019163773A (ja) | 2018-03-19 | 2019-09-26 | 東尾メック株式会社 | 管継手構造 |
| JP2019141096A (ja) | 2019-05-09 | 2019-08-29 | イプセン バイオイノベーション リミテッド | タンパク分解性にプロセシングされたポリペプチドの製造方法 |
| EP3992321A4 (en) * | 2019-06-25 | 2023-08-09 | Mitsubishi Materials Corporation | COPPER ALLOY CASTING FOR BAR TURNING, AND METHOD OF PRODUCING COPPER ALLOY CASTING FOR BAR TURNING |
| CN113348261B (zh) | 2019-06-25 | 2022-09-16 | 三菱综合材料株式会社 | 易切削铜合金及易切削铜合金的制造方法 |
-
2019
- 2019-12-11 CN CN201980090321.6A patent/CN113348261B/zh active Active
- 2019-12-11 PL PL19935596.7T patent/PL3872199T3/pl unknown
- 2019-12-11 ES ES19935596T patent/ES2941313T3/es active Active
- 2019-12-11 US US17/426,164 patent/US11479834B2/en active Active
- 2019-12-11 FI FIEP19935596.7T patent/FI3872199T3/fi active
- 2019-12-11 PT PT199353210T patent/PT3872198T/pt unknown
- 2019-12-11 KR KR1020217019122A patent/KR102302578B1/ko active IP Right Grant
- 2019-12-11 WO PCT/JP2019/048438 patent/WO2020261603A1/ja unknown
- 2019-12-11 FI FIEP19935321.0T patent/FI3872198T3/fi active
- 2019-12-11 DK DK19935321.0T patent/DK3872198T3/da active
- 2019-12-11 EP EP19935321.0A patent/EP3872198B1/en active Active
- 2019-12-11 WO PCT/JP2019/048455 patent/WO2020261604A1/ja unknown
- 2019-12-11 PT PT199355967T patent/PT3872199T/pt unknown
- 2019-12-11 ES ES19935321T patent/ES2940703T3/es active Active
- 2019-12-11 TW TW108145219A patent/TWI740299B/zh active
- 2019-12-11 TW TW108145211A patent/TWI731506B/zh active
- 2019-12-11 CN CN201980090313.1A patent/CN113348260B/zh active Active
- 2019-12-11 EP EP19935596.7A patent/EP3872199B1/en active Active
- 2019-12-11 US US17/426,140 patent/US11512370B2/en active Active
- 2019-12-11 PL PL19935321.0T patent/PL3872198T3/pl unknown
- 2019-12-11 KR KR1020217019120A patent/KR102305301B1/ko active IP Right Grant
- 2019-12-11 DK DK19935596.7T patent/DK3872199T3/da active
- 2019-12-23 KR KR1020237042999A patent/KR20230174286A/ko not_active Application Discontinuation
- 2019-12-23 CN CN201980096002.6A patent/CN113785081B/zh active Active
- 2019-12-23 EP EP19935521.5A patent/EP3992316A4/en active Pending
- 2019-12-23 KR KR1020217034402A patent/KR20210142165A/ko not_active Application Discontinuation
- 2019-12-23 WO PCT/JP2019/050255 patent/WO2020261611A1/ja unknown
- 2019-12-23 US US17/436,667 patent/US11788173B2/en active Active
- 2019-12-24 TW TW108147337A patent/TWI725682B/zh active
-
2020
- 2020-02-17 MX MX2021015523A patent/MX2021015523A/es unknown
- 2020-02-18 TW TW109105097A patent/TWI729704B/zh active
- 2020-03-16 JP JP2020539099A patent/JP6850985B1/ja active Active
- 2020-03-16 US US17/611,195 patent/US11814712B2/en active Active
- 2020-03-16 KR KR1020217037843A patent/KR102623144B1/ko active IP Right Grant
- 2020-03-16 EP EP20833151.2A patent/EP3992322A4/en active Pending
- 2020-03-16 CN CN202080043722.9A patent/CN114008227B/zh active Active
- 2020-03-18 TW TW109108899A patent/TWI731623B/zh active
- 2020-03-19 JP JP2020050208A patent/JP6796356B1/ja active Active
- 2020-03-19 JP JP2020049934A patent/JP6799305B1/ja active Active
- 2020-11-30 WO PCT/JP2020/044418 patent/WO2021117528A1/ja active Application Filing
- 2020-11-30 EP EP20900267.4A patent/EP4074849A4/en active Pending
Also Published As
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| TWI729704B (zh) | 快削性銅合金鑄件及快削性銅合金鑄件之製造方法 | |
| CN113906150B (zh) | 易切削铜合金铸件及易切削铜合金铸件的制造方法 | |
| TWI652360B (zh) | 高強度快削性銅合金及高強度快削性銅合金的製造方法 | |
| CN111655878B (zh) | 不含有铅和铋的易切割无铅铜合金 | |
| JP6796355B1 (ja) | 快削性銅合金、及び、快削性銅合金の製造方法 | |
| TWI751825B (zh) | 快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法 | |
| CN114761592B (zh) | 易切削铜合金及易切削铜合金的制造方法 |