TWI725682B - 快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法 - Google Patents
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Abstract
該快削性銅合金含有Cu：多於58.0%且少於65.0%、Si：多於0.30%且少於1.30%、Pb：多於0.001%且0.20%以下、Bi：多於0.020%且0.10%以下、P：多於0.001%且少於0.20%，剩餘部分由Zn及不可避免之雜質構成，Fe、Mn、Co及Cr的總量少於0.45%，Sn和Al的總量少於0.45mass%，具有56.5≤[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.5和0.025≤[Pb]+[Bi]＜0.25的關係，金相組織的構成相具有20≤（α）＜85、15＜（β）≤80、0≤（γ）＜5、8.0≤（[Bi]+[Pb]-0.002）
1/2×10+（[P]-0.001）
1/2×5+（（β）-7）
1/2×（[Si]-0.1）
1/2×1.2+（γ）
1/2×0.5≤17.0、0.9≤（[Bi]+[Pb]-0.002）
1/2×（（β）-7）
1/2×（[Si]-0.1）
1/2≤4.0的關係，α相內存在含有Bi之粒子。
Description
本發明係關於一種強度高且大幅減少Pb的含量之快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法。本發明係關於一種用於汽車零件、電氣/電子設備零件、機械零件、文具、玩具、滑動零件、儀器零件、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、工業用配管零件及與飲用水、工業用水、廢水、氫等液體或氣體相關之零件之快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法。作為具體之零件名稱，可舉出閥、接頭、旋塞、水龍頭、水龍頭金屬零件、齒輪、軸、軸承、轉軸、套筒、心軸、感測器、螺栓、螺帽、擴口螺帽、筆尖、嵌入螺帽、蓋形螺帽、螺紋接管、間隔件、螺釘等，本發明係關於該等實施切削之零件中使用之快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法。
本申請主張基於2019年6月25日在日本申請之日本特願2019-116914號、2019年7月12日在日本申請之日本特願2019-130143號、2019年7月31日在日本申請之日本特願2019-141096號及2019年9月9日在日本申請之日本特願2019-163773號之優先權，並將其內容援用於此。
一直以來，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、醫療用零件及與飲用水、工業用水、廢水、氫等液體或氣體相關之器具/零件（作為具體之零件名稱，閥、接頭、齒輪、感測器、螺帽、螺釘等零件）中通常使用了具備優異之切削性之Cu-Zn-Pb合金（所謂快削黃銅棒、鍛造用黃銅、鑄件用黃銅）或Cu-Sn-Zn-Pb合金（所謂青銅鑄件：砲銅）。
Cu-Zn-Pb合金含有56～65mass%的Cu和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。
該種快削性銅合金的Pb法規強化的動向中，提倡了（1）代替Pb而含有具有切削性（切削性能、切削性功能）之Bi且依據情況與Bi一併含有Se之Cu-Zn-Bi合金、Cu-Zn-Bi-Se合金、（2）含有高濃度的Zn且增加β相而提高切削性之Cu-Zn合金、或（3）代替Pb而大量含有具有切削性之γ相、κ相之Cu-Zn-Si合金、Cu-Zn-Sn合金、以及（4）大量含有γ相且含有Bi之Cu-Zn-Sn-Bi合金等。
例如，在專利文獻1及專利文獻12中，藉由在Cu-Zn合金中添加約1.0～2.5mass%的Sn和約1.5～2.0mass%的Bi而析出γ相，改善了耐蝕性和切削性。
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相同地有對環境和人體有害之慮、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2元合金中，β相有助於改善切削性，但β相與Pb相比切削性差，因此無論如何亦無法代替含Pb快削性銅合金。
因此，作為快削性銅合金，例如專利文獻2～11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。
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。
專利文獻5中提出了在Cu-Zn-Si合金中含有Fe之銅合金。
專利文獻6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7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8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相及γ相的面積率之銅合金。
專利文獻9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10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11中提出了藉由在Cu-Zn-Si合金中使γ相粒狀分佈於α相及β相的相界之間而提高切削性之銅合金。
專利文獻14中提出了在Cu-Zn合金中添加Sn、Pb、Si而得之銅合金。
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2～9中記載之Cu-Zn-Si合金中，Cu濃度皆為65mass%以上，從經濟性的觀點考慮，期望減少昂貴之Cu的濃度。
在專利文獻10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和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11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相得到改善，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高速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5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6中，在Cu-Zn-Si合金中添加了Sn和Fe、Co、Mn，但Fe、Co、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5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]日本特表2016-511792號公報
[專利文獻6]日本特開2004-263301號公報
[專利文獻7]國際公開第2012/057055號
[專利文獻8]日本特開2013-104071號公報
[專利文獻9]國際公開第2019/035225號
[專利文獻10]日本特開2018-048397號公報
[專利文獻11]日本特表2019-508584號公報
[專利文獻12]國際公開第2005/093108號
[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
[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先前技術的問題而完成的，其課題為，提供一種熱加工性優異、強度高、強度和延展性的平衡優異、大幅減少鉛的含量之快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法。
再者，在本說明書中，若無特別說明，則熱加工材料中包括熱擠壓材料、熱鍛材料、熱軋材料。冷加工性係指，拉伸、拉線、滾軋、填隙、彎曲等冷態下進行之加工的性能。鑽頭切削係指，用鑽頭進行之鑽孔切削加工。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。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。冷却速度係指，一定溫度範圍內的平均冷却速度。此外，含有Bi之粒子係指，Bi粒子和含有Bi和Pb這兩者之粒子（Bi和Pb的合金的粒子），有時簡稱為Bi粒子。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或進一步含有不可避免之雜質亦即Fe、Mn、Cr、Co等。含有P之化合物例如為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7、8、9中，亦大幅限制了β相的量。在專利文獻1、12中，在Cu-Zn-Sn-Bi合金中，為了實現優異之耐脫鋅腐蝕性，限制了耐蝕性差的β相。
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對切削性具有較大效果之β相的組成。亦即，與不含Si之β相相比，使適當量的Cu和Zn含有適當量的Si之Cu-Zn-Si合金的β相的切削性顯著提高。然而，即使為含有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，發現為了解決該課題存在更進一步之從金相組織的方面考慮之改善方法。
其中之一為，為了提高β相自身的切削性（切削性能、切削性功能），進一步含有P，將P固熔於β相中，然後，使約0.3～3μm的大小的P和含有Si、Zn之化合物（例如P-Si、P-Zn、P-Si-Zn、P-Zn-Cu等）在含有適當量的Si之Cu-Zn-Si合金的β相中析出。其結果，β相的切削性進一步提高。
然而，提高切削性之β相的延展性和靭性差。為了在不損害β相的切削性之情況下改善延展性，控制了適當的β相和α相的量、α相和β相的分佈及α相的晶粒的形狀。
更重要之改善點在於，提高切削性差的α相的切削性。若使含有Si之Cu-Zn合金含有Bi，藉由Si的作用，能夠使約0.1～3μm的大小的Bi粒子優先存在於α相內。藉此，發現α相的切削性提高，作為合金之切削性顯著提高。
發現，如上所述，含有藉由含有Si改善切削性之β相、藉由Bi的存在改善切削性之α相及極少量的Pb，藉此能夠提高作為合金之切削性。當然，若使P固熔於前述β相內且使含有P之化合物存在，則作為合金之切削性進一步提高。又，藉由依據情況含有少量的γ相，發明了具有相當於以往的含有大量的Pb之銅合金之快削性能之本發明的快削性銅合金。
作為本發明的第1態樣之快削性銅合金的特徵為，含有多於58.0mass%且少於65.0mass%的Cu、多於0.30mass%且少於1.30mass%的Si、多於0.001mass%且0.20mass%以下的Pb、多於0.020mass%且0.10mass%以下的Bi及多於0.001mass%且少於0.20mass%的P，剩餘部分由Zn及不可避免之雜質構成，
作為前述不可避免之雜質之Fe、Mn、Co及Cr的總量少於0.45mass%且Sn及Al的總量少於0.45mass%，
在將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%之情況下，具有如下關係：
56.5≤f1=[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.5；
0.025≤f2=[Pb]+[Bi]＜0.25，
金相組織含有α相及β相，在除為金屬間化合物、析出物、氧化物及硫化物之非金屬夾雜物以外之金相組織的構成相中，在將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，具有如下關係：
20≤（α）＜85；
15＜（β）≤80；
0≤（γ）＜5；
8.0≤（[Bi]+[Pb]-0.002）
1/2×10+（[P]-0.001）
1/2×5+（（β）-7）
1/2×（[Si]-0.1）
1/2×1.2+（γ）
1/2×0.5≤17.0；
0.9≤（[Bi]+[Pb]-0.002）
1/2×（（β）-7）
1/2×（[Si]-0.1）
1/2≤4.0，
α相內存在含有Bi之粒子。
作為本發明的第2態樣之快削性銅合金的特徵為，含有59.5mass%以上且64.5mass%以下的Cu、多於0.50mass%且1.20mass%以下的Si、0.003mass%以上且少於0.10mass%的Pb、0.030mass%以上且少於0.10mass%的Bi及0.010mass%以上且0.14mass%以下的P，剩餘部分由Zn及不可避免之雜質構成，
作為前述不可避免之雜質之Fe、Mn、Co及Cr的總量為0.35mass%以下且Sn及Al的總量為0.35mass%以下，
在將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%之情況下，具有如下關係：
56.8≤f1=[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]≤59.0；
0.04≤f2=[Pb]+[Bi]≤0.19，
金相組織含有α相、β相，在除為金屬間化合物、析出物、氧化物及硫化物之非金屬夾雜物以外之金相組織的構成相中，在將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，具有如下關係：
30≤（α）≤75；
25≤（β）≤70；
0≤（γ）＜3；
10.0≤（[Bi]+[Pb]-0.002）
1/2×10+（[P]-0.001）
1/2×5+（（β）-7）
1/2×（[Si]-0.1）
1/2×1.2+（γ）
1/2×0.5≤14.0；
1.2≤（[Bi]+[Pb]-0.002）
1/2×（（β）-7）
1/2×（[Si]-0.1）
1/2≤3.0，
α相內存在含有Bi之粒子且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在本發明的第1、2態樣的快削性銅合金中，前述β相中含有之Si量為0.4mass%以上且1.7mass%以下。
作為本發明的第4態樣之快削性銅合金在本發明的第1～3態樣的快削性銅合金中，熱加工材料或對熱加工材料實施冷加工之材料或實施熱加工、退火及冷加工之材料，導電率為14%IACS以上，且至少抗拉強度S（N/mm
2）為440N/mm
2以上，表示強度與伸展率（E%）之間的平衡之f8=S×（100+E）/100為580以上。
作為本發明的第5態樣之快削性銅合金在本發明的第1至4態樣的快削性銅合金中，其用於汽車零件、電氣/電子設備零件、機械零件、文具、玩具、滑動零件、儀器零件、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。
作為本發明的第6態樣之快削性銅合金的製造方法為本發明的第1至5態樣的快削性銅合金的製造方法，其特徵為，包括1個以上的熱加工步驟，在前述熱加工步驟中的最終熱加工步驟中，熱加工溫度高於530℃且低於650℃，熱加工後的530℃至450℃的溫度區域中的平均冷却速度為0.1℃/分以上且50℃/分以下。
作為本發明的第7態樣之快削性銅合金的製造方法在作為本發明的第6態樣之快削性銅合金的製造方法中，進一步包括選自冷加工步驟、矯正加工步驟及退火步驟中之1個以上的步驟。
作為本發明的第8態樣之快削性銅合金的製造方法在作為本發明的第6、7態樣之快削性銅合金的製造方法中，進一步包括在前述熱加工步驟、前述冷加工步驟、前述矯正加工步驟及前述退火步驟中的最終步驟之後實施之低溫退火步驟，在前述低溫退火步驟中，保持溫度為250℃以上且430℃以下，保持時間為10分鐘以上且200分鐘以下。
[發明效果]
依本發明的一態樣，能夠提供一種熱加工性優異、強度高、強度與延展性之間的平衡優異、大幅減少鉛的含量之快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法。
以下，對本發明的實施形態之快削性銅合金及快削性銅合金的製造方法進行說明。
作為本實施形態之快削性銅合金係用於汽車零件、電氣/電子設備零件、機械零件、文具、玩具、滑動零件、儀器零件、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、工業用配管零件者。具體而言，係閥、接頭、水龍頭金屬零件、水龍頭、齒輪、螺栓、螺帽、感測器、壓力容器等用於汽車零件、電氣/家電/電子零件、機械零件及與飲用水、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f1及f2。
組成關係式f1=[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]
組成關係式f2=[Pb]+[Bi]
此外，在本實施形態中，在除金屬間化合物、析出物、氧化物、硫化物等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。
又，本實施形態中，如下規定了複數個組織關係式及組成/組織關係式。
組織關係式f3=（α）
組織關係式f4=（β）
組織關係式f5=（γ）
組成/組織關係式f6=（[Bi]+[Pb]-0.002）
1/2×10+（[P]-0.001）
1/2×5+（（β）-7）
1/2×（[Si]-0.1）
1/2×1.2+（γ）
1/2×0.5
組成/組織關係式f7=（[Bi]+[Pb]-0.002）
1/2×（（β）-7）
1/2×（[Si]-0.1）
1/2
本發明的第1實施形態之快削性銅合金含有多於58.0mass%且少於65.0mass%的Cu、多於0.30mass%且少於1.30mass%的Si、多於0.001mass%且0.20mass%以下的Pb、多於0.020mass%且0.10mass%以下的Bi及多於0.001mass%且少於0.20mass%的P，剩餘部分由Zn及不可避免之雜質構成，作為前述不可避免之雜質之Fe、Mn、Co及Cr的總量少於0.45mass%且Sn及Al的總量少於0.45mass%，金相組織含有α相及β相，上述組成關係式f1在56.5≤f1≤59.5的範圍內，組成關係式f2在0.025≤f2＜0.25的範圍內，組織關係式f3在20≤f3＜85的範圍內，組織關係式f4在15＜f4≤80的範圍內，組織關係式f5在0≤f5＜5的範圍內，組成/組織關係式f6在8.0≤f6≤17.0的範圍內，組成/組織關係式f7在0.9≤f7≤4.0的範圍內，α相內存在含有Bi之粒子。
本發明的第2實施形態之快削性銅合金含有59.5mass%以上且64.5mass%以下的Cu、多於0.50mass%且1.20mass%以下的Si、0.003mass%以上且少於0.10mass%的Pb、0.030mass%以上且少於0.10mass%的Bi及0.010mass%以上且0.14mass%以下的P，剩餘部分由Zn及不可避免之雜質構成，作為前述不可避免之雜質之Fe、Mn、Co及Cr的總量為0.35mass%以下且Sn、Al的總量為0.35mass%以下，金相組織含有α相及β相，上述組成關係式f1在56.8≤f1≤59.0的範圍內，組成關係式f2在0.04≤f2≤0.19的範圍內，組織關係式f3在30≤f3≤75的範圍內，組織關係式f4在25≤f4≤70的範圍內，組織關係式5在0≤f5＜3的範圍內，組成/組織關係式f6在10.0≤f6≤14.0的範圍內，組成/組織關係式f7在1.2≤f7≤3.0的範圍內，α相內存在含有Bi之粒子且β相內存在含有P之化合物。
在此，在作為本發明的第1、2的實施形態之快削性銅合金中，前述β相中含有之Si量為0.4mass%以上且1.7mass%以下為較佳。
此外，導電率為14%IACS以上，且至少抗拉強度S（N/mm
2）為440N/mm
2以上，表示抗拉強度與伸展率（E%）之間的平衡之特性關係式f8=S×（100+E）/100為580以上為較佳。
以下，對如上所述規定成分組成、組成關係式f1、f2、組織關係式f3、f4、f5、組成/組織關係式f6、f7、特性關係式f8等之理由進行說明。
＜成分組成＞
（Cu）
Cu為本實施形態的合金的主要元素，為了克服本發明的課題，需要至少含有多於58.0mass%的Cu。在Cu含量為58.0mass%以下之情況下，儘管還取決於Si、Zn、P、Pb、Bi的含量和製造程序，但β相所佔之比例多於80%，作為材料之延展性差。因此，Cu含量的下限多於58.0mass%，較佳為58.5mass%以上，更佳為59.5mass%以上，進一步較佳為60.0mass%以上。
另一方面，若Cu含量為65.0mass%以上，則儘管還取決於Si、Zn、P、Pb、Bi的含量和製造程序，但β相所佔之比例會減少，而γ相所佔之比例增加。依據情況，會出現μ相。因此，Cu含量少於65.0mass%，較佳為64.5mass%以下，更佳為64.0mass%以下。
（Si）
Si為作為本實施形態之快削性銅合金的主要元素，Si有助於形成κ相、γ相、μ相、β相、ζ相等金屬相。Si提高本實施形態的合金的切削性、強度、鑄造性、熱加工性、耐磨損性、耐應力腐蝕破裂性。
又，藉由含有Si，切削性、尤其β相的切削性提高，α相、β相被固熔強化，因此合金被強化，對合金的延展性和靭性亦造成影響。又，含有Si會降低α相的導電率，但藉由形成β相會提高合金的導電率。
為了作為合金具有優異之切削性、獲得高強度且提高鑄造性、熱加工性，需要含有多於0.30mass%的量的Si。Si含量較佳為多於0.40mass%，更佳為多於0.50mass%，進一步較佳為0.70mass%以上。亦即，合金的Si濃度越高，β相中含有之Si濃度越高，切削性、強度、熱加工性越提高。
關於熱加工性，藉由含有Si，從約500℃的較低之溫度開始提高α相、β相的熱變形能力，降低熱變形阻力。其結果，提高合金的熱變形能力，降低熱變形阻力。
若使由α相和β相構成之Cu-Zn合金含有多於0.30mass%（較佳為多於0.50mass%的量）的Si，則即使Bi為少量，Bi粒子亦將存在於α相內。若含有更多的Si，則Bi粒子存在於α相內之頻度增加。在鑄造時的冷却期間、熱加工期間、熱加工之後，若含有Bi之銅合金的溫度為約270℃以上，則合金中的Bi以液態（熔融狀態）存在。在不含Si之情況下，在由α相和β相構成之Cu-Zn-Bi合金中，Bi粒子主要存在於α相與β相的相界或β相內。藉由Si的作用，能夠使Bi粒子存在於α相內，因此能夠提高α相的切削性。
另一方面，若Si含量過多，則γ相會變得過多，依據情況，會出現κ相、μ相。γ相提高合金的切削性，但延展性、靭性差於β相，降低合金的延展性。若γ相過多，則反而會降低切削性，鑽頭切削時的推力變差。增加Si（增加Si含量）會使合金的導電率變差。在本實施形態中，以與優異之切削性、高強度一併還兼具良好之延展性及傳導性（因以電氣零件等為對象）為目標。因此，Si含量的上限少於1.30mass%，較佳為1.20mass%以下，更佳為1.10mass%以下。儘管還取決於製造程序和Cu濃度、不可避免之雜質，但若Si含量少於約1.0mass%，則γ相將不復存在，但藉由增加β相所佔之比例且含有少量的Bi和Pb，能夠確保優異之切削性，強度與延展性之間的平衡將變得優異。
藉由含有前述範圍的量的Cu、Zn及Si而形成之β相具有優異之切削性，Si會優先分配到β相中，因此含有少量的Si可發揮效果。又，若使Cu-Zn合金含有Si，則含有Bi之粒子（以下，稱為Bi粒子）容易存在於α相內，能夠提高切削性差的α相的切削性。作為切削性優異之β相的組成，例如可舉出Cu為約59mass%、Si為約1mass%、Zn為約40mass%的組成。作為α相的組成，例如可舉出Cu為約68mass%、Si為約0.6mass%、Zn為約31mass%的組成。在本實施形態的組成範圍內，α相的切削性亦藉由含有Si而得到改善，但其改善程度遠小於β相。藉由使切削性優異之Bi粒子存在於α相內，能夠提高α相的切削性。
若使Cu-Zn的2元合金基體中含有第3、第4元素，又，若增減該元素的量，則β相的特性、性質會發生變化。如專利文獻2～5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相與例如Cu為約62mass%、Si為約0.8mass%、剩餘部分以Zn的合金生成之β相即使為相同之β相，特性和性質亦不同。此外，若大量含有不可避免之雜質，則β相的性質亦發生變化，依據情況，包括切削性之特性會降低。同樣地，在γ相的情況下，關於所形成之γ相，若主要元素的量或配合比例不同，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，依據溫度等製造條件，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41.5mass%，較佳為少於約40.5mass%，多於約32.5mass%，較佳為多於33.5mass%。
（Pb）
在本實施形態中，切削性因含有Si之β相而變得優異，但藉由進一步含有少量的Pb及少量的Bi可實現優異之切削性。在本實施形態的組成中，約0.001mass%量的Pb固熔於基地中，超過該量之Pb作為直徑為約0.1～約3μm的粒子而存在。藉由一併添加Pb和Bi，主要作為含有Pb和Bi之粒子（含有Bi之粒子）而存在。微量的Pb對切削性有效，加上Bi的含量，在多於0.001mass%的含量下發揮效果。Pb含量較佳為0.003mass%以上。
另一方面，Pb對人體有害，且對合金的延展性、冷加工性亦造成影響。尤其，在本實施形態中，含有少量的在現階段對環境和人體的影響尚不明確之Bi，因此需要自然而然地限制Pb的量。因此，Pb的量為0.20mass%以下，較佳為少於0.10mass%，更佳為少於0.08mass%。Pb和Bi有時還會分別單獨存在，但通常會共存，且即使共存，亦不會損害Pb、Bi的切削性的效果。
（Bi）
約0.001mass%的量的Bi固熔於基地，超過該量的Bi作為直徑為約0.1～約3μm的粒子而存在。在本實施形態中，以將對人體有害之Pb的量限制在0.20mass%以下且優異之切削性為目標。在本實施形態中，藉由Si的作用，使Bi粒子優先存在於α相內，改善α相的切削性。此外，加上切削性藉由含有Si、P得到大幅改善之β相，能夠作為合金而具有高切削性。一直以來，認為Bi改善切削性之功能差於Pb，但查明在本實施形態中發揮與Pb相同或超過Pb之效果。
為了改善α相的切削性，需要α相內存在Bi粒子且增加Bi粒子的存在頻度，為了作為合金具有高切削性，至少需要多於0.020mass%的Bi。Bi含量較佳為0.030mass%以上。Bi對環境和人體的影響在現階段尚不明確，但鑑於對環境和人體的影響，Bi的量設為0.10mass%以下，較佳為設為少於0.10mass%，且將Pb和Bi的總含量（後述之組成關係式f2）設為少於0.25mass%。藉由使Cu、Zn、Si、P的含量、β相的量、金相組織的要件更加適當，即使Bi為少量且非常有限的量，亦能夠作為合金而獲得優異之切削性。再者，有時Bi粒子還存在於除α相內以外的位置，在該情況下，儘管Bi改善切削性的效果小於Pb，但亦提高合金的切削性。
（P）
P在含有Si且主要由α相和β相構成之Cu-Zn-Si合金中優先分配到β相中。關於P，首先，藉由P固熔於β相中，能夠提高含有Si之β相的切削性。又，藉由含有P之情況和製造程序，形成平均直徑0.3～3μm的大小的含有P之化合物。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。
含有P之化合物不會在熱加工中形成。P在熱加工中固熔於β相中。又，在熱加工後的冷却過程中，在一定臨界冷却速度以下，主要在β相內析出含有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粒子且平均粒徑為約0.3～3μm。又，含有該析出物之β相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，且幾乎不會阻礙合金的延展性和靭性。含有Fe、Mn、Cr、Co和Si、P之化合物有助於提高合金的強度和耐磨損性，但會消耗合金中的Si、P，提高合金的切削阻力，降低切屑的分割性，縮短工具壽命，亦阻礙延展性。
又，P藉由與Si一併添加而具有容易使含有Bi之粒子存在於α相內的作用，有助於提高α相的切削性。
為了發揮該等效果，P的含量的下限多於0.001mass%，較佳為0.003mass%以上，更佳為0.010mass%以上，進一步較佳為0.020mass%以上。藉由含有多於0.010mass%的量的P，能夠用倍率500倍的金屬顯微鏡觀察到含有P之化合物的存在。
另一方面，若含有0.20mass%以上的量的P，則析出物粗化，不僅對切削性之效果會飽和，β相中的Si濃度降低，切削性會變差，延展性和靭性亦降低。因此，P的含量少於0.20mass%，較佳為0.14mass%以下，更佳為0.10mass%以下。即使P的含量少於0.05mass%，P亦會固熔於β相，且亦會形成含有足夠量的P之化合物。
再者，例如關於P和Si的化合物，若Mn、Fe、Cr、Co等容易與Si或P化合之元素的量增加，則化合物的組成比亦逐漸發生變化。亦即，從顯著提高β相的切削性之含有P之化合物逐漸變為對切削性之效果少之化合物。因此，需要至少將Fe、Mn、Co及Cr的總計含量設為少於0.45mass%，較佳為設為0.35mass%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廢料中混入有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黃銅系廢料中會經常發生被電鍍Sn之情況，混入有高濃度的Sn。
從資源再利用方面和成本問題考慮，將在至少不對特性造成不良影響的範圍內含有該等元素之廢料用作原料。再者，在添加有JIS標準（JIS H 3250）的Pb之快削黃銅棒C3604中，含有約3mass%的量的必需元素的Pb，進一步作為雜質，Fe量被允許為0.5mass%以下，Fe+Sn（Fe和Sn的總量）被允許至1.0mass%。又，在添加有JIS標準（JIS H 5120）的Pb之黃銅鑄件中，含有約2mass%的量的必需元素的Pb，此外，作為剩餘成分的允許限度，Fe量為0.8mass%，Sn量為1.0mass%以下，Al量為0.5mass%，Ni量為1.0mass%以下。在市售的C3604中，Fe和Sn的總含量為約0.5mass%，有時快削黃銅棒中會含有更高濃度的Fe或Sn。
Fe、Mn、Co及Cr固熔於Cu-Zn合金的α相、β相、γ相中至成為一定濃度為止，但若此時存在Si，則容易與Si化合，依據情況，與Si鍵結而有消耗對切削性有效之Si之慮。又，與Si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、Cr-Si化合物。該等金屬間化合物非常硬，因此不僅使切削阻力上升，而且還縮短工具的壽命。因此，需要限制Fe、Mn、Co及Cr的量，各自的含量少於0.30mass%為較佳，更佳為少於0.20mass%，0.15mass%以下為進一步較佳。尤其，需要使Fe、Mn、Co及Cr的含量的總計少於0.45mass%，較佳為0.35mass%以下，更佳為0.25mass%以下，進一步較佳為0.20mass%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和Al亦會改變由Cu、Zn、Si形成之γ相原本的性質。又，與α相相比，Sn、Al更多地分配於β相中而改變β相的性質。其結果，有引起合金的延展性和靭性的降低、切削性的降低之慮。因此，還需要限制Sn、Al的量。Sn的含量少於0.40mass%為較佳，少於0.30mass%為更佳，0.25mass%以下為進一步較佳。Al的含量少於0.20mass%為較佳，少於0.15mass%為更佳，0.10mass%以下為進一步較佳。尤其，鑑於對切削性、延展性之影響，Sn、Al的含量的總計需要少於0.45mass%，較佳為0.35mass%以下，更佳為0.30mass%以下，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大多從電鍍產品等廢料混入，但對特性造成之影響小於前述Fe、Mn、Sn等。即使混入一些Fe和Sn，只要Ni的含量少於0.3mass%，則對特性之影響小，Ni的含量為0.2mass%以下為更佳。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，但鑑於對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%以下為更佳。
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]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]為表示組成與金相組織之間的關係之式，即使各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特性。若組成關係式f1小於56.5，則即使對製造程序下工夫，β相所佔之比例亦會增加，延展性亦會變差。因此，組成關係式f1的下限為56.5以上，較佳為56.8以上，更佳為57.0以上。隨著組成關係式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，並且具備良好之延展性、冷加工性、耐應力腐蝕破裂性。
另一方面，組成關係式f1的上限對β相所佔之比例或γ相所佔之比例及凝固溫度範圍造成影響，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相所佔之比例增加，延展性低下，強度亦降低。依據情況，會出現μ相。又，凝固溫度範圍高於25℃，容易發生縮孔和砂眼等鑄造缺陷。因此，組成關係式f1的上限為59.5以下，較佳為59.0以下，更佳為58.8以下，進一步較佳為58.4以下。
又，組成關係式f1與約600℃的熱加工性亦密切相關，若組成關係式f1小於56.5，則熱變形能力產生問題。若組成關係式f1大於59.5，則熱變形阻力增加，600℃下的熱加工變得困難。
作為本實施形態之快削性銅合金係具備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和延展性這兩種完全相反之特性者，不僅議論組成，而且還詳細議論組成關係式f1、f2及後述之組織關係式f3～f5、組成/組織關係式f6、f7，藉此能夠提供更符合目的和用途之合金。
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f2）
在本實施形態中，以藉由含有少量的Pb、Bi且限定量的Pb、Bi獲得優異之切削性為目的。本實施形態中的Bi主要發揮改善α相的切削性之效果，具有與Pb同等以上的切削性的效果。為了簡單地表示提高切削性之效果，僅分別單獨規定Pb、Bi係不充分，從而規定為組成關係式f2=[Pb]+[Bi]。
為了獲得優異之切削性，至少f2為0.025以上，較佳為0.03以上。在如切削速度增加之情況、進給量增加之情況、外周切削的切削深度增加之情況、鑽孔直徑增加之情況等切削條件變得嚴峻之情況下，f2更佳為0.04以上，進一步較佳為0.05以上。關於上限，f2越大，切削性越提高，但在本實施形態中，認為Bi對環境和人體的影響度與Pb相同，因此需要限制總含量。鑑於對環境和人體的影響，f2小於0.25為較佳，更佳為0.19以下。藉由含有前述Si，切削性得到顯著改善之β相的效果巨大，藉由含有少量的Bi、Pb，能夠具備優異之切削性。
（與專利文獻的比較）
在此，將上述專利文獻1～14中記載之Cu-Zn-Si合金與本實施形態的合金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1、12中，Sn的含量不同，實質上需要大量的Bi。
本實施形態和專利文獻2～9中，作為主要元素之Cu、Si的含量不同，需要大量的Cu。
在專利文獻2～4、7～9中，在金相組織中，β相被認為阻礙切削性而被列舉為不佳之金屬相。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。
在專利文獻4、7～9中，記載了能夠允許之β相的量，β相的面積率最大為5%。
在專利文獻10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11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且微量含有Al、Sb、Sn、Mn、Ni、B等，藉此具備良好之機械性質、鑄造性。
在專利文獻14中，不含Bi，含有0.20mass%以上的量的Sn，保持700℃～850℃的高溫，接著進行熱擠壓。
此外，在任一專利文獻中，皆未揭示且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β相的量需要多於15%之情況、P對提高β相的切削性有效、β相內存在微細之P和Si、Zn的化合物之情況、含有Bi之粒子存在於α相內之情況。
【表1】
| Cu | Si | P | Pb | Bi | Sn | Al | 其他 | |
| 第1實施形態 | 58.0-65.0 | 0.30-1.30 | 0.001-0.20 | 0.001-0.20 | 0.020-0.10 | Sn+Al＜0.45、Fe+Mn+Cr+Co＜0.45 | ||
| 第2實施形態 | 59.5-64.5 | 0.50-1.20 | 0.010-0.14 | 0.003-0.10 | 0.030-0.10 | 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 | 0.1-1.5 | － |
| 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 | 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6 | 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7 | 73.0-79.5 | 2.5-4.0 | 0.015-0.2 | 0.003-0.25 | － | 0.03-1.0 | 0.03-1.5 | － |
| 專利文獻8 | 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9 | 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10 | 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11 | 65-75 | 0.5-2.0 | － | － | － | 0.01-0.55 | 0.1-1.0 | － |
| 專利文獻12 | 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 |
| 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 |
【表2】
| 金相組織 | |
| 第1實施形態 | 20≤α>85、15>β≤80、0≤γ>5 |
| 第2實施形態 | 30≤α≤75、15≤β≤70、0≤γ>5 |
| 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 | - |
| 專利文獻6 | - |
| 專利文獻7 | 30≤α≤84、15≤κ≤68、β≤3等 |
| 專利文獻8 | 60≤α≤84、15≤κ≤40、β≤2等 |
| 專利文獻9 | 29≤κ≤60、β=0等。α相內存在κ相。 |
| 專利文獻10 | - |
| 專利文獻11 | - |
| 專利文獻12 | - |
| 專利文獻13 | - |
| 專利文獻14 | - |
＜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。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其面積率的範圍，能夠獲得目標特性。因此，如下規定了組織關係式及組成/組織關係式。
20≤f3=（α）＜85、
15＜f4=（β）≤80、
0≤f5=（γ）＜5、
8.0≤f6=（[Bi]+[Pb]-0.002）
1/2×10+（[P]-0.001）
1/2×5+（（β）-7）
1/2×（[Si]-0.1）
1/2×1.2+（γ）
1/2×0.5≤17.0、
0.9≤f7=（[Bi]+[Pb]-0.002）
1/2×（（β）-7）
1/2×（[Si]-0.1）
1/2≤4.0
（γ相、組織關係式f5）
如專利文獻2～9中記載般，γ相為在Cu濃度為約69～約80mass%、Si濃度為約2～約4mass%的Cu-Zn-Si合金中最有助於切削性之相。在本實施形態中，確認到γ相亦有助於切削性，但為了使延展性與強度之間的平衡成為優異者，不得不大幅限制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和靭性。少量的γ相具有降低鑽頭切削的扭矩且改善切屑的分割性之作用，但若γ相大量存在，則會提高推進阻力值、外周切削的阻力值。以β相存在多於15%的量（面積率、以下，相量的單位為面積率）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，在含有少量的γ相之情況下，對切削性的改善效果大，但即使增加γ相的量，切削性的改善效果亦會逐漸減少。同時，γ相的增加導致β相的減少。若考慮延展性和鑽頭切削或外周切削的切削阻力，則γ相所佔之比例需要少於5%。此外，γ相的面積率小於3%為較佳，小於1%為更佳。即使在不存在γ相、亦即（γ）=0之情況下，藉由使含有Si之β相以後述之比例存在且含有Pb和Bi，亦可獲得優異之切削性。
（β相、組織關係式f4）
為了在限制γ相且沒有或不含有κ相、μ相之情況下獲得優異之切削性，重要的是，Si量與Cu、Zn的量的配合比例、β相的量、固熔於β相之Si量。再者，在此β相中包括β’相。
與α相相比，在本實施形態中的組成範圍內之β相的延展性差，但從延展性和靭性方面考慮，與受較大限制之γ相相比，明顯富有延展性，即使與Cu-Zn-Si合金的κ相、μ相相比，亦富有延展性。因此，從延展性的觀點考慮，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。
在作為本實施形態的快削性銅合金之Cu-Zn-Si-P-Pb-Bi合金中，為了在使Pb、Bi的含量保持最小限度之同時實現良好之切削性，至少需要大於15%的面積率的β相，β相的面積率較佳為25%以上，更佳為30%以上，進一步較佳為40%以上。即使γ相的量為0%，若β相以大於約15%的面積率存在，則能夠具備良好之切削性。即使β相的量為約50%且切削性差之α相所佔之比例為約50%，即使與含有Si之β相為100%的合金相比，亦能夠維持高水準之切削性且獲得良好之延展性和強度。例如，在含有約1mass%的Si且β相內存在含有P之化合物之β相和具有良好之延展性之軟質α相共存之情況下，認為軟質α相會發揮如緩衝材料之作用或α相與硬質的β相的相界成為切屑分割的起點，即使β相的量為約50%，亦保持優異之切削性，亦即，維持低切削阻力，依據情況提高切屑的分割性。
關於機械性質，藉由延展性增加及從β單相析出α相，再加上晶粒變細，維持β相的強度。β相的強度與固熔於β相中之Si量相關，若β相中固熔有約0.4mass%以上的Si，則可獲得高強度。在延展性方面，即使β相的量為約50%或多於約50%，亦藉由緩衝材料的α相的作用而優先並維持α相的優異之延展性。但是，隨著β相的量增加，延展性逐漸降低。為了獲得良好之延展性而改善強度與延展性之間的平衡，需要使β相所佔之比例成為80%以下，較佳為70%以下。在重視延展性和冷加工性時，β相所佔之比例為60%以下為較佳。依據使用之目的、用途，適當之β相所佔之比例略有變動。
再者，含有約1mass%的量的Si之β相自500℃的熱加工的最低水準的溫度開始顯示優異之熱變形能力、低熱變形阻力，作為合金顯示優異之熱變形能力、低熱變形阻力。
（Si濃度和β相的切削性）
在本實施形態中的組成範圍內，固熔於β相中之Si量越增加，切削性越提高，β相的量越增加，切削性越提高。固熔於β相中之Si的量為約0.15mass%時開始發揮效果，Si的量為約0.4mass%以上時對切削性的效果變得明確，Si的量為約0.6mass%以上、甚至為約1.0mass%以上時對切削性的效果變得更加明顯。該等固熔於β相中之Si的量取決於製造程序和β相的量，但例如在合金的Si濃度為0.8mass%的情況下，β相中的Si濃度為0.9mass%～1.2mass%。另一方面，若固熔於β相中之Si的量多於1.7mass%，則對切削性的效果飽和，同時β相的延展性降低，作為合金，延展性降低。因此，固熔於β相中之Si量為1.7mass%以下為較佳。
接著，儘管依據所含之Si的量發生變動，但含有Si之β相開始發揮對切削性的效果係在β相的量為約5%～8%時，隨著β相的量增加，合金的切削性急劇提高。在β相的量多於15%時，對合金的切削性發揮較大之效果，隨著β相增加為25%、35%、40%，切削性進一步提高。
另一方面，關於固熔於β相中之Si量、β相的量，亦隨著該等的量的增加而其效果逐漸飽和。對合金的Si濃度、β相的量及合金的切削性之間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]、將β相的量（%）設為（β）時，合金的切削性與將（（β）-7）
1/2乘以（[Si]-0.1）
1/2而得之值（（（β）-7）
1/2×（[Si]-0.1）
1/2）很好地匹配。
β相開始對合金的切削性發揮效果之量為約7%。項（（β）-7）
1/2為從β相的面積率（β）中減去7%而得之（（β）-7）的1/2次方。
Si開始對合金的切削性發揮效果之濃度為約0.1mass%。項（[Si]-0.1）
1/2為從Si濃度[Si]減去0.1mass%而得之（[Si]-0.1）的1/2次方。
亦即，即使為相同量之β相，Si濃度的高之β相的切削性亦會更好。即使為相同之Si濃度，β相的量越多，切削性越良好，其效果以在本實施形態中規定之Si濃度、β相的量為前提，能夠由（（β）-7）
1/2×（[Si]-0.1）
1/2表示。
（組成/組織關係式f6、f7）
除組成關係式f1、2、組織關係式f3～f5以外，組成/組織關係式f6、7亦為用於獲得整體上優異之切削性和機械性質之組成和金相組織所關聯之式。f6為用於獲得切削性之加算式，f7為表示切削性的相互作用、相乘效果之關係式。
在Cu-Zn-Si-P-Pb-Bi合金中，切削性受Pb和Bi的總量（f2）、β相的量和Si的量、P的量和含有P之化合物的存在、γ相的量之影響，各自的效果可相加。鑑於Pb和Bi的量對切削性的影響度，Pb和Bi對切削性的效果能夠由（[Bi]+[Pb]-0.002）
1/2表示。
開始發揮切削性效果之Pb和Bi的總量為0.002mass%。（[Bi]+[Pb]-0.002）
1/2為從Pb和Bi的總量中減去0.002mass%而得之（[Bi]+[Pb]-0.002）的1/2次方。
如上所述，關於β相的量和Si的量，能夠由（（β）-7）
1/2×（[Si]-0.1）
1/2表示。關於γ相的量，切削性的效果可由γ相的量（%）的1/2次方整理。又，考慮含有P之化合物的存在和其量、β相中的固熔量，P對切削性的效果能夠由（[P]-0.001）
1/2表示。
P開始發揮效果之量為0.001mass%。（[P]-0.001）
1/2為從P的量[P]中減去0.001mass%而得之（[P]-0.001）的1/2次方。
將該等各效果的要素乘以從反覆進行深入研究之結果導出之係數而獲得f6，f6為對切削性的效果的加算式。
f6=（[Bi]+[Pb]-0.002）
1/2×10+（[P]-0.001）
1/2×5+（（β）-7）
1/2×（[Si]-0.1）
1/2×1.2+（γ）
1/2×0.5
在f6中，為了獲得優異之切削性、高強度，需要至少為8.0以上，較佳為8.5以上，更佳為9.2以上。尤其，在切削條件變得嚴峻之情況下，f6為10.0以上為較佳，更佳為11.0以上。另一方面，從對環境和人體的影響、合金的延展性、冷加工性考慮，f6的上限為17.0以下，較佳為15.0以下。從減小（[Bi]+[Pb]）
1/2項之觀點考慮，f6的上限更佳為14.0以下，進一步較佳為13.0以下。
另一方面，切削性的相互作用、相乘作用能夠由Pb和Bi的總量（f2）、β相的量及Si的量的積表示。如上所述，鑑於Pb和Bi的總量開始發揮效果之量、β相開始發揮效果之量、Si開始發揮效果之量，成為以下關係式。
f7=（[Bi]+[Pb]-0.002）
1/2×（（β）-7）
1/2×（[Si]-0.1）
1/2f7為Pb和Bi的項、β相的項及Si的項的積，因此若其中1個項過小，則有時無法滿足f7。為了獲得優異之切削性，f7需要為0.9以上，較佳為1.0以上。尤其，在切削條件嚴峻之情況下，f7較佳為1.2以上，進一步較佳為1.4以上。若f7大於4.0，則合金的延展性、冷加工性降低。因此，f7為4.0以下，較佳為3.0以下，出於減小Pb+Bi的項，更佳為2.5以下。
將f6設為8.0以上且17.0以下、較佳為10.0以上且14.0以下、最佳為11.0以上且13.0以下，且將f7設為0.9以上且4.0以下、較佳為1.2以上且3.0以下、更佳為1.4以上且2.5以下。如此，藉由將組成和金相組織控制在較窄範圍內，減少Pb+Bi的量，完成具備優異之切削性、高強度、良好之延展性、冷加工性之合金。關於切削性，β相中含有之Si濃度及β相的量、β相中的P的固熔量及β相中存在之含有P之化合物的量、α相中的含有Bi之粒子的存在及其量、作為其他微細粒子而存在之Bi及Pb的量分別藉由不同之作用提高合金的切削性。若滿足該等所有要件，藉由該等的相互作用、相乘效果，發揮較大之切削性的改善效果，且藉由含有極少量的Pb、Bi、P，大幅提高合金的切削性。
再者，在組織關係式f3～f5及組成/組織關係式f6、f7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，除含有P之化合物以外的金屬間化合物、Pb粒子、Bi粒子、氧化物、非金屬夾雜物、未熔解物質等則不作為對象，亦即，從面積率的對象中排除。關於含有P之化合物，其大小微細至平均為約0.3～3.0μm且大部分存在於β相內及α相與β相的邊界，因此位於β相內及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。在本實施形態中，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。
（α相、組織關係式f3）
α相為與β相或γ相一併構成基地之主要相。與不含Si者相比，含有Si之α相的切削性僅稍有提高，若Si的量在預定量內，則富有延展性。若β相為100%，則在合金的延展性上存在問題，需要適當量的α相。認為即使β單相合金含有較多之α相（例如以約50%的面積率含有），α相本身亦發揮緩衝材料的作用，在切削時與硬質的β相的邊界成為應力集中源而分割切屑，維持優異之β單相合金的切削性，依據情況提高切削性。
反覆進行深入研究之結果，從合金的延展性、冷加工性的方面考慮，α相的量需要20%以上，較佳為30%以上。在作為本實施形態的對象之用途中，有時會在切削加工之後在冷態下實施鉚接加工，為了在鉚接時不破裂，α相的面積率為40%以上為較佳。另一方面，為了獲得優異之切削性，α相的面積率的上限至少小於85%，較佳為75%以下，更佳為65%以下。若α相多，則切削性得到改善之β相的量減少，又，需要大量的改善α相的切削性之Bi的量、亦即α相中存在之Bi粒子。
（切削性、機械性質和α相的形狀、β相的分佈）
關於影響合金的切削性、機械性質之α相的形狀、分佈、β相的分佈，若α相晶粒的形狀為針狀（晶粒的長邊/短邊之比大於4之橢圓形），則α相的分散狀況變差，針狀的長邊長之α相將妨礙切削。儘管還取決於α相的量，但認為若α相的形狀為粒狀且α相晶粒的平均結晶粒徑微細至約30μm以下，則β相被α相分割，切削時成為切屑分割的起點，切屑的分割性比β單相合金提高。因此，作為較佳之實施形態，若長邊/短邊為4以下的粒狀的α相晶粒在所有α相晶粒中所佔之比例為50%以上，更佳為75%以上，則切削性提高。嚴格而言，粒狀的α相晶粒所佔之比例為以一定視野內的α相晶粒的總數（個數）為分母、以長邊/短邊為4以下之粒狀的α相晶粒的數量（個數）為分子之比例，為（長邊/短邊為4以下之粒狀的α相晶粒的數量（個數）/α相晶粒的總數（個數））×100。又，若針狀的長邊長之α相晶粒所佔之比例多於50%，則延展性得以大致維持，但合金的強度下降。因此，若粒狀的α相晶粒的比例增加，則強度會增加，強度與延展性之間的平衡會提高。長邊/短邊為4以下之粒狀的α相晶粒所佔之比例是否多於50%或75%不僅受組成之影響，還受製造程序之影響，若熱加工溫度低，則長邊/短邊為4以下之粒狀的α相晶粒所佔之比例會增加。
再者，在本實施形態中，晶粒的長邊和短邊係例如以500倍的倍率觀察晶粒而由圖像分析法測定。詳細而言，將晶粒視為橢圓形時，長邊（長徑）為連結晶粒的輪廓上的2點之線段中最長的線段的長度，短邊（短徑）為畫出與長邊垂直之線時被晶界（晶粒的輪廓）切斷之線段中最長的線段的長度。
α相晶粒的平均結晶粒徑藉由以下方法測定。按照JIS H 0501的伸銅製品結晶粒度試驗方法中記載的求積法測定粒徑的平均值。又，將粒徑的平均值乘以α相的面積率而得之值作為平均結晶粒徑。
化合物的粒子的粒徑為連結粒子的輪廓上的2點之線段中最長的線段的長度，係藉由圖像分析法測定。化合物的粒子的平均粒徑為測定出之粒徑的個數平均。
（μ相、κ相、其他相）
為了具備優異之切削性且獲得高延展性和靭性、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，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，若排除測定上的誤差、數值的捨入法，則最佳為（α）+（β）+（γ）=100。
（α相內存在之Bi粒子（含有Bi之粒子））
含有Si之β單相合金和存在含有P之化合物之β單相合金的切削性接近於含有3mass%的Pb之快削黃銅的水準，但尚未達到該水準。為了獲得更優異之切削性，α相發揮β相間的緩衝材料、切屑分割的起點的作用，儘管提高切屑分割性，但仍然需要提高α相本身的切削性。在本實施形態的合金中，藉由Si、進一步含有P，容易使約0.1～3μm的大小的Bi粒子存在於α相中。藉由使Bi粒子存在於α相內，α相的切削性顯著提高，加上切削性提高之β相，能夠顯著提高作為合金之切削性。
再者，Bi幾乎不固熔於銅合金中，在用金屬顯微鏡觀察時，作為0.3μm～3μm的大小的圓形粒子而存在。與Cu、作為Cu和Zn的合金之黃銅相比，Bi的融點低，原子序大，原子尺寸大。因此，在不含Si且β相的比例大於約20%之黃銅合金的情況下，Bi粒子幾乎不存在於α相中，主要存在於α相與β相的相界，隨著β相的量增加，亦會大量存在於β相內。在本實施形態中，查明藉由Si對Cu-Zn合金的作用，Bi粒子存在於α相內之頻度提高。該作用在Si含量為約0.1mass%時開始發揮效果，但並不充分，隨著Si含量增加至多於0.3mass%、多於0.5mass%、0.7mass%以上，變得明確。又，藉由含有P，Bi粒子存在於α相中之頻度提高。認為Bi的切削性會因Pb而變差，但在本實施形態中，藉由使Bi粒子存在於α相內，能夠獲得與Pb同等以上的切削性。若一併添加Bi和Pb，則Bi和Pb共存於大多數粒子中，但發揮與單獨含有Bi時類似的效果。再者，為了提高Bi粒子存在於α相中之頻度且提高α相的切削性，不得不含有多於0.020mass%的量的Bi。此外，若使Bi粒子存在於α相中，則與Bi粒子存在於α相與β相的相界之情況相比，常溫、約300℃、約500℃下的延展性、加工性得到改善。
（含有P之化合物的存在）
藉由含有Si，β相的切削性得到較大之改善，又，藉由含有P、P固熔於β相中，切削性得到進一步改善。此外，藉由使粒徑為約0.3～約3μm的P和由Si、Zn形成之化合物存在於β相內，β相能夠具備進一步優異之切削性。不含Bi且Pb量為0.01mass%、P量為0.05mass%、Si量為約1mass%的β單相合金的切削性藉由使含有P之化合物充分存在，與不添加P之β單相合金相比，切削性指數提高約10%。
藉由使含有P之化合物存在於含有Si之β相中，β相的切削性進一步提高。又，藉由Bi粒子的存在，α相的切削性提高。儘管無法單純地期待提高10%的切削性之效果，但作為更佳之實施形態，藉由該等切削性進一步提高之β相和切削性提高之α相的組合，將成為切削性的更優異之合金。
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，在約600℃的熱加工溫度下，不存在含有P之化合物，而會以熱加工後的冷却時的臨界冷却速度生成。因此，熱加工後的冷却速度變得重要，以50℃/分以下的平均冷却速度對530℃至450℃的溫度區域進行冷却為較佳。另一方面，若冷却速度過慢，含有P之化合物不易成長，對切削性之效果降低。前述平均冷却速度的下限為0.1℃/分以上為較佳，0.3℃/分以上為更佳。冷却速度的上限值50℃/分亦會依據P的量而發生少許變動，若P的量多，則即使以更快之冷却速度亦可形成含有P之化合物。
在此，在圖1中示出作為本實施形態之快削性合金的金相組織照片。
圖1係Zn-63.1mass%Cu-1.13mass%Si-0.047mass%P-0.053mass%Pb-0.073mass%Bi合金，係在640℃下進行熱鍛且將530℃至450℃的平均冷却速度設為10℃/分而得之合金。
如圖1所示，用金屬顯微鏡可在粒狀且平均結晶粒徑為約20μm的α相晶粒內觀察到含有約1μm的大小的Bi之粒子，觀察到作為較小之粒狀的粒子之含有約0.5～1.5μm的大小的P之化合物存在於β相內。即使為相同之粒狀，亦可從金相組織照片中區分出含有Bi之粒子和含有P之化合物。從另一個角度而言，含有P之化合物幾乎不存在於α相中，因此可以說存在於α相中之粒子為含有Bi之粒子。
（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（1）在量產設備中，在580℃下熱擠壓成φ25.6mm之試樣（Zn-63.1mass%Cu-1.13mass%Si-0.047mass%P-0.053mass%Pb-0.073mass%Bi合金）、（2）將前述（1）的熱擠壓材料冷拉伸至φ21.6mm，在480℃下進行60分鐘退火，並冷拉伸至φ20.5之試樣、（3）在實驗室中，在590℃下擠壓至φ24mm之試樣（Zn-61.9mass%Cu-0.85mass%Si-0.039mass%P-0.089mass%Pb-0.050mass%Bi合金）及（4）在實驗室中，在590℃下擠壓至φ45mm，接著在600℃下進行熱鍛之試樣（Zn-59.9mass%Cu-0.58mass%Si-0.046mass%P-0.045mass%Pb-0.044mass%Bi合金），以2000倍的倍率拍攝二次電子像、組成像，並用X射線微分析儀對α、β相中的Cu、Zn、Si的濃度進行了定量分析。測定係使用JEOL Ltd.製“JXA-8230”在加速電壓20kV、電流值3.0×10-8A的條件下進行的。將結果示於表3～6。
從表3～6可知，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。再者，在Zn-63.1mass%Cu-1.13mass%Si-0.047mass%P-0.053mass%Pb-0.073mass%Bi合金中分析藉由低溫退火形成之γ相之結果，Cu為60mass%，Si為3mass%，Zn為37mass%。
製作出專利文獻2的代表組成的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。與作為本實施形態的快削性銅合金的γ相的組成例之60mass%Cu-3mass%Si-37mass%Zn有較大之差異，估計兩者的γ相的性質亦會不同。
【表3】
| Zn-63.1mass%Cu-1.13mass%Si-0.047mass%P-0.053mass%Pb-0.073mass%Bi 合金（合金No.S01、步驟No.A1） | |||
| Cu | Zn | Si | |
| α相 | 65.5 | 33.5 | 0.8 |
| β相 | 60.5 | 38.0 | 1.3 |
【表4】
| Zn-63.1mass%Cu-1.13mass%Si-0.047mass%P-0.053mass%Pb-0.073mass%Bi合金（合金No.S01、步驟.E1） | |||
| Cu | Zn | Si | |
| α相 | 66.5 | 32.5 | 0.9 |
| β相 | 61.0 | 37.5 | 1.5 |
【表5】
| Zn-61.9mass%Cu-0.85mass%Si-0.039mass%P-0.089mass%Pb-0.050mass%Bi合金（合金No.S21、步驟No.C1） | |||
| Cu | Zn | Si | |
| α相 | 65.5 | 33.5 | 0.7 |
| β相 | 59.5 | 39.0 | 1.1 |
【表6】
| Zn-59.9mass%Cu-0.58mass%Si-0.046mass%P-0.045mass%Pb-0.044mass%Bi合金（合金No.S28、步驟No.F1） | |||
| Cu | Zn | Si | |
| α相 | 63.0 | 36.5 | 0.4 |
| β相 | 57.5 | 41.5 | 0.7 |
（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的合金為後述之在實驗室中製作之含有0.01mass%的量的Pb之合金，係同樣地用實驗室的擠壓試驗機熱擠壓成φ22mm者。在Cu-Zn的2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、G、H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。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。將評價結果示於表8。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 | 0.01 | 0 | 100 | 0 |
| 合金B | 50%β黃銅 | 58.1 | 41.9 | 0 | 0.01 | 0 | 52 | 48 |
| 合金C | β黃銅 | 54.0 | 46.0 | 0 | 0.01 | 0 | 0 | 100 |
| 合金D | 0.6Si α黄銅 | 68.3 | 31.0 | 0.60 | 0.01 | 0 | 100 | 0 |
| 合金E | 0.5Si β黄銅 | 56.6 | 42.8 | 0.52 | 0.01 | 0 | 0 | 100 |
| 合金F | 1.0Si β黄銅 | 58.7 | 40.2 | 1.00 | 0.01 | 0 | 0 | 100 |
| 合金G | P+0.5Si β黄銅 | 56.6 | 42.8 | 0.51 | 0.01 | 0.05 | 0 | 100 |
| 合金H | P+1.0Si β黄銅 | 58.5 | 40.4 | 1.00 | 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 | 35 | 36 | × | 33 | 30 | 35 | × |
| 合金E | 68 | 69 | × | 67 | 62 | 72 | × |
| 合金F | 72 | 75 | × | 69 | 64 | 74 | × |
| 合金G | 76 | 80 | △ | 72 | 70 | 73 | △ |
| 合金H | 82 | 89 | 〇 | 74 | 73 | 75 | 〇 |
在前述文獻中，記載了作為α單相黃銅之70Cu-30Zn的切削性為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）的綜合切削性指數為31%。又，與不含Si之α黃銅相比，在調整Cu、Zn的量且含有0.6mass%的量的Si之α單相黃銅（合金D）、亦即在α相中固熔0.6mass%的量的Si之α單相黃銅中，切削性指數提高了約4%。合金A、D的切屑在外周切削和鑽頭鑽孔切削這兩者的試驗中皆連續。
外周切削能夠分解成主分力、進給分力、背分力，將該等的合力（三分力）作為切削阻力。關於鑽頭切削，分解成扭矩、推力，將該等的平均值記載為鑽頭的“綜合”切削阻力。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）。
與不含Si之α相相比，調整Cu、Zn且不含Si之β單相黃銅（合金C、54Cu-46Zn）的切削性“綜合”指數提高約20%，但僅停留在51%，切屑形狀幾乎未得到改善，切屑評價未發生變化。
與不含Si之β單相黃銅（合金C）相比，在含有0.5mass%的Si之β單相合金（合金E）中，切削性“綜合”指數提高了約17%。其中，外周切削的切削阻力提高了約28%，扭矩提高了約9%。與不含Si之β單相合金相比，在含有約1mass%的量的Si之β相合金（合金F）中，切削性“綜合”指數提高了約21%。如此，在β相中含有之Si的量在0mass%至0.5mass%之間時，β相的切削性得到改善。認為在Si的量在0.1～0.2mass%之間時，開始發揮對切削性的效果，在Si的量為0.4mass%以上時，對切削性的效果變得明確，在Si的量為0.6mass%以上時，對切削性的效果變得更加明確，在Si量為0.8mass%以上、依據合金F的結果為1.0mass%以上時，對切削性的效果變得顯著。
若除0.5mass%的Si以外在β單相黃銅中添加0.05mass%的P（合金G），則與合金E相比，切削性“綜合”指數提高約8%，切屑的形狀在外周切削和鑽頭鑽孔切削這兩者的試驗中得到改善。又，與不含P且含有約1mass%的量的Si之β單相合金相比，含有0.05mass%的P且含有1mass%的Si之β單相合金（合金H）的切削性“綜合”指數提高約10%。P的含量、β相中的P的固熔、含有P之化合物的存在使外周切削的切削阻力提高了約14%，鑽頭鑽孔切削中的扭矩提高了約9%。外周切削的切削阻力及鑽頭鑽孔切削中的扭矩的大小與切屑形狀相關，藉由含有0.05mass%的P，在外周切削、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“○”。關於外周切削時的切削阻力，與含有3mass%的Pb之快削黃銅之差減小，外周切削、鑽頭鑽孔切削的切屑亦接近於含有3mass%的Pb之快削黃銅的切屑而得到了大幅改善。再者，切削阻力受材料的強度之影響，強度越高，切削阻力越大。β單相黃銅和本實施形態的快削黃銅合金具有比含有3mass%Pb之快削黃銅高約1.2之強度，因此若將其考慮在內，則可以說含有1mass%的Si和0.05mass%的P之β單相合金的切削性、尤其外周切削時的切削性接近於含有3mass%的Pb之快削黃銅的切削性而大致等同。
合金B含有0.01mass%的Pb，但在不含Si、P之黃銅中，β相所佔之比例為約48%。合金B由切削性“綜合”指數為31%的α單相黃銅（合金A）和切削性“綜合”指數為51%的β單相黃銅（合金C）構成，合金B的切削性“綜合”指數為44%，相比於面積比率，受β相的影響略強。含有48%的β相之黃銅的切屑形狀係連續，從切削性“綜合”指數及切屑的形狀考慮，無論如何亦無法取代含有3mass%的Pb之快削黃銅。含有3mass%的Pb之快削黃銅棒中，β相所佔之比例為約20%，基地的切削性至少比合金B差。藉由Pb的作用，與基地相比，含有Pb之快削黃銅棒的切削性“綜合”指數提高60%以上，切屑可分割。
β單相合金E～H大致相當於本實施形態的快削性銅合金的β相，合金D大致相當於α相。亦即，藉由含有Si和P，β相的切削性處於高水準。又，認為藉由Bi粒子存在於α相內，α相的切削性提高，作為合金之切削性達到了高水準。
＜特性＞
（常溫強度及高溫特性）
對以汽車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。作為所需之強度，重視抗拉強度，還重視其與延展性之間的平衡。
為此，熱擠壓材料、熱軋材料及熱鍛材料為在未實施冷加工之熱加工完成後的狀態下抗拉強度為440N/mm
2以上的高強度材料為較佳。抗拉強度更佳為480N/mm
2以上，進一步較佳為520N/mm
2以上。用於閥、接頭、壓力容器、空調/冷凍機之大多數零件藉由熱鍛製成。儘管含有β相，但當前之含有2mass%Pb之鍛造用黃銅C3771的抗拉強度為約400N/mm
2，伸展率為30～35%。藉由含有Si且滿足組織關係式f3～f5的金相組織的條件，可獲得高強度且實現輕量化。
有時在熱加工之後還進行冷加工，考慮冷加工的影響，將在以下範圍內之材料定義為高強度、高延展性的材料。
在熱加工材料、在熱加工之後進一步以30%以下的加工率進行冷加工而得之材料或實施冷加工和熱處理（依據情況反覆進行）且最終以30%以下的加工率進行冷加工而得之材料之情況下，具有以下特性。以下，將冷加工率設為[R]%，在不進行冷加工之情況下，[R]=0。抗拉強度S（N/mm
2）較佳為（440+8×[R]）N/mm
2以上，更佳為（480+8×[R]）N/mm
2以上。伸展率E（%）較佳為（0.02×[R]
2-1.15×[R]+18）%以上，更佳為（0.02×[R]
2-1.2×[R]+20）%以上。又，表示強度與延展性之間的平衡之特性關係式f8=S×（100+E）/100為580以上為較佳，更佳為620以上，進一步較佳為650以上。
再者，含有Pb之熱加工完成後的快削黃銅的上述特性關係式f8為約530。因此，與含有Pb之熱加工完成後的快削黃銅的特性關係式f8相比，本實施形態的快削性銅合金的特性關係式f8至少大50以上，進一步大90以上，強度與延展性之間的平衡優異。
（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、其他高傳導性構件/零件。當前，含有約5mass%、約6mass%或約8mass%的量的Sn之磷青銅（JIS標準、C5102、C5191、C5210）經常用於該等用途，該等的導電率分別為約15%IACS、約14%IACS、約12%IACS。因此，只要本實施形態的銅合金的導電率為14%IACS以上，較佳為15%IACS以上，則在電氣/電子零件、汽車零件用途中，電傳導性不會產生多大問題。儘管含有作為使導電率變差之元素之Si且含有高濃度的Zn，但依舊顯示高傳導性係受β相的量和固熔於β相中之Si之影響。儘管β相的Zn濃度高於α相，但含有越多β相，電傳導性會越提高。再者，改善傳導性對實際使用而言幾乎不成問題，因此並不特別規定導電率的上限。
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相對合金的切削性的提高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1mass%、Cu量為約59mass%、Zn量為約40mass%之β相具有優異之切削性。
第2，在使Cu-Zn-Si合金中含有少量Bi時，藉由Si的作用使平均大小為約0.2～約2μm的Bi粒子存在於α相內。藉由Bi粒子的存在，使切削性差的α相改變為切削性得到改善之α相。與具備前述優異之切削性之β相相結合，具備了作為合金之優異之切削性。
第3，查明Pb作為平均大小為約0.2～約2μm的Bi和Pb共存之粒子或Pb粒子而存在，發揮提高切屑的分割性且降低切削阻力之效果。
第4，在使Cu-Zn-Si合金中含有P時，P優先固熔於β相內，進一步提高了β相的切削性。又，查明在使含有平均粒徑為約0.3～約3μm的大小的P之化合物存在於β相中時，與不存在含有P之化合物者相比，進一步提高切削性。
第5，查明在本實施形態的快削性銅合金中生成之γ相亦對切屑分割性有效。專利文獻與本實施形態的快削性銅合金的組成不同，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之差異，但發現存在於本實施形態的快削性銅合金的組成範圍內之γ相具有優異之切削性。
第6，為了減少對環境等存在問題之Pb及Bi的量，明確了切削性與β相的量、Si的量、Bi和Pb的量、固熔於β相中之Si的量、β相中的含有P之化合物的存在、P的量、γ相的量之間的關係，包括各機械特性，藉由使組成和金相組織更適當，完成了本實施形態的快削性銅合金。
最後，以往的Pb含有銅合金中，大量的Pb會在熱加工溫度下熔解，因此在650℃以下的熱變形能力中存在問題。即使含有Bi、Pb，其量亦會被大幅限制，因此本實施形態的快削性銅合金被製成在低於650℃之溫度、約600℃下具有優異之熱變形能力、熱變形阻力低、能夠容易進行熱加工、熱態下富有延展性之銅合金。
（熱加工性）
本實施形態的快削性銅合金的特徵為在約600℃下具有優異之變形能，能夠熱擠壓成截面積小之棒，能夠熱鍛成複雜之形狀。若在約600℃下強加工含有Pb之銅合金，則會發生較大之破裂，因此適當之熱擠壓溫度為625～800℃，適當之熱鍛溫度為650～775℃。在本實施形態的快削性銅合金的情況下，其特徵為在600℃下以80%以上的加工率進行熱加工時不會破裂，較佳之熱加工溫度為低於650℃之溫度，更佳為低於625℃之溫度。
在本實施形態的快削性銅合金中，藉由含有Si，可在600℃下提高熱變形能力，降低變形阻力。又，β相所佔之比例大，因此能夠在600℃下容易進行熱加工。
若熱加工溫度為約600℃而低於以往的銅合金的加工溫度，則用於熱擠壓之擠壓模等工具、擠壓機的容器、鍛造模具加熱至400～500℃而使用。該等工具與熱加工材料之間的溫度差越小，越可獲得均質之金相組織，可製成尺寸精度良好之熱加工材料，工具的溫度幾乎不會上升，因此工具壽命亦增加。又，同時獲得高強度、強度與伸展率之間的平衡優異之材料。
＜製造程序＞
接著，對本發明的第1、2實施形態之快削性銅合金的製造方法進行說明。
本實施形態的合金的金相組織不僅依據組成發生變化，而且還依據製造程序發生變化。不僅受熱擠壓、熱鍛的熱加工溫度、熱處理條件之影響，而且熱加工或熱處理中的冷却過程中的平均冷却速度亦會造成影響。進行深入研究之結果得知，在鑄造、熱加工、熱處理的冷卻過程中，金相組織受530℃至450℃的溫度區域中的冷卻速度之影響。
（熔解、鑄造）
熔解係在比本實施形態的合金的熔點（液相線溫度）高約100～約300℃的溫度亦即約950～約1200℃下進行。將比熔點高約50～約200℃之溫度亦即約900～約1100℃的熔融金屬澆鑄於預定的鑄模中，並藉由氣冷、徐冷、水冷等若干種冷却方法進行冷却。又，在凝固之後，構成相發生各種變化。
（熱加工）
作為熱加工，可舉出熱擠壓、熱鍛、熱軋。以下，對各步驟進行說明。再者，在進行2個以上的熱加工步驟之情況下，以以下條件進行最終熱加工步驟。
（1）熱擠壓
首先，關於熱擠壓，作為較佳之實施形態，儘管還取決於擠壓比（熱加工率）、設備能力，但實際上在進行熱加工時的材料溫度、具體而言剛通過擠壓模之後的溫度（熱加工溫度）高於530℃且低於650℃之溫度下進行熱擠壓。熱擠壓溫度的下限與熱態下的變形阻力相關，上限與α相的形狀相關，藉由在較窄之溫度範圍內進行管理，可獲得穩定之金相組織。若在650℃以上的溫度下進行熱擠壓，則α相晶粒的形狀容易成為針狀而非粒狀或容易出現直徑大於50μm之粗大之α相晶粒。若出現針狀或粗大之α相晶粒，則強度會略微降低，強度與延展性之間的平衡會略微變差。又，含有P之析出物的分佈會變得略微不均，長條的較大之α相晶粒和粗大之α相晶粒會阻礙切削，切削性會略微變差。α相晶粒的形狀與組成關係式f1相關，在組成關係式f1為58.0以下之情況下，擠壓溫度低於625℃為較佳。藉由在低於含有Pb之銅合金之溫度下進行擠壓，能夠具備更良好之切削性和高強度。
又，藉由對熱擠壓後的冷却速度下工夫，能夠獲得具備更優異之切削性之材料。亦即，在熱擠壓後的冷却過程中，將530℃至450℃的溫度區域中的平均冷却速度設定為50℃/分以下、較佳為45℃/分以下而進行冷却。藉由將平均冷却速度限制在50℃/分以下，能夠用倍率500倍或倍率1000倍的金屬顯微鏡確認含有P之化合物的存在。另一方面，若冷却速度過慢，則含有P之化合物成長而有降低對切削性之效果之慮，因此前述平均冷却速度為0.1℃/分以上為較佳，0.3℃/分以上為更佳。
鑑於能夠實際測定之測定位置，熱加工溫度定義為自熱擠壓、熱鍛、熱軋的結束時點起約3秒後或4秒後的能夠實際測定之熱加工材料的溫度。金相組織受剛經歷較大之塑性變形之加工後的溫度之影響。所議論之熱加工後的平均冷却速度為約50℃/分，因此3～4秒後的溫度下降在計算中為約3℃，幾乎不受影響。
（2）熱鍛
作為原材料，熱鍛中主要使用熱擠壓材料，但亦使用連續鑄造棒。與熱擠壓相比，熱鍛的加工速度快，加工成複雜形狀，依據情況有時會強加工至壁厚為約3mm，因此鍛造溫度高。作為較佳之實施形態，成為鍛件的主要部分之實施較大之塑性加工之熱鍛材料的溫度、亦即自剛鍛造之後（鍛造的結束時點）起約3秒後或4秒後的材料溫度高於530℃且低於675℃為較佳。在作為鍛造用的黃銅合金而廣泛使用之含有2mass%的量的Pb之黃銅合金（59Cu-2Pb-剩餘部分Zn）中，熱鍛溫度的下限為650℃，但本實施形態的熱鍛溫度低於650℃為更佳。在進行熱鍛時，亦與組成關係式f1相關，在組成關係式f1為58.0以下之情況下，熱鍛溫度低於650℃為較佳。儘管還取決於熱鍛的加工率，但溫度越低，α相晶粒的形狀越為粒狀且α相晶粒的大小越小，因此強度提高，強度與延展性之間的平衡進一步得到改善，並且切削性進一步得到改善。
又，藉由對熱鍛後的冷却速度下工夫，成為具備更良好之切削性之材料。亦即，在熱鍛後的冷却過程中，將530℃至450℃的溫度區域中的平均冷却速度設定為50℃/分以下、較佳為45℃/分以下而進行冷却。藉由控制冷却速度，使含有約0.3～3μm的P之化合物在β相中析出，藉此能夠提高合金的切削性。再者，為了抑制在冷却過程中產生化合物的粗化，前述平均冷却速度的下限設為0.1℃/分以上為較佳，設為0.3℃/分以上為進一步較佳。
（3）熱軋
在進行熱軋時，對鑄錠進行加熱，反覆滾軋5～15次。又，最終的熱軋結束時的材料溫度（自結束時點起經過3～4秒之後之材料溫度）高於530℃且低於625℃為較佳。在熱軋結束之後，冷却軋材，但與熱擠壓相同地，530℃至450℃的溫度區域中的平均冷却速度為0.1℃/分以上且50℃/分以下為較佳，更佳為0.3℃/分以上或45℃/分以下。
（熱處理）
銅合金的主要的熱處理亦稱為退火，例如在進行熱擠壓時加工成無法擠壓之較小之尺寸之情況下，在冷拉伸或冷拉線之後，依據需要進行熱處理，該熱處理以再結晶、亦即使材料柔軟為目的而實施。軋材亦相同地實施冷軋和熱處理。在本實施形態中，還以控制γ相、β相的量為目的而實施熱處理。
在需要伴隨再結晶之熱處理之情況下，在材料的溫度為400℃以上且600℃以下、0.1小時至8小時的條件下進行加熱。在前步驟中未形成含有P之化合物之情況下，在進行熱處理時形成含有P之化合物。再者，若在高於530℃之溫度下進行長時間熱處理，則含有P之化合物會再固熔並消失。在熱處理溫度高於530℃之情況下，在冷却過程中，將530℃至450℃的溫度區域中的平均冷却速度設定為50℃/分以下、較佳為45℃/分以下而進行冷却，形成含有P之化合物為較佳。前述平均冷却速度的下限為0.1℃/分以上為較佳。
（冷加工步驟）
在熱擠壓棒的情況下，為了獲得高強度、為了改善尺寸精度或為了使擠壓出之棒材、捲材成為彎曲少之直線形狀，有時會對熱擠壓材料實施冷加工。例如，以約0%～約30%的加工率對熱擠壓材料實施冷拉伸、冷拉線、矯正加工。
細棒、線或軋材被反覆實施冷加工和熱處理，在熱處理之後，實施最終加工率為0%～約30%的冷加工、矯正加工、低溫退火。
冷加工的優點為，提高合金的強度。藉由對熱加工材料組合冷加工和熱處理，即使其順序顛倒，亦能夠掌握強度、延展性之間的平衡，能夠依據用途獲得重視強度或重視延展性之特性。再者，冷加工幾乎不影響切削性。
（低溫退火）
低溫退火係以棒、線、鍛造品、軋材為對象並以殘留應力的去除、矯正、金相組織的調整和改善為主要目的在再結晶溫度以下的溫度下進行熱處理，且依據需要實施。在本實施形態的情況下，為了與前述熱處理進行區分，將在金相組織中再結晶之比例少於50%之情況定義為低溫退火。低溫退火在保持溫度為250℃以上且430℃以下、保持時間為10～200分鐘的條件下進行。下限的條件為能夠充分去除殘留應力之最低溫度或時間。又，藉由將棒材對齊排列於截面為凹狀且底面為平滑之面之模箱、例如寬度約500mm、高度約300mm、厚度約10mm、長度約4000mm的鋼製模箱（凹槽的深度為（高度）-（厚度））上並在250℃以上且430℃以下的溫度下保持10～200分鐘，能夠獲得直線性優異之棒材。若將溫度設為T℃、將時間設為t分鐘，則以300≤退火條件式f9=（T-200）×（t）
1/2≤2000的條件實施為較佳。若條件式f9小於300，則殘留應力的去除或矯正不充分。若退火條件式f9大於2000，則強度降低。退火條件式f9較佳為400以上且1600以下。若退火條件式f9與前步驟的冷却速度無關地為400以上，則在進行低溫退火時形成含有微細之P之化合物。又，儘管還取決於合金組成，但若在250℃以上且430℃以下的溫度下保持10～200分鐘，則有時在β相內或β相與α相的相界析出微細之γ相，使鑽孔切削的切屑變微細。
藉由該種製造方法製造本發明的第1、2實施形態之高強度快削性銅合金。
熱加工步驟、熱處理步驟（亦稱為退火）、低溫退火步驟為對銅合金進行加熱之步驟。基本的製造步驟有時還會不包括熔解/鑄造、熱加工（擠壓、鍛造、滾軋）、冷加工（拉伸、拉線、滾軋）、矯正加工、低溫退火，矯正加工、冷加工、低溫退火。再者，矯正加工通常在冷態下進行，因此亦稱為冷加工。關於φ5～7mm以下的細棒、線、厚度為8mm以下的板，有時在前述步驟中包括熱處理。熱處理主要在冷加工之後進行，可依據最終尺寸反覆進行熱處理和冷加工。最終產品的直徑越小且厚度越薄，越重視冷加工性。熱處理有時還會在熱加工之後且冷加工之前進行。
低溫退火步驟在熱加工步驟、冷加工步驟、矯正加工步驟及退火步驟中的最終步驟之後實施。在進行低溫退火步驟之情況下，通常退火步驟在加工步驟之間進行，因此可以說低溫退火步驟在熱加工步驟、冷加工步驟及矯正加工步驟中的最終加工步驟之後實施。
具體而言，可舉出以下製造步驟的組合。再者，亦可以代替熱擠壓而進行熱軋。
（1）熱擠壓-低溫退火
（2）熱擠壓-冷加工（拉伸、拉線、滾軋）-低溫退火
（3）熱擠壓-冷加工（拉伸、拉線、滾軋）-矯正加工-低溫退火
（4）熱擠壓-反覆進行冷加工（拉線、滾軋）和退火-冷加工-低溫退火
（5）熱擠壓-反覆進行冷加工（冷拉線、滾軋）和退火-冷加工-矯正加工-低溫退火
（6）熱擠壓-退火-冷加工（拉伸、拉線、滾軋）-低溫退火
（7）熱擠壓-退火-冷加工（拉伸、拉線、滾軋）-矯正加工-低溫退火
（8）熱擠壓-退火-反覆進行冷加工（拉伸、拉線、滾軋）和退火-冷加工-低溫退火
（9）熱擠壓-退火-反覆進行冷加工（拉伸、拉線、滾軋）和退火-冷加工-矯正加工-低溫退火
（10）熱擠壓-冷拉伸-矯正加工（可以省略矯正加工）-熱鍛-低溫退火
（11）熱擠壓-矯正加工-熱鍛-低溫退火
（12）熱擠壓-熱鍛-低溫退火
（13）鑄造-熱鍛-低溫退火
（14）鑄造-矯正加工-熱鍛-低溫退火
依如上構成之本發明的第1、第2實施形態之快削性合金，如上所述規定了合金組成、組成關係式f1、f2、組織關係式f3～f5、組織/組成關係式f6、f7，因此即使Pb及Bi的含量少，亦能夠獲得優異之切削性，熱加工性優異、強度高、強度與延展性之間的平衡優異。
以上，對本發明的實施形態進行了說明，但本發明並不限定於此，能夠在不脫離其發明的技術要求之範圍內適當進行變更。
[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。
使用在實際操作中使用之低頻熔爐及半連續鑄造機實施了銅合金的試作試驗。
又，使用實驗室設備實施了銅合金的試作試驗。
將合金組成示於表9～11。又，將製造步驟示於表12～17。再者，在組成中，“MM”表示稀土金屬合金，表示稀土類元素的總量。以下示出各製造步驟。
（步驟No.A1～A6、A10）
如表12所示，藉由實際操作之低頻熔爐及半連續鑄造機製造了直徑240mm的坯料。原料使用了依據實際操作者。將坯料切斷成800mm的長度並進行了加熱。用標稱容量3000噸的熱擠壓機擠壓出了2條直徑25.6mm的圓棒。又，在530℃至450℃的溫度區域中以若干個冷却速度對擠壓材料進行了冷却。溫度測定係以熱擠壓的中間階段至最後階段為中心使用放射溫度計而進行，測定了自被擠壓機擠壓時起約3～4秒後的擠壓材料的溫度。再者，之後的熱擠壓、熱鍛、熱軋的溫度測定中使用了LumaSense Technologies Inc製的型號IGA8Pro/MB20的放射溫度計。
確認到該擠壓材料的溫度的平均值為表12所示之溫度的±5℃（在（表所示之溫度）-5℃～（表所示之溫度）+5℃的範圍內）。
在步驟No.A1、A2、A6中，擠壓溫度為580℃，在No.A3、A5中，擠壓溫度為620℃，在No.A4中，擠壓溫度為680℃。又，在熱擠壓之後，關於530℃至450℃的平均冷却速度，在步驟No.A3中為40℃/分，在步驟No.A5中為70℃/分。在除步驟No.A3、A5、A10以外的步驟中，前述平均冷却速度為30℃/分。
在熱擠壓結束之後，在步驟No.A1中，視為熱擠壓完成，在冷態下進行了矯正。在進行矯正時，實質的冷加工率為0%。在除步驟No.A1、A10以外，在冷態下從直徑25.6mm拉伸至直徑25.0mm（加工率4.6%）。此外，在步驟No.A6中，使用步驟No.A1的原材料，在310℃且100分鐘的條件下將材料放入模箱中進行了低溫退火。
在步驟No.A10中，在570℃下進行熱擠壓至直徑45mm，以20℃/分的平均冷却速度從530℃冷卻至450℃。步驟No.A10用於鍛造實驗。
在此，對實施低溫退火者計算了以下所示之退火條件式f9。
f9=（T-200）×（t）
1/2T：溫度（材料溫度）（℃）、t：加熱時間（分鐘）
又，在將棒材堆成4層而對齊排列於截面為凹狀、寬度500mm、高度300mm、厚度10mm且長度為4000mm的鋼製的模箱上之狀態下進行了低溫退火，接著，測定了棒材的彎曲。
關於彎曲測定結果，對合金No.S01、S02實施低溫退火而得之試樣的彎曲皆為每1米棒材0.1mm以下，皆良好。
（步驟No.C1～C5、C10）
如表13所示，在實驗室中，以預定的成分比熔解了原料。還故意製作了進一步追加添加不可避免之雜質元素之試樣。將熔融金屬澆鑄於直徑100mm、長度180mm的模具中，製作了坯料（合金No.S11～S34、S51～S65）。
對該坯料進行加熱，在步驟No.C1、C3、C10中將擠壓溫度設為590℃，在步驟No.C2、C5中設為620℃，在步驟No.C4中設為680℃，擠壓成直徑24mm或45mm的圓棒。在步驟No.C5中將擠壓後的530℃至450℃的溫度範圍內的平均冷却速度設為65℃/分，在步驟No.C1，C2，C4中設為25℃/分。接著，未對線性度的良好者進行矯正，但對線性度差者進行了矯正（加工率0%）。在步驟No.C3中，使用步驟No.C1的棒在不放入模箱之情況下在320℃、60分鐘的條件下進行了低溫退火。
又，前述合金A～合金H具有不同之熱擠壓溫度，但藉由按照步驟No.C1之方法製作，在500℃下進行了2小時熱處理。此外，作為比較材料，準備了市售的添加Pb之黃銅棒、添加Pb之鍛造用黃銅棒（合金No.SI）。
在步驟No.C10中，將擠壓溫度設為590℃，擠壓至直徑45mm，將530℃至450℃的溫度範圍內的平均冷却速度設為20℃/分，作為鍛造用原材料。
（步驟D）
如表14所示，在步驟No.D1中，從實驗室的熔解爐獲得熔融金屬，並將其澆鑄於內徑45mm的模具中。在冷却過程中，將530℃至450℃的溫度區域中的平均冷却速度設為40℃/分，作為步驟No.F的鍛造用原材料。
（步驟No.E1、E2）
如表15、16所示，步驟No.E1、E2為包括退火之步驟。
在步驟No.E1中，依據步驟No.A1的條件，使用熱擠壓成直徑25.6mm者，藉由冷拉伸製成21.6mm，並在480℃下進行了60分鐘的熱處理。接著，藉由冷拉伸製成直徑20.5mm。該步驟主要為例如直徑7mm以下的細棒材的製作步驟，但若棒材較細，則無法進行切削試驗，因此用直徑大之擠壓棒進行了替代試驗。
在步驟No.E2中，從實際操作之熔解爐將熔融金屬的一部分轉移至澆桶中，並澆鑄於截面為35mm×70mm的鑄模中。切削所得之35mm×70mm×210mm的鑄件的表面，使其成為32mm×65mm×180mm。將鑄件加熱至650℃，實施2次熱軋而使厚度成為15mm。自最終的熱軋結束時點起約3～約4秒後的材料溫度為550℃，之後進行了空冷。在530℃至450℃的溫度範圍內的平均冷却速度為20℃/分的條件下進行了冷却。然後，將所得之滾軋板冷軋至厚度10mm，使用電氣爐在480℃且60分的條件下進行熱處理，藉由冷軋製成厚度9mm（加工率10%）。厚度較薄，因此僅進行了鑽頭切削的試驗。
（步驟No.F1～6）
如表17所示，將在步驟No.A10、C10、D1中獲得之直徑45mm的圓棒切斷成鑄件長度180mm。橫向放置該圓棒，用熱鍛壓能力150噸的壓機鍛造成厚度16mm。自剛熱鍛造成規定的厚度之後（熱鍛的結束時點）起經過約3～約4秒後，使用放射溫度計及接觸溫度計進行了溫度的測定。確認到熱鍛溫度（熱加工溫度）為表17所示之溫度±5℃的範圍（在（表所示之溫度）-5℃～（表所示之溫度）+5℃的範圍內）。
在步驟No.F1、F6中將熱鍛溫度設為640℃，在F2、F3、F5中分別設為600℃、625℃、690℃，實施了熱鍛。在步驟No.F1中將530℃至450℃的溫度區域內的冷却速度設為10℃/分，在步驟No.F2、F3、F5中設為28℃/分，在步驟No.F6中設為70℃/分，實施了冷却。再者，在步驟No.F4中，使用步驟No.F1的鍛件在340℃、25分鐘的條件下進行了低溫退火。
切斷熱鍛材料並提供至切削試驗、機械性質的實驗中。
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18～36。
（金相組織的觀察）
藉由以下方法觀察了金相組織，並藉由圖像解析測定了α相、β相、γ相、κ相、μ相等各相的面積率（%）。再者，α’相、β’相、γ’相設為分別包括在α相、β相、γ相中。
與長邊方向平行地或與金相組織的流動方向平行地切斷了各試驗材料的棒材、鍛件。接著，對表面進行鏡面拋光（mirror face polishing），並用過氧化氫和氨水的混合液進行了蝕刻。在進行蝕刻時使用了混合3vol%的過氧化氫水3mL和14vol%的氨水22mL而得之水溶液。在約15℃～約25℃的室溫下，將金屬的拋光面浸漬於該水溶液中約2秒～約5秒。
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Bi粒子的存在位置、是否存在含有P之化合物。依據金相組織的狀況以1000倍進行觀察，確認到金屬相、Bi粒子和含有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，用圖像分析軟體“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率。排除除氧化物、硫化物、Bi粒子和Pb粒子、含有P之化合物以外的析出物、晶出物，將所有構成相的面積率的總計設為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。儘管還取決於P的含量、製造條件，但在1個顯微鏡視野中存在數個～數百個含有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，如圖1所示，若用本實施形態的蝕刻液蝕刻含有P之試樣，則可清晰地看到α相與β相的相界。P的含量以約0.01mass%為界，相界變得更清晰，含有P使金相組織發生了變化。
與含有P之化合物相同地，用金屬顯微鏡觀察了Bi粒子。從金屬顯微鏡照片可清晰地區分Bi粒子和含有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α相中存在之粒子為Bi粒子。在難以區分兩者之情況下，用具備分析功能之電子顯微鏡、EPMA等進行了判斷。在顯微鏡照片中，若能夠在α相晶粒內觀察到Bi粒子，則視為α相內存在Bi粒子，評價為“○”（良）。在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。在α相內不存在Bi粒子之情況下，評價為“×”（差）。
關於α相的形狀，如下進行了評價。
在一個α相的晶粒中，將長邊/短邊大於4之情況定義為針狀（橢圓形）的α相晶粒。將α相的晶粒的長邊/短邊為4以下之情況定義為粒狀的α相晶粒。在觀察前述金相組織時，檢查了相對於整個α相之粒狀的α相晶粒的個數的比例。將粒狀的α相晶粒所佔之比例小於50%之情況評價為“×”（差），將粒狀的α相晶粒所佔之比例為50%以上且小於75%之情況評價為“△”（可），將粒狀的α相晶粒所佔之比例為75%以上評價為“○”（良）。α相的形狀對機械性質、切削性造成影響，粒狀的α相晶粒越多，機械性質、切削性越良好。
在相的識別、析出物的識別、含有P之化合物及Bi粒子的判定困難之情況下，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。在用金屬顯微鏡觀察之階段在含有P之試樣中未觀察到含有P之化合物之情況下，以倍率2000倍確認了是否存在含有P之化合物。
又，在對若干種合金測定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。在進行測定時，使用JEOL Ltd.製的“JXA-8230”在加速電壓20kV、電流值3.0×10
-8A的條件下進行。
在用金屬顯微鏡確認到含有P之化合物中情況下，將含有P之化合物的存在評價評價為“○”（良）。在以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）。在未確認到含有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，設為亦包括“△”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。
（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。
（抗拉強度/伸展率）
將各試驗材料加工成JIS Z 2241的10號試片，進行了抗拉強度及伸展率的測定。
若不包括冷加工步驟之熱擠壓材料或熱鍛材料的抗拉強度較佳為440N/mm
2以上、更佳為480N/mm
2以上、進一步較佳為520N/mm
2以上，則在快削性銅合金中為最高水準，能夠使在各領域中使用之構件更薄、更輕或增加允許應力。又，若在強度與伸展率之間的平衡中亦將抗拉強度設為S（N/mm
2）、將伸展率設為E（%），則在表示強度與延展性之間的平衡之特性關係式f8=S×（100+E）/100較佳為580以上、更佳為620以上、進一步較佳為650以上時，可以說在具有切削性且經熱加工之銅合金中為非常高之水準。
＜基於車床之切削性試驗＞
作為切削性的評價，用使用車床之切削試驗如下進行了評價。
對熱擠壓棒材、熱鍛件實施切削加工而製作了直徑14mm的試驗材料。將不帶斷屑槽之K10的超硬合金工具（刀具）安裝於車床。使用該車床在乾燥條件下以切削前角：0°、刀鼻半徑：0.4mm、切削後角：6°、切削速度：40m/分、切削深度：1.0mm、進給速度：0.11mm/rev.的條件在直徑14mm的試驗材料的圓周上進行了切削。
從由安裝於工具之3個部分構成之測力計（MIHODENKI CO., LTD.製造，AST式工具測力計AST-TL1003）發出之訊號轉換為電氣電壓訊號（electrical voltage signal），並記錄在記錄器中。接著，該等訊號轉換為切削阻力（主分力、進給分力、背分力、N）。切削試驗中，為了抑制刀具磨損的影響，實施2次A→B→C→///C→B→A的往復，並對各試樣進行了4次測定。切削阻力由以下式求出。
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，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的切削阻力設為100，計算試樣的切削阻力的相對值（切削性指數），進行了相對評價。切削性指數越高，越具有良好之切削性。再者，“三分力”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。
再者，如下求出了切削性指數。
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
同時採集切屑，藉由切屑形狀對切削性進行了評價。在實際進行切削時成為問題的係，切屑纏繞於工具及切屑的體積增加。因此，作為切屑形狀，將生成平均長度短於4mm之切屑之情況評價為良好“○”（良）。作為切屑形狀，將生成平均長度為4mm以上且短於10mm之切屑之情況判斷為在實際使用上會存在些許問題，但能夠進行外周切削，並評價為可“△”（可）。將生成平均長度為10mm以上的切屑之情況評價為“×”（差）。再者，最初生成之切屑在評價中除外。在本實施形態中，依據前述外周切削的條件，將“○”、“△”視為合格。
切削阻力還依賴於材料的剪斷強度、抗拉強度，強度越高之材料往往切削阻力越高。在高強度材料的情況下，若切削阻力相對於含有1～4mass%的Pb之快削黃銅棒的切削阻力高約40%左右，則在實際使用上視為良好。在本實施形態中，與含有3mass%Pb之快削黃銅C3604相比，擠壓材料的剪斷強度為約1.2倍，因此以70的切削性指數為基準對本實施形態中的切削性的評價基準進行了評價。在本實施形態中，以優異之切削性為目標，因此若切削性指數為84以上，則評價為切削性優異（評價：◎、優異）。若切削性指數為75以上且小於84，則評價為切削性良好（評價：○、良）。若切削性指數為68以上且小於75，則視為切削性合格（評價：△、可），大致達到基準。若切削性指數小於68，則評價為切削性不合格（評價：×、差）。
若為相同之強度，則切屑形狀與切削性指數具有相關關係，若切削性指數大，則切屑的分割性趨於良好，能夠數值化。依據前述外周切削的條件，將“◎”、“○”、“△”視為合格。
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合金的切削性指數為39，切屑的長度長於10mm。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10mm。
在試驗No.T09（合金No.S01）中，含有63.1mass%的Cu、1.13mass%的Si、0.073mass%的Bi、0.053mass%的Pb、0.047mass%的P，在640℃下進行熱鍛，Bi粒子存在於α相內，且存在含有P之化合物。將該試驗No.T09（合金No.S01）的切屑的外觀示於圖2。試驗No.T09（合金No.S01）的切屑的平均長度短於1mm，被較細地分割。
＜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
在第3次試驗時採集了切屑。依據切屑形狀評價了切削性。在實際進行切削時成為問題的係，切屑纏繞於工具及切屑的體積增加。因此，將平均生成切屑形狀為1捲以下的切屑之情況評價為良好“○”（良）。將生成切屑形狀長於1捲且2捲以下為止的切屑之情況評價為可“△”（可），評價為在實際使用上存在些許問題，但能夠進行鑽頭切削。將生成切屑形狀長於2捲的切屑之情況評價為“×”（差）。再者，最初生成之切屑除外。依據前述鑽頭切削條件，將“○”、“△”視為合格。
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40%左右，則在實際使用上視為良好。在本實施形態中，切削性指數以約70%為基準進行了評價。詳細而言，若鑽孔指數為76以上，則評價為切削性優異（評價：◎、優異）。若鑽孔指數為71以上且小於76，則評價為切削性良好（評價：○、良）。若鑽孔指數為68以上且小於71，則大致達到基準，評價為切削性合格（評價：△、可），評價為在實際使用上存在些許問題，但能夠進行鑽頭切削。若鑽孔指數小於68，則評價為切削性不合格（評價：×、差）。依據前述鑽頭切削的條件，將“◎”、“○”視為合格，與扭矩指數、推力指數一併，以切削性指數（鑽孔指數）為67以上為條件，將“△”視為合格。
若為相同之強度，則切屑形狀與扭矩指數具有較強之關係。若扭矩指數大，則切屑的分割性趨於良好，因此能夠以扭矩指數數值比較切屑形狀。但是，與含有3mass%Pb之快削黃銅相比，本實施形態的合金的與抗拉強度大致具有比例關係之剪斷強度為約1.2倍。切削阻力與剪斷強度具有較強之關係，因此需要考慮材料強度。
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。
作為精密鑽孔用專用工具，近年來各種設備逐漸小型化，相對於該等零件之微細之鑽孔之需求提高。例如，可舉出模具的銷孔、紡孔、印刷電路板等半導體關聯的裝置零件、光學裝置關聯的裝置零件等廣泛之需求。今後，資訊家電或醫療設備、汽車零件等各種工業產品的輕、薄、小型化將進一步加速。在該種趨勢下，各鑽頭製造商謀求充實0.1mm以下的超硬鑽頭的系列。至今為止鑽孔的直徑與深度的比率的極限為10倍左右，但最近出現了很多即使為0.5mm以下的孔亦能夠加工至鑽孔的直徑與深度的比率為100倍左右之鑽頭。擴大了小徑/深孔加工的可能性，在該等領域中要求切削性良好之材料。
（熱加工試驗）
藉由切削將步驟No.A1、步驟No.C1、步驟No.C10（步驟No.F1）的各棒材、步驟No.D1的鑄件材（步驟No.F3）及市售的合金No.SI製成直徑15mm，並切斷成長度25mm。將該試驗材料在600℃下保持了20分鐘。接著，縱向放置試驗材料，使用具有10噸的熱壓縮能力且併設有電爐之Amsler試驗機，以應變速度0.02/秒、加工率80%進行壓縮，使厚度成為5mm。在進行熱加工時，試驗材料維持在600℃。
藉由肉眼觀察是否破裂和表面上是否生成較大之褶皺評價了熱變形能力。測定加工率20%時的變形阻力，並以30N/mm
2為界評價了熱變形阻力。儘管還取決於設備能力或擠壓比等熱加工率，但30N/mm
2為可毫無問題地製造通常製造之範圍的熱擠壓棒之熱變形阻力的邊界值。在600℃的熱加工試驗中，在未破裂、未生成較大之褶皺且熱變形阻力為30N/mm
2以下之情況下，評價為熱加工性良好：“○”（良）。在熱變形能力、熱變形阻力中的任一個不滿足上述基準之情況下，有條件地評價為可“△”（可）。在熱變形能力、熱變形阻力這兩者皆不滿足上述基準之情況下，評價為不合適“×”（差）。將評價結果示於表36。
600℃下的熱擠壓和熱鍛幾乎不會以一般的銅合金實施。在含有Pb之快削銅合金的情況下，若在600℃下進行試驗，則會發生破裂，熱變形阻力大於30N/mm
2。藉由在低溫下進行熱加工，可獲得高強度、高強度與伸展率之間的平衡、良好之切削性，提高尺寸精度，實現工具的長壽命化，而且還有利於地球環境。
在組成關係式f1的值小於56.3之情況下，產生了較大之褶皺，在組成關係式f1的值大於59.5之情況下，變形阻力大於30N/mm
2。
【表9】
備註：MM表示稀土金屬合金。
| 合金 No. | 成分組成(mass%) | 雜質(mass%) | f1 | f2 | ||||||||||||||
| Cu | Si | P | Pb | Bi | Zn | Fe | Mn | Co | Cr | Sn | Al | Ni | Sb | Ag | MM | |||
| S01 | 63.1 | 1.13 | 0.047 | 0.053 | 0.073 | 剩餘部分 | 0.08 | 0.02 | 0.00 | 0.01 | 0.08 | 0.03 | 0.07 | 0.01 | 0.01 | 0.00 | 57.8 | 0.126 |
| S02 | 61.9 | 0.98 | 0.071 | 0.062 | 0.035 | 剩餘部分 | 0.06 | 0.01 | 0.00 | 0.00 | 0.11 | 0.00 | 0.02 | 0.00 | 0.02 | 0.00 | 57.3 | 0.097 |
| S11 | 62.7 | 1.17 | 0.097 | 0.089 | 0.078 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 57.2 | 0.167 |
| S12 | 63.4 | 1.12 | 0.052 | 0.057 | 0.036 | 剩餘部分 | 0.06 | 0.02 | 0.01 | 0.00 | 0.06 | 0.01 | 0.04 | 0.02 | 0.01 | 0.00 | 58.2 | 0.093 |
| S12.1 | 63.4 | 1.12 | 0.050 | 0.060 | 0.035 | 剩餘部分 | 0.19 | 0.07 | 0.01 | 0.00 | 0.06 | 0.01 | 0.04 | 0.02 | 0.01 | 0.00 | 58.2 | 0.095 |
| S12.2 | 63.3 | 1.11 | 0.053 | 0.058 | 0.037 | 剩餘部分 | 0.30 | 0.07 | 0.01 | 0.00 | 0.06 | 0.01 | 0.04 | 0.02 | 0.01 | 0.00 | 58.1 | 0.095 |
| S12.3 | 63.5 | 1.11 | 0.052 | 0.057 | 0.035 | 剩餘部分 | 0.30 | 0.22 | 0.01 | 0.00 | 0.06 | 0.01 | 0.04 | 0.02 | 0.01 | 0.00 | 58.3 | 0.092 |
| S12.4 | 63.5 | 1.13 | 0.054 | 0.056 | 0.037 | 剩餘部分 | 0.06 | 0.02 | 0.01 | 0.00 | 0.18 | 0.09 | 0.04 | 0.02 | 0.01 | 0.00 | 58.2 | 0.093 |
| S12.5 | 63.4 | 1.13 | 0.051 | 0.057 | 0.035 | 剩餘部分 | 0.06 | 0.02 | 0.01 | 0.00 | 0.29 | 0.09 | 0.04 | 0.02 | 0.01 | 0.00 | 58.1 | 0.092 |
| S12.6 | 63.5 | 1.13 | 0.051 | 0.059 | 0.034 | 剩餘部分 | 0.06 | 0.02 | 0.01 | 0.00 | 0.36 | 0.15 | 0.04 | 0.02 | 0.01 | 0.00 | 58.2 | 0.093 |
| S13 | 61.8 | 1.10 | 0.126 | 0.125 | 0.088 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.11 | 0.00 | 0.00 | 0.02 | 56.7 | 0.213 |
| S14 | 61.7 | 0.88 | 0.046 | 0.090 | 0.068 | 剩餘部分 | 0.02 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 57.6 | 0.158 |
| S15 | 60.0 | 0.51 | 0.066 | 0.132 | 0.048 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 57.7 | 0.180 |
| S16 | 63.8 | 0.98 | 0.083 | 0.078 | 0.086 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 59.2 | 0.164 |
| S17 | 64.4 | 1.13 | 0.075 | 0.073 | 0.055 | 剩餘部分 | 0.07 | 0.05 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 59.1 | 0.128 |
| S17.1 | 64.3 | 1.13 | 0.076 | 0.073 | 0.056 | 剩餘部分 | 0.07 | 0.05 | 0.00 | 0.00 | 0.20 | 0.09 | 0.04 | 0.00 | 0.02 | 0.00 | 59.0 | 0.129 |
| S17.2 | 64.4 | 1.14 | 0.073 | 0.075 | 0.054 | 剩餘部分 | 0.07 | 0.05 | 0.00 | 0.00 | 0.38 | 0.12 | 0.04 | 0.00 | 0.02 | 0.00 | 59.1 | 0.129 |
| S18 | 63.6 | 1.22 | 0.051 | 0.003 | 0.058 | 剩餘部分 | 0.02 | 0.10 | 0.00 | 0.01 | 0.01 | 0.05 | 0.00 | 0.02 | 0.00 | 0.00 | 57.9 | 0.061 |
| S19 | 59.3 | 0.36 | 0.068 | 0.090 | 0.085 | 剩餘部分 | 0.01 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 57.7 | 0.175 |
【表10】
備註：MM表示稀土金屬合金
| 合金 No. | 成分組成(mass%) | 雜質(mass%) | f1 | f2 | ||||||||||||||
| Cu | Si | P | Pb | Bi | Zn | Fe | Mn | Co | Cr | Sn | Al | Ni | Sb | Ag | MM | |||
| S20 | 61.8 | 0.94 | 0.131 | 0.165 | 0.065 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.01 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 57.4 | 0.230 |
| S21 | 61.9 | 0.85 | 0.039 | 0.089 | 0.050 | 剩餘部分 | 0.07 | 0.00 | 0.01 | 0.00 | 0.11 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 58.0 | 0.139 |
| S22 | 62.3 | 0.82 | 0.043 | 0.045 | 0.032 | 剩餘部分 | 0.09 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.05 | 0.00 | 0.06 | 0.00 | 0.01 | 0.00 | 58.5 | 0.077 |
| S22.1 | 62.4 | 0.83 | 0.042 | 0.045 | 0.031 | 剩餘部分 | 0.09 | 0.18 | 0.00 | 0.00 | 0.05 | 0.00 | 0.06 | 0.00 | 0.01 | 0.00 | 58.5 | 0.076 |
| S22.2 | 62.2 | 0.82 | 0.046 | 0.047 | 0.033 | 剩餘部分 | 0.09 | 0.39 | 0.00 | 0.00 | 0.05 | 0.00 | 0.06 | 0.00 | 0.01 | 0.00 | 58.4 | 0.080 |
| S23 | 63.1 | 0.98 | 0.066 | 0.071 | 0.050 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 58.5 | 0.121 |
| S24 | 61.4 | 0.77 | 0.009 | 0.061 | 0.025 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 57.8 | 0.086 |
| S25 | 61.3 | 0.65 | 0.031 | 0.100 | 0.077 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 58.3 | 0.177 |
| S26 | 60.5 | 0.59 | 0.025 | 0.144 | 0.072 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.08 | 0.03 | 0.01 | 0.00 | 0.01 | 0.00 | 57.8 | 0.216 |
| S26.1 | 60.4 | 0.59 | 0.024 | 0.144 | 0.073 | 剩餘部分 | 0.14 | 0.13 | 0.00 | 0.00 | 0.08 | 0.03 | 0.01 | 0.00 | 0.01 | 0.00 | 57.7 | 0.217 |
| S26.2 | 60.5 | 0.60 | 0.026 | 0.146 | 0.071 | 剩餘部分 | 0.25 | 0.25 | 0.00 | 0.00 | 0.08 | 0.03 | 0.01 | 0.00 | 0.01 | 0.00 | 57.8 | 0.217 |
| S27 | 64.2 | 1.19 | 0.066 | 0.057 | 0.035 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 58.6 | 0.092 |
| S28 | 59.9 | 0.58 | 0.046 | 0.045 | 0.044 | 剩餘部分 | 0.02 | 0.06 | 0.01 | 0.01 | 0.03 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.01 | 57.2 | 0.089 |
| S29 | 59.1 | 0.52 | 0.102 | 0.050 | 0.045 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 56.7 | 0.095 |
| S30 | 59.5 | 0.40 | 0.066 | 0.083 | 0.048 | 剩餘部分 | 0.05 | 0.01 | 0.00 | 0.00 | 0.06 | 0.02 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 57.7 | 0.131 |
| S30.1 | 59.5 | 0.40 | 0.068 | 0.084 | 0.046 | 剩餘部分 | 0.05 | 0.01 | 0.00 | 0.00 | 0.11 | 0.18 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 57.7 | 0.130 |
| S30.2 | 59.6 | 0.41 | 0.066 | 0.086 | 0.047 | 剩餘部分 | 0.05 | 0.01 | 0.00 | 0.00 | 0.33 | 0.18 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 57.7 | 0.133 |
| S31 | 64.1 | 1.03 | 0.075 | 0.062 | 0.079 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 59.3 | 0.141 |
| S32 | 63.2 | 0.96 | 0.066 | 0.020 | 0.023 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 58.7 | 0.043 |
| S33 | 62.2 | 0.93 | 0.005 | 0.008 | 0.031 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 57.8 | 0.039 |
| S34 | 62.9 | 0.85 | 0.099 | 0.034 | 0.045 | 剩餘部分 | 0.08 | 0.07 | 0.02 | 0.01 | 0.09 | 0.05 | 0.03 | 0.01 | 0.01 | 0.01 | 58.9 | 0.079 |
【表11】
備註：MM表示稀土金屬合金
| 合金 No. | 成分組成(mass%) | 雜質(mass%) | f1 | f2 | ||||||||||||||
| Cu | Si | P | Pb | Bi | Zn | Fe | Mn | Co | Cr | Sn | Al | Ni | Sb | Ag | MM | |||
| S51 | 60.0 | 0.88 | 0.076 | 0.005 | 0.028 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 55.8 | 0.033 |
| S52 | 60.3 | 0.51 | 0.000 | 0.085 | 0.053 | 剩餘部分 | 0.05 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.05 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 58.0 | 0.138 |
| S53 | 58.9 | 0.24 | 0.099 | 0.080 | 0.094 | 剩餘部分 | 0.03 | 0.02 | 0.00 | 0.00 | 0.03 | 0.00 | 0.05 | 0.03 | 0.02 | 0.00 | 57.8 | 0.174 |
| S54 | 63.0 | 0.65 | 0.100 | 0.112 | 0.081 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.01 | 0.00 | 0.00 | 0.02 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 60.0 | 0.193 |
| S55 | 63.5 | 0.95 | 0.033 | 0.010 | 0.022 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 59.0 | 0.032 |
| S56 | 64.8 | 1.22 | 0.139 | 0.011 | 0.005 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.11 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 59.0 | 0.016 |
| S57 | 65.4 | 1.29 | 0.065 | 0.031 | 0.031 | 剩餘部分 | 0.07 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 59.3 | 0.062 |
| S58 | 65.5 | 1.40 | 0.077 | 0.040 | 0.025 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 58.9 | 0.065 |
| S59 | 59.4 | 0.36 | 0.014 | 0.047 | 0.030 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 57.7 | 0.077 |
| S60 | 63.2 | 0.85 | 0.139 | 0.041 | 0.021 | 剩餘部分 | 0.06 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.04 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 59.2 | 0.062 |
| S61 | 62.1 | 0.61 | 0.025 | 0.097 | 0.036 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 59.3 | 0.133 |
| S62 | 61.0 | 1.11 | 0.114 | 0.142 | 0.098 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 55.8 | 0.240 |
| S63 | 59.9 | 0.44 | 0.001 | 0.063 | 0.008 | 剩餘部分 | 0.04 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.07 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 57.9 | 0.071 |
| S64 | 61.4 | 0.57 | 0.012 | 0.059 | 0.025 | 剩餘部分 | 0.05 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.05 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 58.8 | 0.084 |
| S65 | 58.5 | 0.08 | 0.015 | 0.010 | 0.247 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | － | 0.257 |
| S66 | 62.7 | 0.52 | 0.062 | 0.197 | 0.045 | 剩餘部分 | 0.00 | 0.00 | 0.02 | 0.00 | 0.00 | 0.02 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 0.00 | 60.3 | 0.242 |
| SI | 58.8 | 0.00 | 0.001 | 2.10 | 0.008 | 剩餘部分 | 0.27 | 0.01 | 0.02 | 0.00 | 0.29 | 0.00 | 0.08 | 0.01 | 0.00 | 0.00 | － | 2.110 |
【表12】
| 步驟A：實機製造步驟（直接擠壓） | ||||||||
| 步驟 No. | 熱擠壓 | 冷拉伸 矯正 | 低溫退火 | 備註 | ||||
| 擠壓材料 直徑(mm) | 溫度 (℃) | 冷卻速度* (℃/分) | 加工率 (%) | 溫度 (℃) | 時間 (分鐘) | f9 | ||
| A1 | 25.6 | 580 | 30 | 0 | － | － | － | |
| A2 | 25.6 | 580 | 30 | 4.6 | － | － | － | |
| A3 | 25.6 | 620 | 40 | 4.6 | － | － | － | |
| A4 | 25.6 | 680 | 30 | 4.6 | － | － | － | |
| A5 | 25.6 | 620 | 70 | 4.6 | － | － | － | |
| A6 | 25.6 | 580 | 30 | 4.6 | 310 | 100 | 1100 | 使用步驟A1的 原材料進行 低溫退火 |
| A10 | 45.0 | 570 | 20 | － | － | － | － | 至步驟F （鍛造原材料） |
| *530℃至450℃的冷卻速度 |
【表13】
| 步驟C：實驗室擠壓 | ||||||||
| 步驟 No. | 熱擠壓 | 冷加工 | 低溫退火 | 備註 | ||||
| 擠壓材料 直徑(mm) | 溫度 (℃) | 冷卻速度* (℃/分) | 加工率 (%) | 溫度 (℃) | 時間 (分鐘) | f9 | ||
| C1 | 24 | 590 | 25 | 0 | － | － | － | |
| C2 | 24 | 620 | 25 | 0 | － | － | － | |
| C3 | 24 | 590 | 25 | 0 | 320 | 60 | 930 | 使用步驟C1的 原材料進行 低溫退火 |
| C4 | 24 | 680 | 25 | 0 | － | － | － | |
| C5 | 24 | 620 | 65 | 0 | － | － | － | |
| C10 | 45 | 590 | 20 | － | － | － | － | 至步驟F （鍛造原材料） |
| *530℃至450℃的冷卻速度 |
【表14】
| 步驟D：鑄造（鍛造用原材料的鑄件的製作） | |||
| 步驟 No. | 直徑 (mm) | 冷卻速度* (℃/分) | 備註 |
| D1 | 45 | 40 | 至步驟F （鍛造原材料） |
| *530℃至450℃的冷卻速度 |
【表15】
| 步驟E1：實驗室（棒材） | ||||||||
| 步驟 No. | 原材料 （前步驟） | 擠壓材料 直徑（mm） | 冷拉伸1 | 退火 | 冷拉伸2 | |||
| 擠壓材料 直徑（mm） | 加工率 （%） | 溫度 （℃） | 時間 （分鐘） | 擠壓材料 直徑（mm） | 加工率 （%） | |||
| E1 | A1 | 25.6 | 21.6 | 29 | 480 | 60 | 20.5 | 10 |
【表16】
| 步驟E2：實驗室（滾軋材料） | |||||||||
| 步驟 No. | 原材料 （前步驟） | 熱軋 | 冷軋1 | 退火 | 冷軋2 | ||||
| 滾軋材料的 厚度（mm） | 冷卻速度* （℃/分） | 滾軋材料的 厚度（mm） | 加工率 （%） | 溫度 （℃） | 時間 （分鐘） | 滾軋材料的 厚度（mm） | 加工率 （%） | ||
| E2 | 鑄件 | 15 | 20 | 10 | 33 | 480 | 60 | 9 | 10 |
| *530℃至450℃的冷卻速度 |
【表17】
| 步驟F：熱鍛 | |||||||
| 步驟 No. | 原材料 （前步驟） | 熱鍛 | 低溫退火 | 備註 | |||
| 溫度 (℃) | 冷卻速度* (℃/分) | 溫度 (℃) | 時間 (分鐘) | f9 | |||
| F1 | A10,C10 | 640 | 10 | － | － | － | |
| F2 | A10,C10 | 600 | 28 | － | － | － | |
| F3 | D1 | 625 | 28 | － | － | － | |
| F4 | A10,C10 | 640 | 10 | 340 | 25 | 700 | 使用步驟F1的 原材料進行 低溫退火 |
| F5 | A10,C10 | 690 | 28 | － | － | － | |
| F6 | A10,C10 | 640 | 70 | － | － | － | |
| *530℃至450℃的冷卻速度 |
【表18】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 金相組織 | ||||||||
| f3 | f4 | f5 | f6 | f7 | α相中的 Bi的有無 | P化合物 | α相的 形狀 | β相中的 Si濃度 （mass%） | |||
| T01 | S01 | A1 | 53 | 47 | 0 | 12.3 | 2.26 | ○ | ○ | ○ | 1.3 |
| T02 | A2 | 53 | 47 | 0 | 12.3 | 2.26 | ○ | ○ | ○ | - | |
| T03 | A3 | 49 | 51 | 0 | 12.7 | 2.37 | ○ | ○ | ○ | - | |
| T04 | A4 | 46 | 54 | 0 | 12.9 | 2.45 | ○ | ○ | △ | - | |
| T05 | A5 | 44 | 56 | 0 | 13.1 | 2.50 | ○ | △ | ○ | 1.3 | |
| T06 | A6 | 59 | 39 | 1.9 | 12.2 | 2.02 | ○ | ○ | ○ | - | |
| T07 | E1 | 59 | 41 | 0 | 11.7 | 2.08 | ○ | ○ | ○ | 1.5 | |
| T08 | E2 | 60 | 40 | 0 | 11.6 | 2.05 | ○ | ○ | ○ | - | |
| T09 | F1 | 54 | 46 | 0 | 12.2 | 2.23 | ○ | ○ | ○ | - | |
| T10 | F2 | 55 | 45 | 0 | 12.1 | 2.20 | ○ | ○ | ○ | 1.4 | |
| T11-1 | F3 | 53 | 47 | 0 | 12.3 | 2.26 | ○ | ○ | ○ | - | |
| T11-2 | F4 | 58 | 40 | 1.6 | 12.2 | 2.05 | ○ | ○ | ○ | - | |
| T12 | F5 | 46 | 54 | 0 | 12.9 | 2.45 | ○ | ○ | △ | - | |
| T13 | F6 | 45 | 55 | 0 | 130 | 2.48 | ○ | △ | ○ | - |
【表19】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 特性 | |||
| 導電率 （%IACS） | 抗拉強度 （N/mm 2） | 伸展率 （%） | f8 | |||
| T01 | S01 | A1 | 15.3 | 520 | 32 | 686 |
| T02 | A2 | 15.3 | 557 | 27 | 707 | |
| T03 | A3 | 15.5 | 538 | 26 | 678 | |
| T04 | A4 | 15.6 | 533 | 25 | 666 | |
| T05 | A5 | 15.7 | 571 | 24 | 708 | |
| T06 | A6 | 15.5 | 562 | 23 | 691 | |
| T07 | E1 | 15.2 | 630 | 17 | 737 | |
| T08 | E2 | 15.2 | － | － | － | |
| T09 | F1 | 15.4 | 517 | 35 | 698 | |
| T10 | F2 | 15.4 | 537 | 34 | 720 | |
| T11-1 | F3 | 15.4 | 525 | 32 | 693 | |
| T11-2 | F4 | 15.4 | 535 | 29 | 690 | |
| T12 | F5 | 15.5 | 514 | 31 | 673 | |
| T13 | F6 | 15.5 | 540 | 28 | 691 |
【表20】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 車床 | 鑽頭 | ||||
| 切屑 | 三分力 | 切屑 | 扭矩 指數 | 推力 指數 | 鑽孔 指數 | |||
| T01 | S01 | A1 | 〇 | 89 | 〇 | 77 | 77 | 77 |
| T02 | A2 | 〇 | 89 | 〇 | 77 | 78 | 78 | |
| T03 | A3 | 〇 | 89 | 〇 | 77 | 76 | 77 | |
| T04 | A4 | 〇 | 86 | 〇 | 74 | 77 | 76 | |
| T05 | A5 | 〇 | 85 | 〇 | 74 | 77 | 76 | |
| T06 | A6 | 〇 | 88 | 〇 | 79 | 75 | 77 | |
| T07 | E1 | 〇 | 86 | 〇 | 75 | 76 | 76 | |
| T08 | E2 | － | － | 〇 | 74 | 76 | 75 | |
| T09 | F1 | 〇 | 88 | 〇 | 76 | 79 | 78 | |
| T10 | F2 | 〇 | 89 | 〇 | 78 | 77 | 78 | |
| T11-1 | F3 | 〇 | 89 | 〇 | 77 | 78 | 78 | |
| T11-2 | F4 | 〇 | 88 | 〇 | 79 | 75 | 77 | |
| T12 | F5 | 〇 | 86 | 〇 | 76 | 77 | 77 | |
| T13 | F6 | 〇 | 85 | 〇 | 74 | 77 | 76 |
【表21】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 金相組織 | ||||||||
| f3 | f4 | f5 | f6 | f7 | α相中的 Bi的有無 | P化合物 | α相的 形狀 | β相中的 Si濃度 (mass%) | |||
| T21 | S02 | A1 | 46 | 54 | 0 | 12.1 | 1.98 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.2 |
| T22 | A2 | 47 | 53 | 0 | 12.0 | 1.96 | 〇 | 〇 | 〇 | － | |
| T23 | A3 | 43 | 57 | 0 | 12.4 | 2.04 | 〇 | 〇 | 〇 | － | |
| T24 | A4 | 39 | 61 | 0 | 12.7 | 2.12 | 〇 | 〇 | × | － | |
| T25 | A5 | 40 | 60 | 0 | 12.6 | 2.10 | 〇 | △ | 〇 | － | |
| T26 | A6 | 48 | 52 | 0 | 12.0 | 1.94 | 〇 | 〇 | 〇 | － | |
| T27 | E1 | 55 | 45 | 0 | 11.3 | 1.78 | 〇 | 〇 | 〇 | － | |
| T28 | F1 | 47 | 53 | 0 | 12.0 | 1.96 | 〇 | 〇 | 〇 | － | |
| T29 | F2 | 49 | 51 | 0 | 11.9 | 1.92 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.3 | |
| T30 | F3 | 46 | 54 | 0 | 12.1 | 1.98 | 〇 | 〇 | 〇 | － | |
| T31 | F4 | 48 | 51 | 0.6 | 12.3 | 1.92 | 〇 | 〇 | 〇 | － | |
| T32 | F6 | 39 | 61 | 0 | 12.7 | 2.12 | 〇 | △ | 〇 | － |
【表22】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 特性 | |||
| 導電率 （%IACS） | 抗拉強度 （N/mm 2） | 伸展率 （%） | f8 | |||
| T21 | S02 | A1 | 16.8 | 530 | 30 | 689 |
| T22 | A2 | 16.8 | 567 | 26 | 714 | |
| T23 | A3 | 17.0 | 564 | 25 | 705 | |
| T24 | A4 | 17.1 | 533 | 24 | 661 | |
| T25 | A5 | 16.9 | 576 | 23 | 708 | |
| T26 | A6 | 16.9 | 573 | 25 | 716 | |
| T27 | E1 | 16.8 | 627 | 16 | 727 | |
| T28 | F1 | 16.9 | 516 | 32 | 681 | |
| T29 | F2 | 16.9 | 540 | 34 | 724 | |
| T30 | F3 | 16.9 | 524 | 32 | 692 | |
| T31 | F4 | 17.0 | 535 | 29 | 690 | |
| T32 | F6 | 17.0 | 533 | 29 | 688 |
【表23】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 車床 | 鑽頭 | ||||
| 切屑 | 三分力 | 切屑 | 扭矩 指數 | 推力 指數 | 鑽孔 指數 | |||
| T21 | S02 | A1 | 〇 | 88 | 〇 | 77 | 76 | 77 |
| T22 | A2 | 〇 | 89 | 〇 | 76 | 77 | 77 | |
| T23 | A3 | 〇 | 88 | 〇 | 76 | 76 | 76 | |
| T24 | A4 | 〇 | 84 | 〇 | 73 | 75 | 74 | |
| T25 | A5 | 〇 | 83 | 〇 | 72 | 76 | 74 | |
| T26 | A6 | 〇 | 87 | 〇 | 77 | 75 | 76 | |
| T27 | E1 | 〇 | 86 | 〇 | 76 | 75 | 76 | |
| T28 | F1 | 〇 | 88 | 〇 | 76 | 76 | 76 | |
| T29 | F2 | 〇 | 89 | 〇 | 78 | 77 | 78 | |
| T30 | F3 | 〇 | 87 | 〇 | 77 | 76 | 77 | |
| T31 | F4 | 〇 | 87 | 〇 | 78 | 75 | 77 | |
| T32 | F6 | 〇 | 84 | 〇 | 74 | 75 | 75 |
【表24】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 金相組織 | ||||||||
| f3 | f4 | f5 | f6 | f7 | α相中的 Bi的有無 | P化合物 | α相的 形狀 | β相中的 Si濃度 (mass%) | |||
| T101 | S11 | C1 | 44 | 56 | 0 | 14.3 | 2.94 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.4 |
| T102 | S12 | C1 | 60 | 40 | 0 | 11.1 | 1.75 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.4 |
| T103 | S12.1 | C1 | 62 | 38 | 0 | 10.9 | 1.71 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T104 | S12.2 | C1 | 63 | 37 | 0 | 10.8 | 1.68 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.3 |
| T105 | S12.3 | C1 | 67 | 33 | 0 | 10.3 | 1.54 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.2 |
| T106 | S12.4 | C1 | 59 | 41 | 0 | 11.3 | 1.79 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.4 |
| T107 | S12.5 | C1 | 61 | 37 | 1.6 | 11.4 | 1.67 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T108 | S12.6 | C1 | 67 | 29 | 3.9 | 10.8 | 1.44 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.2 |
| T109 | S13 | C1 | 30 | 70 | 0 | 15.9 | 3.65 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.3 |
| T110 | S14 | C1 | 48 | 52 | 0 | 12.1 | 2.34 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.1 |
| T111 | S14 | C2 | 44 | 56 | 0 | 12.4 | 2.44 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T112 | S14 | C3 | 48 | 52 | 0 | 12.1 | 2.34 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T113 | S14 | C4 | 40 | 60 | 0 | 12.7 | 2.54 | 〇 | 〇 | △ | 1.0 |
| T114 | S14 | C5 | 42 | 58 | 0 | 12.6 | 2.49 | 〇 | △ | 〇 | － |
| T115 | S15 | C1 | 47 | 53 | 0 | 10.7 | 1.83 | 〇 | 〇 | 〇 | 0.6 |
| T116 | S16 | C1 | 78 | 22 | 0 | 9.8 | 1.46 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.4 |
| T117 | S17 | C1 | 78 | 21 | 0.8 | 9.9 | 1.35 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.4 |
| T118 | S17 | C3 | 80 | 17 | 2.8 | 9.6 | 1.14 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
【表25】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 特性 | |||
| 導電率 （%IACS） | 抗拉強度 （N/mm 2） | 伸展率 （%） | f8 | |||
| T101 | S11 | C1 | 14.9 | 538 | 26 | 678 |
| T102 | S12 | C1 | 15.4 | 511 | 33 | 680 |
| T103 | S12.1 | C1 | 15.2 | 512 | 31 | 671 |
| T104 | S12.2 | C1 | 15.1 | 514 | 28 | 658 |
| T105 | S12.3 | C1 | 14.9 | 499 | 24 | 619 |
| T106 | S12.4 | C1 | 15.3 | 510 | 32 | 673 |
| T107 | S12.5 | C1 | 15.1 | 504 | 26 | 635 |
| T108 | S12.6 | C1 | 15.1 | 477 | 17 | 558 |
| T109 | S13 | C1 | 16.1 | 545 | 19 | 649 |
| T110 | S14 | C1 | 17.8 | 533 | 27 | 677 |
| T111 | S14 | C2 | 17.9 | 542 | 26 | 683 |
| T112 | S14 | C3 | 17.8 | 530 | 26 | 668 |
| T113 | S14 | C4 | 18.0 | 511 | 27 | 649 |
| T114 | S14 | C5 | 17.9 | 548 | 26 | 690 |
| T115 | S15 | C1 | 21.1 | 490 | 30 | 637 |
| T116 | S16 | C1 | 16.0 | 467 | 37 | 640 |
| T117 | S17 | C1 | 14.6 | 495 | 33 | 658 |
| T118 | S17 | C3 | 14.8 | 487 | 25 | 609 |
【表26】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 車床 | 鑽頭 | ||||
| 切屑 | 三分力 | 切屑 | 扭矩 指數 | 推力 指數 | 鑽孔 指數 | |||
| T101 | S11 | C1 | 〇 | 90 | 〇 | 78 | 78 | 78 |
| T102 | S12 | C1 | 〇 | 85 | 〇 | 74 | 75 | 75 |
| T103 | S12.1 | C1 | 〇 | 84 | 〇 | 73 | 75 | 74 |
| T104 | S12.2 | C1 | 〇 | 82 | △ | 71 | 74 | 73 |
| T105 | S12.3 | C1 | △ | 76 | × | 67 | 73 | 70 |
| T106 | S12.4 | C1 | 〇 | 84 | 〇 | 75 | 74 | 75 |
| T107 | S12.5 | C1 | 〇 | 83 | 〇 | 75 | 69 | 72 |
| T108 | S12.6 | C1 | △ | 78 | △ | 72 | 65 | 69 |
| T109 | S13 | C1 | 〇 | 92 | 〇 | 80 | 79 | 80 |
| T110 | S14 | C1 | 〇 | 89 | 〇 | 78 | 76 | 77 |
| T111 | S14 | C2 | 〇 | 87 | 〇 | 77 | 77 | 77 |
| T112 | S14 | C3 | 〇 | 88 | 〇 | 78 | 75 | 77 |
| T113 | S14 | C4 | 〇 | 85 | 〇 | 74 | 76 | 75 |
| T114 | S14 | C5 | 〇 | 84 | 〇 | 73 | 76 | 75 |
| T115 | S15 | C1 | 〇 | 83 | 〇 | 74 | 75 | 75 |
| T116 | S16 | C1 | 〇 | 81 | 〇 | 72 | 74 | 73 |
| T117 | S17 | C1 | 〇 | 80 | 〇 | 75 | 71 | 73 |
| T118 | S17 | C3 | △ | 79 | 〇 | 76 | 69 | 73 |
【表27】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 金相組織 | ||||||||
| f3 | f4 | f5 | f6 | f7 | α相中的 Bi的有無 | P化合物 | α相的 形狀 | β相中的 Si濃度 (mass%) | |||
| T119 | S17.1 | C1 | 80 | 18 | 1.9 | 9.7 | 1.20 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T120 | S17.2 | C1 | 83 | 13 | 3.8 | 8.9 | 0.89 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.2 |
| T121 | S18 | F1 | 56 | 44 | 0 | 11.3 | 1.56 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.5 |
| T122 | S18 | F2 | 58 | 42 | 0 | 11.1 | 1.52 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T123 | S18 | F3 | 55 | 45 | 0 | 11.4 | 1.58 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.5 |
| T124 | S18 | F4 | 61 | 35 | 3.6 | 11.2 | 1.36 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T125 | S18 | F5 | 49 | 51 | 0 | 12.0 | 1.71 | 〇 | 〇 | △ | 1.5 |
| T126 | S18 | F6 | 51 | 49 | 0 | 11.8 | 1.67 | 〇 | △ | 〇 | － |
| T127 | S19 | C1 | 49 | 51 | 0 | 9.5 | 1.41 | 〇 | 〇 | 〇 | 0.5 |
| T128 | S20 | C1 | 47 | 53 | 0 | 14.0 | 2.97 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.1 |
| T129 | S21 | C1 | 56 | 44 | 0 | 11.0 | 1.95 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.1 |
| T130 | S21 | C2 | 53 | 47 | 0 | 11.2 | 2.03 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T131 | S21 | C5 | 50 | 50 | 0 | 11.5 | 2.10 | 〇 | × | 〇 | － |
| T132 | S22 | F1 | 62 | 38 | 0 | 9.4 | 1.29 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.1 |
| T133 | S22.1 | F1 | 64 | 36 | 0 | 9.3 | 1.25 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T134 | S22.2 | F1 | 70 | 30 | 0 | 8.7 | 1.14 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.0 |
| T135 | S23 | C1 | 63 | 37 | 0 | 10.9 | 1.77 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.3 |
【表28】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 特性 | |||
| 導電率 （%IACS） | 抗拉強度 （N/mm 2） | 伸展率 （%） | f8 | |||
| T119 | S17.1 | C1 | 14.7 | 490 | 27 | 622 |
| T120 | S17.2 | C1 | 14.6 | 475 | 18 | 561 |
| T121 | S18 | F1 | 14.0 | 532 | 33 | 708 |
| T122 | S18 | F2 | 14.0 | 542 | 34 | 726 |
| T123 | S18 | F3 | 14.1 | 535 | 31 | 701 |
| T124 | S18 | F4 | 14.0 | 523 | 19 | 622 |
| T125 | S18 | F5 | 14.2 | 516 | 30 | 671 |
| T126 | S18 | F6 | 14.0 | 540 | 29 | 697 |
| T127 | S19 | C1 | 22.6 | 457 | 30 | 594 |
| T128 | S20 | C1 | 16.8 | 533 | 26 | 672 |
| T129 | S21 | C1 | 17.7 | 508 | 33 | 676 |
| T130 | S21 | C2 | 17.7 | 514 | 31 | 673 |
| T131 | S21 | C5 | 17.8 | 519 | 30 | 675 |
| T132 | S22 | F1 | 18.0 | 490 | 35 | 662 |
| T133 | S22.1 | F1 | 17.9 | 494 | 34 | 662 |
| T134 | S22.2 | F1 | 17.5 | 497 | 26 | 626 |
| T135 | S23 | C1 | 16.4 | 500 | 35 | 675 |
【表29】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 車床 | 鑽頭 | ||||
| 切屑 | 三分力 | 切屑 | 扭矩 指數 | 推力 指數 | 鑽孔 指數 | |||
| T119 | S17.1 | C1 | △ | 78 | 〇 | 75 | 68 | 72 |
| T120 | S17.2 | C1 | × | 69 | × | 68 | 63 | 66 |
| T121 | S18 | F1 | 〇 | 86 | 〇 | 74 | 75 | 75 |
| T122 | S18 | F2 | 〇 | 87 | 〇 | 74 | 76 | 75 |
| T123 | S18 | F3 | 〇 | 85 | 〇 | 73 | 75 | 74 |
| T124 | S18 | F4 | 〇 | 85 | 〇 | 78 | 70 | 74 |
| T125 | S18 | F5 | 〇 | 83 | 〇 | 72 | 74 | 73 |
| T126 | S18 | F6 | 〇 | 82 | 〇 | 72 | 73 | 73 |
| T127 | S19 | C1 | 〇 | 77 | 〇 | 70 | 75 | 73 |
| T128 | S20 | C1 | 〇 | 91 | 〇 | 78 | 79 | 79 |
| T129 | S21 | C1 | 〇 | 86 | 〇 | 75 | 76 | 76 |
| T130 | S21 | C2 | 〇 | 86 | 〇 | 74 | 76 | 75 |
| T131 | S21 | C5 | △ | 81 | 〇 | 70 | 73 | 72 |
| T132 | S22 | F1 | 〇 | 80 | 〇 | 73 | 73 | 73 |
| T133 | S22.1 | F1 | 〇 | 77 | 〇 | 71 | 72 | 72 |
| T134 | S22.2 | F1 | × | 69 | × | 65 | 68 | 67 |
| T135 | S23 | C1 | 〇 | 85 | 〇 | 74 | 75 | 75 |
【表30】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 金相組織 | ||||||||
| f3 | f4 | f5 | f6 | f7 | α相中的 Bi的有無 | P化合物 | α相的 形狀 | β相中的 Si濃度 (mass%) | |||
| T136 | S24 | C1 | 55 | 45 | 0 | 9.4 | 1.46 | 〇 | △ | 〇 | 1.0 |
| T137 | S25 | C1 | 63 | 37 | 0 | 9.9 | 1.70 | 〇 | 〇 | 〇 | 0.9 |
| T138 | S26 | C1 | 54 | 46 | 0 | 10.6 | 2.02 | 〇 | 〇 | 〇 | 0.7 |
| T139 | S26.1 | C1 | 57 | 43 | 0 | 10.4 | 1.95 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T140 | S26.2 | C1 | 63 | 37 | 0 | 10.1 | 1.80 | 〇 | 〇 | 〇 | 0.6 |
| T141 | S27 | C1 | 65 | 35 | 0 | 10.9 | 1.66 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.5 |
| T142 | S28 | F1 | 46 | 54 | 0 | 9.7 | 1.40 | 〇 | 〇 | 〇 | 0.7 |
| T143 | S28 | F2 | 47 | 53 | 0 | 9.6 | 1.39 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T144 | S28 | F3 | 45 | 55 | 0 | 9.8 | 1.42 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T145 | S28 | F6 | 39 | 61 | 0 | 10.1 | 1.50 | 〇 | △ | 〇 | － |
| T146 | S29 | C2 | 31 | 69 | 0 | 10.8 | 1.56 | 〇 | 〇 | △ | 0.6 |
| T147 | S30 | F1 | 49 | 51 | 0 | 9.2 | 1.30 | 〇 | 〇 | 〇 | 0.5 |
| T148 | S30.1 | F1 | 47 | 53 | 0 | 9.3 | 1.33 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T149 | S30.2 | F1 | 50 | 49 | 0.8 | 9.7 | 1.31 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T150 | S31 | C1 | 82 | 18 | 0 | 8.9 | 1.19 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.5 |
| T151 | S32 | C1 | 69 | 31 | 0 | 8.8 | 0.92 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.3 |
| T152 | S33 | F1 | 54 | 46 | 0 | 9.1 | 1.09 | 〇 | △ | 〇 | 1.1 |
| Ｔ153 | S34 | C1 | 76 | 24 | 0 | 8.6 | 0.99 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.2 |
【表31】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 特性 | |||
| 導電率 （%IACS） | 抗拉強度 （N/mm 2） | 伸展率 （%） | f8 | |||
| T136 | S24 | C1 | 18.4 | 506 | 33 | 673 |
| T137 | S25 | C1 | 19.7 | 483 | 34 | 647 |
| T138 | S26 | C1 | 20.3 | 490 | 31 | 642 |
| T139 | S26.1 | C1 | 20.2 | 494 | 29 | 637 |
| T140 | S26.2 | C1 | 19.8 | 497 | 23 | 611 |
| T141 | S27 | C1 | 14.3 | 514 | 37 | 704 |
| T142 | S28 | F1 | 20.4 | 508 | 29 | 655 |
| T143 | S28 | F2 | 20.4 | 520 | 29 | 671 |
| T144 | S28 | F3 | 20.5 | 511 | 27 | 649 |
| T145 | S28 | F6 | 20.4 | 526 | 27 | 668 |
| T146 | S29 | C2 | 21.3 | 503 | 21 | 609 |
| T147 | S30 | F1 | 22.2 | 472 | 30 | 614 |
| T148 | S30.1 | F1 | 22.2 | 464 | 26 | 585 |
| T149 | S30.2 | F1 | 22.1 | 452 | 19 | 538 |
| T150 | S31 | C1 | 15.5 | 447 | 39 | 621 |
| T151 | S32 | C1 | 16.5 | 489 | 37 | 670 |
| T152 | S33 | F1 | 16.9 | 513 | 33 | 682 |
| T153 | S34 | C1 | 17.8 | 463 | 38 | 639 |
【表32】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 車床 | 鑽頭 | ||||
| 切屑 | 三分力 | 切屑 | 扭矩 指數 | 推力 指數 | 鑽孔 指數 | |||
| T136 | S24 | C1 | △ | 79 | 〇 | 71 | 73 | 72 |
| T137 | S25 | C1 | 〇 | 82 | 〇 | 74 | 75 | 75 |
| T138 | S26 | C1 | 〇 | 83 | 〇 | 74 | 76 | 75 |
| T139 | S26.1 | C1 | 〇 | 81 | 〇 | 72 | 75 | 74 |
| T140 | S26.2 | C1 | × | 74 | × | 67 | 70 | 69 |
| T141 | S27 | C1 | 〇 | 85 | 〇 | 74 | 76 | 75 |
| T142 | S28 | F1 | 〇 | 82 | 〇 | 72 | 73 | 73 |
| T143 | S28 | F2 | 〇 | 83 | 〇 | 73 | 73 | 73 |
| T144 | S28 | F3 | 〇 | 81 | 〇 | 74 | 72 | 73 |
| T145 | S28 | F6 | 〇 | 79 | △ | 71 | 71 | 71 |
| T146 | S29 | C2 | 〇 | 83 | 〇 | 74 | 73 | 74 |
| T147 | S30 | F1 | 〇 | 79 | 〇 | 72 | 73 | 73 |
| T148 | S30.1 | F1 | 〇 | 77 | 〇 | 72 | 71 | 72 |
| T149 | S30.2 | F1 | × | 68 | × | 69 | 64 | 67 |
| T150 | S31 | C1 | 〇 | 77 | 〇 | 72 | 72 | 72 |
| T151 | S32 | C1 | 〇 | 76 | △ | 69 | 73 | 71 |
| T152 | S33 | F1 | △ | 75 | 〇 | 70 | 72 | 71 |
| T153 | S34 | C1 | △ | 74 | 〇 | 70 | 71 | 71 |
【表33】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 金相組織 | ||||||||
| f3 | f4 | f5 | f6 | f7 | α相中的 Bi的有無 | P化合物 | α相的 形狀 | β相中的 Si濃度 (mass%) | |||
| T201 | S51 | C1 | 13 | 87 | 0 | 12.6 | 1.39 | 〇 | 〇 | × | － |
| T202 | S52 | C1 | 57 | 43 | 0 | － | 1.42 | 〇 | × | 〇 | － |
| T203 | S53 | C1 | 53 | 47 | 0 | 8.6 | 0.98 | 〇 | 〇 | 〇 | 0.3 |
| T204 | S53 | F1 | 51 | 49 | 0 | 8.6 | 1.01 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T205 | S54 | C1 | 88 | 12 | 0 | 7.9 | 0.72 | 〇 | 〇 | 〇 | 1.0 |
| T206 | S55 | C1 | 74 | 26 | 0 | 7.4 | 0.70 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T207 | S55 | F1 | 73 | 27 | 0 | 7.6 | 0.71 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T208 | S56 | C1 | 77 | 22 | 1.0 | 8.5 | 0.48 | × | 〇 | 〇 | － |
| T209 | S57 | C1 | 82 | 15 | 2.6 | 8.2 | 0.76 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T210 | S57 | C3 | 85 | 9 | 5.5 | 6.7 | 0.38 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T211 | S58 | C1 | 81 | 14 | 4.8 | 8.6 | 0.76 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T212 | S59 | C1 | 51 | 49 | 0 | 7.3 | 0.90 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T213 | S59 | F1 | 49 | 51 | 0 | 7.4 | 0.93 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T214 | S60 | C1 | 77 | 23 | 0 | 8.5 | 0.85 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T215 | S61 | C1 | 80 | 20 | 0 | 7.5 | 0.93 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T216 | S62 | C1 | 14 | 86 | 0 | 17.3 | 4.36 | 〇 | 〇 | × | 1.2 |
| T217 | S63 | C1 | 55 | 45 | 0 | 6.9 | 0.94 | × | × | 〇 | － |
| T218 | S64 | C1 | 71 | 29 | 0 | 7.2 | 0.92 | 〇 | 〇 | 〇 | － |
| T219 | S65 | C1 | 55 | 45 | 0 | － | － | × | △ | 〇 | 0.1 |
| T220 | S66 | F1 | 90 | 10 | 0 | 7.5 | 0.55 | 〇 | 〇 | 〇 | 0.8 |
| T221 | SI | 市售 | － | － | － | － | － | － | － | － | － |
【表34】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 特性 | |||
| 導電率 （%IACS） | 抗拉強度 （N/mm 2） | 伸展率 （%） | f8 | |||
| T201 | S51 | C1 | 18.7 | 565 | 14 | 644 |
| T202 | S52 | C1 | 21.4 | 480 | 32 | 634 |
| T203 | S53 | C1 | 23.7 | 433 | 30 | 563 |
| T204 | S53 | F1 | 23.7 | 438 | 31 | 574 |
| T205 | S54 | C1 | 19.0 | 423 | 40 | 592 |
| T206 | S55 | C1 | 16.8 | 473 | 36 | 643 |
| T207 | S55 | F1 | 16.9 | 478 | 37 | 655 |
| T208 | S56 | C1 | 14.1 | 469 | 33 | 624 |
| T209 | S57 | C1 | 13.3 | 517 | 24 | 641 |
| T210 | S57 | C3 | 13.5 | 511 | 17 | 598 |
| T211 | S58 | C1 | 12.7 | 504 | 15 | 580 |
| T212 | S59 | C1 | 22.5 | 458 | 31 | 600 |
| T213 | S59 | F1 | 22.5 | 461 | 33 | 613 |
| T214 | S60 | C1 | 17.9 | 444 | 37 | 608 |
| T215 | S61 | C1 | 20.3 | 433 | 40 | 606 |
| T216 | S62 | C1 | 16.2 | 571 | 11 | 634 |
| T217 | S63 | C1 | 21.7 | 470 | 32 | 620 |
| T218 | S64 | C1 | 20.7 | 456 | 35 | 616 |
| T219 | S65 | C1 | 25.6 | 420 | 33 | 559 |
| T220 | S66 | F1 | 20.3 | 409 | 41 | 577 |
| T221 | SI | 市售 | - | - | - | - |
【表35】
| 試驗 No. | 合金 No. | 步驟 No. | 車床 | 鑽頭 | ||||
| 切屑 | 三分力 | 切屑 | 扭矩 指數 | 推力 指數 | 鑽孔 指數 | |||
| T201 | S51 | C1 | 〇 | 88 | 〇 | 74 | 77 | 76 |
| T202 | S52 | C1 | × | 65 | × | 64 | 68 | 66 |
| T203 | S53 | C1 | × | 67 | △ | 68 | 71 | 70 |
| T204 | S53 | F1 | × | 68 | × | 66 | 72 | 69 |
| T205 | S54 | C1 | × | 63 | × | 63 | 66 | 65 |
| T206 | S55 | C1 | × | 68 | × | 66 | 71 | 69 |
| T207 | S55 | F1 | × | 70 | × | 67 | 72 | 70 |
| T208 | S56 | C1 | × | 65 | △ | 71 | 68 | 70 |
| T209 | S57 | C1 | × | 69 | △ | 71 | 64 | 68 |
| T210 | S57 | C3 | × | 64 | × | 69 | 62 | 66 |
| T211 | S58 | C1 | × | 68 | △ | 73 | 66 | 70 |
| T212 | S59 | C1 | × | 68 | × | 67 | 71 | 69 |
| T213 | S59 | F1 | × | 70 | × | 69 | 71 | 70 |
| T214 | S60 | C1 | △ | 71 | × | 68 | 71 | 70 |
| T215 | S61 | C1 | × | 68 | × | 67 | 69 | 68 |
| T216 | S62 | C1 | 〇 | 92 | 〇 | 79 | 80 | 80 |
| T217 | S63 | C1 | × | 61 | × | 63 | 68 | 66 |
| T218 | S64 | C1 | × | 67 | × | 65 | 68 | 67 |
| T219 | S65 | C1 | × | 53 | × | 56 | 62 | 59 |
| T220 | S66 | F1 | × | 58 | × | 61 | 63 | 62 |
| T221 | SI | 市售 | － | － | － | － | － | － |
【表36】
| 試驗No. | 合金No. | 步驟No. | 熱加工性 |
| T01 | S01 | A1 | 〇 |
| T21 | S02 | A1 | 〇 |
| T30 | S02 | F3 | 〇 |
| T101 | S11 | C1 | 〇 |
| T102 | S12 | C1 | 〇 |
| T109 | S13 | C1 | 〇 |
| T110 | S14 | C1 | 〇 |
| T115 | S15 | C1 | 〇 |
| T116 | S16 | C1 | 〇 |
| T117 | S17 | C1 | 〇 |
| T121 | S18 | F1 | 〇 |
| T123 | S18 | F3 | 〇 |
| T127 | S19 | C1 | 〇 |
| T128 | S20 | C1 | 〇 |
| T129 | S21 | C1 | 〇 |
| T132 | S22 | F1 | 〇 |
| T135 | S23 | C1 | 〇 |
| T136 | S24 | C1 | 〇 |
| T137 | S25 | C1 | 〇 |
| T138 | S26 | C1 | 〇 |
| T141 | S27 | C1 | 〇 |
| T142 | S28 | F1 | 〇 |
| T147 | S30 | F1 | 〇 |
| T150 | S31 | C1 | 〇 |
| T151 | S32 | C1 | 〇 |
| T152 | S33 | F1 | 〇 |
| T201 | S51 | C1 | △ |
| T202 | S52 | C1 | 〇 |
| T203 | S53 | C1 | 〇 |
| T205 | S54 | C1 | △ |
| T206 | S55 | C1 | 〇 |
| T208 | S56 | C1 | 〇 |
| T212 | S59 | C1 | 〇 |
| T214 | S60 | C1 | 〇 |
| T215 | S61 | C1 | 〇 |
| T216 | S62 | C1 | △ |
| T217 | S63 | C1 | 〇 |
| T218 | S64 | C1 | 〇 |
| T220 | S66 | F1 | △ |
| T221 | SI | 市售 | × |
由上述測定結果得出如下見解。
1）確認到藉由滿足本實施形態的組成，滿足組成關係式f1、f2、組織關係式f3～f5、組成/組織關係式f6、f7，Bi粒子存在於α相內，可獲得如下熱加工材料（熱擠壓材料、熱鍛材料）：藉由含有少量的Pb和Bi獲得優異之切削性，在約600℃下具有良好之熱加工性，具有14%IACS以上的高導電率且具有高強度、良好之延展性及強度與延展性之間的高平衡（特性關係式f8）（合金No.S01、S02、S11～S34）。
2）在Cu含量為65.0mass%以上時，γ相增加，伸展率降低，切削性亦差（合金No.S57、S58）。
3）在Si含量少於0.3mass%時，切削性差，抗拉強度低。在Si含量多於0.5mass%、進一步多於0.7mass%時，切削性、機械性質進一步得到改善。在Si含量為1.3mass%以上時，γ相增加，伸展率降低（例如，合金No.S14、S28、S53、S58）。
4）在不含P時，切削性差。在含有多於0.001mass%的P時，切削性得到改善，在P含量多於0.010mass%時，切削性進一步得到改善。在存在含有P之化合物且能夠用金屬顯微鏡進一步觀察含有P之化合物時，切削性進一步提高。認為P的含有及含有P之化合物的存在提高了β相的切削性，亦提高了作為合金之切削性（例如合金No.S01、S02、S24、S33、S52、S63）。
5）在Bi含量多於0.020mass%、Pb含量多於0.001mass%且Bi和Pb的含量的總計（f2）多於0.025mass%時，切削性良好。在Bi含量多於0.030mass%、Pb含量為0.003mass%以上且Bi和Pb的含量的總計（f2）為0.04mass%以上時，切削性變得進一步良好（合金No.S01、S02、S11～S34）。在Bi含量為0.020mass%以下且f2小於0.025時，切削性差（合金No.S56）。
6）確認到即使含有可藉由實際操作進行之程度的不可避免之雜質，亦不會對各種特性造成較大影響（合金No.S12、S17、S22、S26、S30）。在含有多於不可避免之雜質的較佳之範圍之Fe、Mn、Co或Cr時，認為形成了Fe、Mn等與Si的金屬間化合物。認為其結果，Fe等與Si的化合物的存在和Si有效濃度減少，此外，含有P之化合物的組成有可能發生了變化，切削性變差（合金No.S12.3、S22.2、S26.2）。在含有多於不可避免之雜質的較佳之範圍之量的Sn、Al時，認為會出現γ相或γ相增加而β相減少或者β相、γ相的性質發生變化，其結果，伸展率值減小，平衡指數f8降低，切削性變差（合金No.S12.6、S17.2、S30.2）。
7）在α相中存在Bi粒子時，切削性良好（合金No.S01、S02等）。例如，即使Bi含量多於0.020mass%，若Bi粒子不存在於α相中，則切削性亦差。認為α相中是否存在Bi粒子與合金的Si含量和Bi含量相關（合金No.S56、S63、S65）。
8）在組成關係式f1小於56.5時，伸展值降低。在f1大於59.5時，切削性變差，抗拉強度降低。又，兩者的600℃下的熱加工性皆變差（合金No.S51、S54、S62、S66）。
9）在f3為85以上或f4為15以下時，切削性差，抗拉強度、平衡指數f8低。在f3小於20或f4大於80時，伸展率低。在f3為30以上且75以下或f4為25以上且70以下時，切削性得到改善，抗拉強度、伸展率增加，平衡指數f8增加。尤其，在f4為35以上、甚至f4為40以上時，切削性得到進一步改善（合金No.S11～S34、S51～S65）。
10）在γ相的量、f5為5以上時，伸展率降低，切削性亦變差（合金No.S57）。在f5小於3時，伸展率的降低減少，扭矩切削性指數提高（合金No.S01、S02）。
11）在f6的值小於8.0，切削性差，在f6的值大於17.0時，伸展率低。在f7的值小於0.9時，切削性差，在大於4.0時，伸展率低。即使滿足組成、f1、f2、f3～f5的條件，若不滿足f6、f7這兩者，則亦會在切削性上產生問題。在f6為10.0以上且f7為1.2以上時，切削性變得更優異（合金No.S01、S02、S11～S34、S53、S56、59～64）。
12）在不含γ相之情況下，即使β相的面積率為約40%～約50%，在f6為10.0以上且f7為1.2以上時，亦維持或超過作為β單相合金之合金H的切削性（例如，合金No.S01、S14、S18、S20、S21、S23）。
13）在β相中的Si濃度為0.4mass%以上時，切削性得到改善，在為0.6mass%以上、甚至為1.0mass%以上時，切削性得到進一步改善。依據製造條件，即使為相同組成的合金，β相中的Si濃度亦發生了些許變動，又，依據不可避免之雜質的量，β相中的Si濃度亦發生了些許變動（合金No.S01、S02、S11～S34）。
14）關於α相的形狀，在長邊/短邊為4以下的粒狀的α相晶粒在所有α相晶粒中所佔之比例為75%以上時，抗拉強度、伸展率、f8提高，切削性得到改善（合金No.S01、S02、S11～S34、S51、S62）。
15）在滿足組成及f1～f7時，抗拉強度為440N/mm
2以上，平衡指數f8為580以上。在f1～f7在較佳之範圍內時，幾乎所有合金的抗拉強度達到480N/mm
2以上，且平衡指數f8達到620以上（合金No.S01、S02、S11～S34）。
16）在將冷加工率設為[R]%時，在熱加工之後以加工率4.6%進行冷拉伸之材料（步驟No.A2～A6）及在熱加工之後實施冷加工和熱處理並以冷加工率10%進行冷加工之材料（步驟No.E1、E2）的機械性質滿足以下特性。抗拉強度S（N/mm
2）為（440+8×[R]）N/mm
2以上，伸展率E（%）為（0.02×[R]
2-1.15×[R]+18）%以上，顯示出高強度和良好之伸展率（合金No.S01、S02）。
17）在包括冷却之熱加工條件發生變化時，β相、γ相所佔之比例發生變化，對切削性和抗拉強度、伸展率、導電率造成了影響（例如，合金No.S01、各步驟）。
18）在熱擠壓後、熱鍛後的冷却中530℃至450℃的平均冷却速度為50℃/分以下時，確認到含有P之化合物的存在。在含有P之化合物的評價從“△”變為“○”時，切削性進一步提高（各步驟）。
19）在熱處理條件式f9為1100的條件下對進行熱擠壓接著進行冷拉伸之棒進行低溫退火時，彎曲度的測定結果為每米0.1mm以下，獲得了彎曲度小之棒材。依據低溫退火的條件，在為析出γ相之合金且γ相適量時，扭矩指數提高（合金No.S01、步驟No.A6）。
綜上所述，如本實施形態的合金般，各添加元素的含量及組成關係式f1、f2、組織關係式f3～f5、組織/組成關係式f6、f7在適當的範圍內之本實施形態的快削性銅合金的熱加工性（熱擠壓、熱鍛）優異，切削性、機械性質亦良好。又，為了在本實施形態的快削性銅合金中獲得優異之特性，能夠藉由使熱擠壓、熱鍛中的製造條件、熱處理中的條件成為適當範圍而實現。
[產業上之可利用性]
本實施形態的快削性銅合金的Pb、Bi的含量少，切削性、熱加工性優異，強度高，強度與伸展率之間的平衡優異。因此，本實施形態的快削性銅合金適合於汽車零件、電氣/電子設備零件、機械零件、文具、玩具、滑動零件、儀器零件、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、工業用配管零件及飲用水、工業用水、廢水、氫等液體或氣體之零件。
具體而言，能夠適當地用作用於前述領域之以閥、接頭、旋塞、水龍頭、齒輪、軸、軸承、轉軸、套筒、心軸、感測器、螺栓、螺帽、擴口螺帽、筆尖、嵌入螺帽、蓋形螺帽、螺紋接管、間隔件、螺釘等名稱使用者的構成材料等。
無
圖1係實施形態中的快削性銅合金的組織觀察照片。
圖2係實施例中的試驗No.T09的切削試驗後的切屑的照片。
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無
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無
Claims (10)
- 一種快削性銅合金，其特徵為，含有多於58.0mass%且少於65.0mass%的Cu、多於0.30mass%且少於1.30mass%的Si、多於0.001mass%且0.20mass%以下的Pb、多於0.020mass%且0.10mass%以下的Bi及多於0.001mass%且少於0.20mass%的P，剩餘部分由Zn及不可避免之雜質構成，作為前述不可避免之雜質之Fe、Mn、Co及Cr的總量少於0.45mass%且Sn及Al的總量少於0.45mass%，在將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%之情況下，具有如下關係：56.5f1=[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]
59.5；0.025
f2=[Pb]+[Bi]<0.25，金相組織含有α相及β相，在除為金屬間化合物、析出物、氧化物及硫化物之非金屬夾雜物以外之金相組織的構成相中，在將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，具有如下關係：20
(α)<85；15<(β)
80； 0
(γ)<5；8.0
([Bi]+[Pb]-0.002)1/2×10+([P]-0.001)1/2×5+((β)-7)1/2×([Si]-0.1)1/2×1.2+(γ)1/2×0.5
17.0；0.9
([Bi]+[Pb]-0.002)1/2×((β)-7)1/2×([Si]-0.1)1/2
4.0，α相內存在含有Bi之粒子。
- 一種快削性銅合金，其特徵為，含有59.5mass%以上且64.5mass%以下的Cu、多於0.50mass%且1.20mass%以下的Si、0.003mass%以上且少於0.10mass%的Pb、0.030mass%以上且少於0.10mass%的Bi及0.010mass%以上且0.14mass%以下的P，剩餘部分由Zn及不可避免之雜質構成，作為前述不可避免之雜質之Fe、Mn、Co及Cr的總量為0.35mass%以下且Sn及Al的總量為0.35mass%以下，在將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%之情況下，具有如下關係：56.8f1=[Cu]-4.7×[Si]+0.5×[Pb]+0.5×[Bi]-0.5×[P]
59.0；0.04
f2=[Pb]+[Bi]
0.19，金相組織含有α相、β相，在除為金屬間化合物、析 出物、氧化物及硫化物之非金屬夾雜物以外之金相組織的構成相中，在將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，具有如下關係：30
(α)
75；25
(β)
70；0
(γ)<3；10.0
([Bi]+[Pb]-0.002)1/2×10+([P]-0.001)1/2×5+((β)-7)1/2×([Si]-0.1)1/2×1.2+(γ)1/2×0.5
14.0；1.2
([Bi]+[Pb]-0.002)1/2×((β)-7)1/2×([Si]-0.1)1/2
3.0，α相內存在含有Bi之粒子且β相內存在含有P之化合物。
- 如申請專利範圍第1項所述之快削性銅合金，其中該β相中含有之Si量為0.4mass%以上且1.7mass%以下。
- 如申請專利範圍第2項所述之快削性銅合金，其中該β相中含有之Si量為0.4mass%以上且1.7mass%以下。
- 如申請專利範圍第1至4項中任一項所述之快削性銅合金，其為熱加工材料或對熱加工材料實施冷 加工之材料或實施熱加工、退火及冷加工之材料，導電率為14%IACS以上，且至少抗拉強度S(N/mm2)為440N/mm2以上，表示強度與伸展率(E%)之間的平衡之f8=S×(100+E)/100為580以上。
- 如申請專利範圍第1至4項中任一項所述之快削性銅合金，其用於汽車零件、電氣/電子設備零件、機械零件、文具、玩具、滑動零件、儀器零件、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。
- 如申請專利範圍第5項所述之快削性銅合金，其用於汽車零件、電氣/電子設備零件、機械零件、文具、玩具、滑動零件、儀器零件、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。
- 一種快削性銅合金的製造方法，其為申請專利範圍第1至7項中任一項所述之快削性銅合金的製造方法，包括1個以上的熱加工步驟，在該熱加工步驟中的最終熱加工步驟中，熱加工溫度高於530℃且低於650℃，熱加工後的530℃至450℃的溫度區域中的平均冷却速度為0.1℃/分以上且50℃/分以下。
- 如申請專利範圍第8項所述之快削性銅合金的製造方法，其進一步包括選自冷加工步驟、矯正加工 步驟及退火步驟中之1個以上的步驟。
- 如申請專利範圍第8或9項所述之快削性銅合金的製造方法，其進一步包括在該熱加工步驟、該冷加工步驟、該矯正加工步驟及該退火步驟中的最終步驟之後實施之低溫退火步驟，在該低溫退火步驟中，保持溫度為250℃以上且430℃以下，保持時間為10分鐘以上且200分鐘以下。
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